JPH04180522A - 無方向性電磁鋼板の熱間圧延方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 本発明は磁性焼鈍前後の鉄損、磁束密度の両者ともに優
れた冷間圧延無方向性電磁鋼数の製造法に関するもので
ある。

（従来の技術） 無方向性電磁鋼板は大型、中型回転機汎用モーター、自
動車用モーター、家電用モーター、変圧器等の鉄心材料
として使用される。この鋼板には磁気特性レベルによっ
てグレード分けされており、所望電気機器成品の目的に
応じて使い分けて用いられる。

近年のエネルギー節減、電気機器の特性向上、小型化等
のために、これら電気機器に使用される鉄心材料の磁気
特性の向上が強く望まれている。

特に汎用モーター、自動車用モーター、家電用モーター
等に使用される中級から低級無方向性電磁鋼板の磁気特
性を一段と向上することが重要である。

電磁鋼板の使用方法は、コイルまたはシート状の成品を
＝要求での種々の電気機器用の部品形状に打ち抜いた後
、積層し、所定のコアに成形するのであるが、ｆｉ層後
、磁性向上を目的とした磁性焼鈍を実施する場合としな
い場合の２通りがある。

この磁性焼鈍とは、需要家での打ち抜き加工によって鋼
板中に歪が入り、この歪のために、鉄損を大幅に劣化さ
せる。そこでこの歪を除去することと、鋼板の１次粒成
長を行わせ鉄損を向上させることを目的に７５０℃×２
ｈ「の熱処理を窒素雰囲気中で行うものである。

一般に無方向性電磁鋼板を使用する場合、磁性焼鈍なし
の状態で使用されていたが、最近は電気メーカーのコス
ト低減を目的に低級無方向性電磁鋼板を使用し、積層後
、磁性焼鈍を行うことによって中高級の無方向性電磁鋼
板の磁性レベルに・　　改善して使用するケースが多く
なってきた。

このような中低級の無方向性電磁鋼板における磁性焼鈍
の実施比率は年々高まってきており、現在では約７０％
が磁性焼鈍後便用となってきている。

このため、電磁鋼板には、この磁性焼鈍前後の段階で優
れた磁性を示すものか要求されており、こういった特性
を持つ材料の開発競争か展開されている。

ところで電気機器で発生する電力損失は、鉄損が主で材
料の無方向性電磁鋼板の鉄損に依存する。

鉄損を低くするにはＳｉ含有量を高めればよいか、これ
はコスト高を招きさらには磁束密度を低下させる。磁束
密度の低下は大きな励磁電流を要することになるから、
起動・停止りが頻繁になされる汎用モーター等では電力
損失か人となり問題である。

従来から、無方向性電磁鋼板の製造において、磁気特性
向上のための熱間圧延技術が種々提案されている。特公
昭５６−１８０４５号公報及び特公昭５６−３３４５１
号公報には、連続鋳造されたままの高温スラブをその表
面温度、中心温度共８００〜１０５０℃の温度範囲に４
０分以上確保して、Ａｌ）Ｎの凝集処理を行い無害化を
図ることを基本とする無方向性電磁鋼板の製造方法か開
示されている。

また、特開昭６０−　５８４０３号公報には、Ｓｉを０
．３％〜２．０％含む極低炭素鋼スラブを熱間圧延後、
８００℃以上２分以内の高温短時間の熱延板焼鈍を実施
することが開示されている。

更に、特公昭６３−２１０２３７号公報には、高温巻取
りを実施する上での問題点、即ち、スケール生成量の増
大による脱スケール性の問題、コイル内での温度不均一
による磁気特性のバラツキの問題を解決するため、高純
度鋼を出発材料として使用するとともに、７００℃以上
のフェライト域内の低温域で熱間圧延を終了することに
より熱延板に十分な歪を蓄積させ、６００〜６８０℃で
の巻取りにより熱延板の再結晶及び粒成長を行うことを
開示している。

