JPH0629461B2 - 磁気特性の良好な珪素鋼板の製造方法 - Google Patents
磁気特性の良好な珪素鋼板の製造方法Info
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- JPH0629461B2 JPH0629461B2 JP32133487A JP32133487A JPH0629461B2 JP H0629461 B2 JPH0629461 B2 JP H0629461B2 JP 32133487 A JP32133487 A JP 32133487A JP 32133487 A JP32133487 A JP 32133487A JP H0629461 B2 JPH0629461 B2 JP H0629461B2
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- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/12—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
- C21D8/1205—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties involving particular fabrication steps or treatments of ingots or slabs
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Description
【発明の詳細な説明】 ＜産業上の利用分野＞ 本発明は、（ 110）＜ 001＞方位を主方位とする方向
性珪素鋼板を製造方法に関するものである。
性珪素鋼板を製造方法に関するものである。
＜従来の技術＞ 方向性珪素鋼板を連続鋳造スラブより製造する技術は公
知である。一般に連鋳スラブ厚が厚くなると、とくに 2
80mm超では鋳込み時の凝固時間が長くなるため、中心偏
析が大きくなり、中心付近のインヒビター（ MnS，MnSe
他）が粗大析出してしまい、全体のインヒビターの微細
分散を妨げ、二次再結晶が不安定になるという欠点があ
る。さらにスラブ厚が厚い場合には、熱延前の加熱時に
中心付近まで完全にインヒビターを固溶させようとする
と外側部分は必要以上に加熱され、結晶粒が成長しすぎ
たり表面状態が悪化するという欠点もある。
知である。一般に連鋳スラブ厚が厚くなると、とくに 2
80mm超では鋳込み時の凝固時間が長くなるため、中心偏
析が大きくなり、中心付近のインヒビター（ MnS，MnSe
他）が粗大析出してしまい、全体のインヒビターの微細
分散を妨げ、二次再結晶が不安定になるという欠点があ
る。さらにスラブ厚が厚い場合には、熱延前の加熱時に
中心付近まで完全にインヒビターを固溶させようとする
と外側部分は必要以上に加熱され、結晶粒が成長しすぎ
たり表面状態が悪化するという欠点もある。
ところで方向性珪素鋼板の連鋳スラブを分塊圧延し、特
性を向上させようとする技術が特公昭50− 37009号およ
び特公昭53−9694号に開示されており、厚さ 150〜 600
mmの連鋳スラブを1250〜1300の温度で圧下率30〜70％で
分塊圧延している。また特公昭54− 27820号には厚さ 1
00〜 300mmの珪素鋼スラブを 750〜1200℃の温度にて圧
下率５〜50％で熱間圧延し、その後1260〜1400℃に再加
熱して最終の熱間圧延を行っている。
性を向上させようとする技術が特公昭50− 37009号およ
び特公昭53−9694号に開示されており、厚さ 150〜 600
mmの連鋳スラブを1250〜1300の温度で圧下率30〜70％で
分塊圧延している。また特公昭54− 27820号には厚さ 1
00〜 300mmの珪素鋼スラブを 750〜1200℃の温度にて圧