（発明が解決しようとする課題） しかし、前記した特開昭５８−１８０４５号、特公昭５
６−３３４５１号及び特公昭６０−５６４０３号の各公
報に開示された技術では、熱延板焼鈍が実施されている
ためコスト高となることは明らかである。また、特公昭
６３−２１０２３７号公報に開示された技術では、熱間
圧延前のスラブ加熱条件及び熱間圧延終了温度のフェラ
イト域内での選び方について言及されておらず、良好な
磁気特性を得るためには不備がある。

本発明は上記従来技術の問題点を有利に解決するもので
あり、熱延板焼鈍を省略しコスト高とならない新規な無
方向性電磁鋼板の製造方法を提供せんとするものである
。

（課題を解決するだめの手段） 本発明者らは、熱延板焼鈍を実施することと同様の効果
が期待できる対策を見出すべく、熱間圧延工程の諸条件
について種々の実験を行った結果、次の知見を得た。

■所定の成分組成を有するスラブの加熱温度を１１００
℃以下に下げることによってＭｎＳの熱延中の微細析出
を防止し、熱延段階において再結晶を十分に進行させる
ことが可能となり結晶粒の粒成長を大幅に促進でき、そ
の結果、鉄損の改善が可能となる。

■熱延板段階での結晶粒の粒成長のためには、仕上圧延
機出口温度をＡｒ３変態点以下で極力高めることが重要
であり、これにより結晶粒成長か促進できる。この時同
時に熱延板の集合組織の改善も行われる。

この熱延板の集合組織の改善は、加熱温度を１１００℃
以下に低下することと、仕上圧延機出口温度を上記Ａｒ
ｑ変態点以下で極力高温側に制御することの組合せで大
きく進み特に磁束密度の大幅な改善をもたらす。

■仕上圧延の前段をγ単相域で圧延を行い、仕上圧延の
途中で冷却してＡｒ３変態を急速に完了させ、仕上圧延
の後段をα単相域で圧延を行うことにより圧延が安定し
て行えると共に仕上出口温度をＡｒ、変態点以下で極力
高める事か効果的にてきる。

本発明は以上の知見にもとづくものであって、発明の要
旨は次の通りである。

無方向性電磁鋼スラブを熱間圧延するに際し、上記無方
向性電磁鋼スラブを１１００℃以下の温度に加熱後圧延
を行い、連続仕上圧延機群の最終スタンドより上流側の
スタンド間に設けた冷却装置までをγ単相域で圧延を行
った後上記冷却装置て冷却して、該冷却装置を有するス
タンド間でγ→α変態を行わせしめ、且つ最終スタンド
出口温度Ｙが（１）式に示したような温度になるよう制
御することを特徴とする無方向性電磁鋼板の熱間圧延方
法。

８７０＋８０Ｘ　Ｓ　ｉ（％）＞Ｙ＞８２０＋８０ｘ　
］（％）（１）式中　Ｓｉ（％）：鋼中のＳｉ含有率（
％）Ｙ　　　：最終スタンド出口温度（℃）（作　　用
） 以下、本発明の内容を詳細に説明する。

第１図は、０．００５０％以下の低Ｓ下における、熱延
工程の加熱温度と仕上圧延機出口温度と磁性焼鈍前後の
磁気特性との関係を示す実験データである。

これは、Ｃ：　０．００３％、Ｓ　ｉ　：　０．１５％
、Ｍｎ：０．１２％、Ｐ　：　０．０７％、Ｓ　：　０
．００３０％、ｓｏｌ、Ａ、Ｑ：０．００１５％に溶製
した溶鋼を連続鋳造機にて２５０■ｍ厚のスラブとし、
これに続く、熱間圧延工程において加熱温度をｌ０５０
℃、　１１００℃、　１１５０℃の３水準に、最終圧延
機出口温度を（１）式の下限から外れる８２０℃、およ
び（１）式に入る８７０℃とした２水準の計６水準に振
り、続く巻き取りを６２０℃で処理し、２．５ｍ厚の熱
延板を得、次いで脱スケール、酸洗後０．５ｗ＋ｓ厚の
板厚まで冷間圧延し、さらに７５０℃×３０秒の連続焼
鈍を実施し、成品としたものの磁性焼鈍前後の鉄損と磁
束密度を測定した結果を示したものである。

まず、加熱温度の影響であるか、１１００℃以下の低温
加熱にすることによって磁性焼鈍前の鉄損及び磁性焼鈍
後の鉄損の両者か大きく改善されていることがわかる。

そしてこの傾向は特に、磁性焼鈍後の鉄損値について大
きくなっている０次に磁束密度について、同様に加熱温
度の影響をみると仕上圧延機出口温度が（１）式に外れ
る８２０℃においては、磁性焼鈍前後の値は１１００℃
以下の低温加熱によって若干向上していることが認めら
れる。一方、仕上圧延機出口温度が（１）式に含まれる
８７０℃で同様の比較を行うと、１１００℃以下の低温
加熱の領域で著しく磁束密度か向上している。

このように、磁束密度においては磁性焼鈍前後共に、１
１００℃以下の低温加熱と（１）式に含まれる仕上げ圧
延機出口温度との組合せで大幅な改善が可能であること
がわかる。

第２図にはさらに詳しく加熱温度と仕上出口温度と磁性
焼鈍前の磁束密度の関係を示すが、１１５０℃以上（１
１５０℃）の高温加熱の場合、磁性焼鈍前の磁束密度は
（１）式に含まれる温度領域において、Ａｒ、変態点直
下まで温度を上げていっても磁束密度の向上式は少ない
。しかしなから１１００℃以下（１０５０℃）の低温加
熱を行った場合（１）式に示された領域の組合せで圧延
を行うことによって磁束密度が向上し、Ａｒ３変態点直
下までその傾向は継続している。このような加熱温度と
仕上温度の組合せを選択することによって、磁束密度が
大幅に向上する。

つまり、１１００℃以下の低温加熱によって、磁性焼鈍
前後の鉄損を改善し、加えて（１）式に示す温度範囲に
仕上圧延機出口温度を制御して磁性焼鈍前後の磁束密度
の向上を図るのが本発明の第１の特徴である。

以下にこの現象について説明する。

第３図には、第１図の加熱温度、１１５０℃、　１０５
０℃、仕上圧延機出口温度、８２０’Ｃ，８７０℃の４
水準にあった材料の熱延板段階での再結晶組織を示す金
属組織写真である。同図に見られるとおり加熱条件は１
１００℃以下（１０５０℃）の低温加熱を行うことによ
って、再結晶粒径は大きくなっていることがわかる。又
、仕上げ出口温度条件は、Ａｒ３変態点以下、８３２℃
以上（８７０℃）のより高温側にもっていくことによっ
て更に粒径は大きくなり、この２つを組み合わせた１１
００℃以下の低温加熱と、（１）式で示す高温仕上げの
領域では、従来の一般的な操業条件である１１５０℃以
上（１１５０℃）の高温□　　加熱の８３０℃以下（８
２０℃）の低温仕上げ時の結晶粒径の２２μに対して４
０μという倍の粒径になっていることが観察できる。

第４図は、加熱温度の差によって、熱延板段階でのＭｎ
Ｓの析出状態の違いを示した顕微鏡拡大写真であるか、
同図にみられるとおり、１０５０℃の低温加熱によって
、微細なＭｎＳの析出か認められなくなっていることか
わかる。

以上の現象は、１０５０℃という低温加熱化によってス
ラブ加熱時のＭｎＳの固溶か防止され、このため熱延中
に起こる微細なＭｎＳの析出か抑制され、アルファ単相
域での再結晶化が進みやすくなることと、仕上出口温度
をＡｒ、変態点以下の領域で且つ、極力高温側にもって
いくことによりアルファ単相域での熱延板中の再結晶を
更に進ｉｊさせることの２つの組合せにより、巻き取り
後の熱延板での結晶粒の粒成長が図れるわけである。

第５図には、これら４条件で製造した熱延板の集合組織
の各方位粒の強度をみたものを示すが、磁束密度向上を
阻害する（１００）方位粒のＭａｘ強度は、１１００℃
以下（１０５０℃）の低温加熱と、（１）式に含まれる
高温仕上げ（８７０℃）の組合わせによって大幅に低下
しており、熱延板の集合組織が改善されていることがわ
かる。

このように熱延板の結晶粒の粒成長以外に、集合組織の
方位からみても、目ＤＯ℃以ドの低温加熱と（１）式に
示す範囲での高温仕上げの圧延方法の組合せによって磁
性焼鈍前後の鉄損・磁束密度か改善される特徴を示して
いることかわかる。

次に本発明の第２の特徴である圧延温度履歴について詳
しくのべる。

熱延板段階での結晶粒の粒成長のためには、仕上圧延機
出口温度をＡｒ、変態点以下で極力高めることが重要で
あるか、本発明で対象とする無方向性電磁鋼はγ→α変
態に伴う熱間変形抵抗の変化が非常に大きく第６図に示
すようにγ→α変態後の変形抵抗は変態前の変形抵抗の
１／２程度になるものが多い。

熱延中の材料は、幅方向に２０℃〜４０℃の温度偏差を
有しており、仕上圧延の途中でこの変態領域にかかると
、幅方向の高温部と低温部の著しい変形抵抗の差から変
形抵抗の小さい部分が薄くなる所謂局部延びと呼ばれる
現象が起きて正常な圧延は続けられなくなる。従って、
従来この種の熱延は第７図の例１の温度履歴のようにＡ
ｒ、変態点以下の領域で圧延する所謂α域圧延を余儀な
くされたが、そのようなα域圧延の場合には、熱間圧延
中の温度降下により（Ｌ）式に示した仕上圧延機出口温
度を工業的に安定して確保することは困難である。一方
第７図例２の温度履歴をとるγ域圧延は、やはり従来の
圧延中の変態をさける安定した方法であるか、圧延後に
変態を起こしα結晶粒の粒成長を促進することかできず
目的にそわない。

本発明者らは、仕上出口温度をＡｒ、変態点以下で極力
高めるため、特定の圧延機間で材料の幅方向の全ての領
域てＡｒ、変態を開始させると共に完了させることを特
徴とする熱延方法を開発した。すなわち、第７図例３の
温度履歴かこの熱延方法を示すもので、この例では第１
圧延機がら第４圧延機までは完全にγ域であるから、例
２同様に安定な圧延が行え、また第５圧延機から最終圧
延機までは完全にα域で例２同様に安定な圧延が行える
と同時に初期の目的である仕上出口温度をＡｒ、変態点
以下で極力高めることか効果的にできることになる。

第７図の例３の圧延について史に詳細に説明する。

Ｓｉ含有ｆｆｉ　０　、１５９６の２５０　ｉｎ厚のス
ラブを粗圧延で３０１１Ｉ１１とした後、６台からなる
仕上圧延機で２．５龍まで圧延するに際し、加熱温度は
１０８０℃とした。

この場合Ａｒ、変態点を含むγ→α２相域は８９０℃〜
９１０℃にある。材料の幅方向の偏熱を考慮にいれ８８
０℃〜９２０℃の範囲の圧延は極めて不安定になるので
避ける必要がある。

このため、冷却装置を第４と第５の圧延機間に設け５０
℃の冷却能力を持たせ、第４圧延機出側の温度を９３０
℃となるよう制御し冷却装置で８８０℃まで冷却し第５
．第６の圧延機に供給した結果、仕上圧延機出口温度８
７０℃を得ることができた。

このように圧延機間に冷却装置をもってそこにＡｒ、変
態を含む２相域をもって行くことにより、不安定な圧延
を避は仕上圧延機出口温度を（１）式に示す範囲に制御
することが可能となる。

次に本発明の熱間圧延工程を限定した理由を整理して説
明する。

〔スラブ加熱温度〕

この工程は加熱炉抽出時のスラブ温度で１１００℃以下
にする二とか条件である。

本発明は、既述したとおり、熱延段階で再結晶及び粒成
長を促進させることと、集合組織を改善することの２点
により、磁性焼鈍前後の磁気特性を著しく向上させると
ころに大きな特徴かある。

すなわち、熱延板段階での粒成長を十分に促進させるた
めには、熱延板段階でのＭｎＳの微細析出を防止するこ
とが重要である。このＭｎＳの微細析出はＭｎ、Ｓ、Ａ
ΩＮの溶体化か起こりこの溶体化したものが熱延中に微
細に析出するといったものである。このため、加熱温度
は極力低温が望ましく、本成分系におけるＭｎＳの溶体
化を防止する温度として１１００℃以−ドを条件とした
。

又、集合組織の改善効果が加熱温度と仕上圧延機の出口
温度との組合せで実現されることも既に述べたかこの集
合組織改善を行わしめるためには、加熱温度は１１００
℃以下に制御する必要かある。下限の温度についてはと
くに限定してないか熱延板の厚み、幅が制度良く得られ
る熱間圧延か実施できることと、（１）式の温度範囲か
仕上圧延機出口で確保できる範囲であればよく通常は１
０３０℃程度にする。

〔熱延条件〕

本発明では、仕上圧延機出口温度を（１）式に示された
範囲に制御することを条件とする。

本発明は既述したとおり、１１００℃以下の低温加熱と
（１）式に示された温度範囲に仕上圧延機出口温度を制
御することによって、熱延板段階での粒成長を促進する
ことと、磁束密度の向上を阻害する（　１００）方位粒
のＭａｘ強度をさげることの２点に大きな特徴かある。

すなわち、（１）式の範囲を低めに外れる領域では、本
発明の効果が十分に得られない。また、上限にはずれる
場合は、変態点を超えてα＋γの２相域ないしはγ領域
となって本発明の効果が十分に得られない。一方（１）
式の範囲内でみると極力高温側が磁性向上に対して望ま
しい。

更に本発明においては（１）式に示した温度範囲の仕上
圧延機出口温度を工業的に安定して確保するために仕上
圧延の前段をγ１１１−相域で圧延し、所定の圧延機間
で水冷してγ−ａ変態を行わせて後段の圧延をα単相域
で行うものである。この場合の圧延機間に設ける冷却装
置の冷却能力は、所定の圧延機間の非圧延中にγ→α変
態を行わせるだけのものか必要である。

又、冷却装置を設置する箇所は、（１）式に示した圧延
機出口温度が確保でき且つ冷却後のα単相域で圧延歪が
加えられるよう選定する必要かある。

限定的ではないか、本発明例では６台の仕上圧延機の場
合、４台目と５台目の圧延機間に冷却装置を設けること
により満足した結果か得られている。

尚巻取り温度は６５０℃以下の範囲か好ましい。

熱延板の再結晶、粒成長を期待する立場から言えば、高
温巻取りを行うのか有利である。７しかしながら高温で
の巻取りは脱スケール性の悪化、単位コイル内で特性値
のバラツキを起こすことは周知の事実である。以上述べ
た２点から巻取り温度は５００〜６５０℃の範囲か望ま
しい。

本発明で適用する鋼の成分組成について述べる。

本発明においては成分組成は特に限定するものではない
か、次の範囲か望ましい。

Ｃは磁気特性を時効析出によって著しく低下させる。こ
のため磁気時効の影響の出ない範囲として上限は０．０
０５０％が望ましい。

また、本発明ではＡｒ３変態点以下で且つ極力高温を狙
うことにより、仕上圧延直後の熱延板の再結晶粒の粒成
長と熱延板集合組織改善をも行わせることを特徴として
いるが、仕上温度が高い程この効果が大きいため、Ｃ値
を下げることによってＡｒ３変態点温度を上昇させ（Ｃ
値を０．０１０％から０．００５％に半減することによ
る温度上昇は約３０℃となる。）、これによって結果的
に仕上圧延温度の上昇を可能とせしめ、磁性改善効果が
より大きくでるような成分設計とすることが望ましく、
かかる観点からＣは０．００５％以下かよい。さらには
、Ｃが高いと磁性焼鈍による鉄損の改善が非常に小さく
、この点からも低Ｃが良い。

Ｓｉは面白゛抵抗増加により鉄損を低めるために含Ｈさ
れるものであるか、その二を多くすると磁束密度を低−
ドさせ、またコスト高ともなるので上限は１．５％が望
ましく、下限は特定する必要はないか０．０５％か望ま
しい。

ＡＮは向合抵抗増加により鉄損を低めるために含有させ
る場合と、より低鉄損を狙い鋼中の酸化系介在物の含有
量を極力減らすために脱酸材として使用する場合、の２
とおりの使用目的があるか、０．５％以上では効果のわ
りにはコストアップか大きくなりすぎるのて０，５％以
下か望ましい。

ＭｎはＳと反応し、ＭｎＳを形成することによって、磁
気特性を出現させるだめの１次再結晶粒の成長を阻害す
る働きかあるために、従来より低Ｓ化対策が実施されて
きた。近年、製鋼段階における低Ｓ化技術が向上してき
ており、０．００５０％以下の低Ｓ化領域が望ましい。

Ｓか０．００５０％以上の高Ｓの条件では、ＭｎＳの熱
延中の折比量が多く、熱延段階、焼鈍段階での結晶粒の
粒成長が進行しに＜＜、鉄損が悪化する。ところか、０
゜００５０％以下の低Ｓ化領域では高Ｓの領域に比べて
ＭｎＳの析出；か低下し、この現♀は軽減される。

しかし、０．００５０％以下の低Ｓ化領域においてはＭ
ｎ値が０．１９６を下回ると磁性焼鈍前後の鉄損が悪化
する傾向がある。

数々の調査の結果、これはこのような低Ｓの領域では、
Ｍｎ値が０．１％よりも低い領域になると熱延板段階で
微細なＭｎＳの析出が始まる。従ってＭｎ値の下限は０
．１％か好ましい。

次に上限についてであるが、Ｍｎ値が高めると磁束密度
を悪化させずに、鉄損を低くする効果があるけれども、
その含有量か増えるとコスト高となるので０．４％以下
か好ましい。

Ｐは、鋼板の硬度を高め、打ち抜き性を向上する作用が
あるが、反面その含有量が多くなると鉄損及び磁性が劣
化するので０．１５％以下が良い。

ＳはＭｎとの間でＭｎＳを形成し、熱延段階、焼鈍段階
で粒成長を阻害することは、既に記述しである通りであ
る。このため、近年、低Ｓ化が進められており、その含
有量が低い程、磁気特性には良い。そこで、現在の清浄
鋼の溶製技術において経済面も考慮して、上限は０．０
０５０００か好ましい。

さらに、必要に応してＣｕ：０．旧〜１，０％、Ｓｎ　
：　０．０２〜０．２０９ｂ、　Ｓｂ　：υ０１０〜０
．３０％、Ｂ：ｏ、ｏｏｏａ〜０．００５０９ｏの中の
１種または２種以上を含有せる。Ｃｕ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｂ
はいずれも集合組織に影響し、磁束密度を高める作用か
ある。この効果を引き出すにＣｕはｏ、ｏｔｏ％以上、
Ｓｎは０．０２％以上、ｓｂは０　、０１０００以上、
Ｂは０．［１（１０３％以上必要である。一方、これら
の含有量が多くなると鉄損を劣化させるのてＣｕは１，
０％、Ｓｎは０．２０９６、ｓｂは［１，３０９６、Ｂ
は０．００５０％をそれぞれ上限とするのか望ましい。

（実施例１） Ｃ：　０．００３０％、Ｓ　ｉ　：　０．１５％、Ｍｎ
：０．１５％、Ｐ　：　０．０７％、５ｏｉｌ　、　Ａ
ｉ）　：　０．００１４％、Ｓ　：　０．００３２％の
成分組成の鋼を転炉、ＲＨを使用して溶製し、これを続
く連続鋳造機によって２５０１１Ｉｍ厚のスラブとなし
、次いで熱延工程における加熱条件と仕上圧延条件を第
１表にしめず条件に振り、２．５＋＊ｍ厚の熱延板を得
た。

尚６台からなる仕上圧延機中４号〜５号間に水冷装置を
備え、５，６号の合計圧ド率は４０〜５５％とした。

この熱延板は、酸洗し脱スケールした後、冷間圧延機に
よって製品板厚の０．５０ｗ＋ｍに圧延し、７５０℃×
３０秒の連続焼鈍を実施し、成品とした。

こうして得た各成品より、３０ｍｍ　Ｘ　２８０ｍのエ
プスタイン試験片を圧延方向より８枚、圧延方向の直角
方向から８枚の計１６枚採取し、磁性焼鈍前後の磁気特
性を測定した。

尚、磁性焼鈍条件は、７５０℃Ｘ２ｈｒ、窒素雰囲気中
とした。

（発明の効宋） 以上の如く、本発明ｈ゛法により低中級品の磁性焼鈍前
後の磁気特性の極めて優れた無方向性電磁鋼か熱間かつ
圧延安定して得られることかわかる。

【図面の簡単な説明】

第１図は、熱延工程における加熱炉抽出時のスラブ実温
度と、仕上圧延機出口温度を変化させた時の磁性焼鈍前
後の磁気特性の変化を示す図。 第２図は、熱延工程における加熱炉抽出時のスラブ実温
度を１０６０〜１０８５℃と、１１５０〜１１７５℃の
２水準とした時の仕上圧延機出口温度と磁性焼鈍前の磁
束密度との関係を示した図。 第３図は顕微鏡写真（Ｘ　５０）てあり、熱延工程にお
ける加熱炉抽出時のスラブ実温度が１０５０℃とｌｌ５
０℃の２水準、仕上圧延機出口温度か８２０℃と８７０
℃の２水準の計４水準の熱延条件をとった熱延板の金属
組織（結晶組織）を示す。 第４図は顕微鏡写真（ｘ　３０００）であり、熱延工程
における加熱炉抽出時のスラブ実温度が１（１５０℃と
１１５０℃の２水準の時の熱延板でのＭｎＳの析出状態
を観察した金属組織を示す。 第５図は、熱延工程における加熱炉抽出時のスラブ大温
度か［０５０℃と１１５０℃の２水準、仕上圧延機出口
温度か８２０℃と８７０℃の２水準の計４水準の熱延条
件をとった材料の熱延板の集合組織のＸ線強度を＃１定
した結果を示したものである。 第６図は無方向性電磁鋼の代表的な鋼種についての材料
温度と平均変形抵抗の関係を示す図、第７図は仕上圧延
温度履歴を示す図で、図中例１は仕上圧延をα単相域で
圧延する従来法、例２は仕上圧延をγ単相域で圧延する
方法、例３は第４圧延機と第５圧延機の間に冷却設備を
持ち２相域の圧延を避けた本発明に係かる仕上圧延温度
履歴を示したものである。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 Ｓｉを１．５重量％以下含有する無方向性電磁鋼スラブ
   を熱間圧延するに際し、上記無方向性電磁鋼スラブを１
   １００℃以下の温度に加熱後圧延を行い、連続仕上圧延
   機群の最終スタンドより上流側のスタンド間に設けた冷
   却装置までをγ単相域で圧延を行った後上記冷却装置で
   冷却して、該冷却装置を有するスタンド間でγ→α変態
   を行わせしめ、且つ最終スタンド出口温度Ｙが（１）式
   に示したような温度になるよう制御することを特徴とす
   る無方向性電磁鋼板の熱間圧延方法。 ８７０＋８０×Ｓｉ（％）＞Ｙ＞８２０＋８０×Ｓｉ（
   ％）・・・・（１） （１）式中Ｓｉ（％）：鋼中のＳｉ含有率（％）Ｙ：最
   終スタンド出口温度（℃）