下率５〜50％で熱間圧延し、その後1260〜1400℃に再加
熱して最終の熱間圧延を行っている。
しかしこれら従来技術では、連鋳スラブの分塊圧延を高
圧下で行うと仕上スラブ厚が薄くなり、粗圧延での適当
量の圧下率を確保することができず、組織改善が十分に
行われず、逆に分塊圧延の効果が小さくなるという問題
があった。また連鋳スラブ厚が薄い場合も、粗圧延での
適当量の圧下率を確保できず、粗圧延での組織改善が不
十分であり、特性が悪化するという問題があった。一方
逆にスラブ厚が厚い場合には、分塊圧延を施しても、粗
圧延での圧下率は適当量確保できるが、前述した中心編
析等の欠点があり、特性の悪化は避けられなかった。
圧下で行うと仕上スラブ厚が薄くなり、粗圧延での適当
量の圧下率を確保することができず、組織改善が十分に
行われず、逆に分塊圧延の効果が小さくなるという問題
があった。また連鋳スラブ厚が薄い場合も、粗圧延での
適当量の圧下率を確保できず、粗圧延での組織改善が不
十分であり、特性が悪化するという問題があった。一方
逆にスラブ厚が厚い場合には、分塊圧延を施しても、粗
圧延での圧下率は適当量確保できるが、前述した中心編
析等の欠点があり、特性の悪化は避けられなかった。
＜発明が解決しようとする問題点＞ 本発明は方向性珪素鋼板の素材として連続鋳造スラブを
用いて、インヒビターの固溶を完全にし、かつ粗圧延で
の適当量の圧下率を確保し磁気特性の改善をはかった方
向性珪素鋼板の製造方法を提案するものである。
用いて、インヒビターの固溶を完全にし、かつ粗圧延で
の適当量の圧下率を確保し磁気特性の改善をはかった方
向性珪素鋼板の製造方法を提案するものである。
＜問題解決のための手段＞ 本発明はＣ：0.01〜0.08％，Si： 2.0〜 4.0％を含む鋼
を連続呈鋳造よりスラブとなし、該スラブを熱間圧延に
より熱延板とし、次いで１回または中間焼鈍をはさむ２
回の冷間圧延を施して最終板厚とし、その後脱炭焼鈍と
これに続く高温最終仕上焼鈍を施す一連の工程からなる
（ 110）＜ 001＞方位を主方位とする方向性珪素鋼板
を製造する方法において、厚み 180〜 280mm範囲のスラ
ブを連続鋳造し、次いで該スラブを1000〜1250℃の温度
範囲に加熱し、５％以上の厚みを増す圧延を行い、次い
で誘導加熱によりスラブ表面温度が1350〜1500の温度範
囲に加熱し、該温度範囲で１〜60分間保持し、引続き熱
間圧延すること、あるいは、厚み 180〜 280mm範囲のス
ラブを連続鋳造し、次いで誘スラブを1000〜1250℃の温
度範囲に加熱し、５％以上の厚みを増す圧延を行い、引
続きスラブ厚みを低減する分塊圧延を行い厚みを 200mm
以上とした後、誘導加熱によりスラブ表面温度が1350〜
1500の温度範囲に加熱し、該温度範囲で１〜60分間保持
し、引続き熱間圧延すること、あるいは厚み 180〜 280
mm範囲のスラブを連続鋳造し、次いで該スラブを誘導加
熱によりスラブ表面温度が1350〜1500の温度範囲に加熱
し、該温度範囲で１〜60分間保持した後、５％以上の厚
みを増す圧延を行い、引続き熱間圧延することを特徴と
する磁気特性の良好な方向性珪素鋼板の製造方法であ
る。
を連続呈鋳造よりスラブとなし、該スラブを熱間圧延に
より熱延板とし、次いで１回または中間焼鈍をはさむ２
回の冷間圧延を施して最終板厚とし、その後脱炭焼鈍と
これに続く高温最終仕上焼鈍を施す一連の工程からなる
（ 110）＜ 001＞方位を主方位とする方向性珪素鋼板
を製造する方法において、厚み 180〜 280mm範囲のスラ
ブを連続鋳造し、次いで該スラブを1000〜1250℃の温度
範囲に加熱し、５％以上の厚みを増す圧延を行い、次い
で誘導加熱によりスラブ表面温度が1350〜1500の温度範
囲に加熱し、該温度範囲で１〜60分間保持し、引続き熱
間圧延すること、あるいは、厚み 180〜 280mm範囲のス
ラブを連続鋳造し、次いで誘スラブを1000〜1250℃の温
度範囲に加熱し、５％以上の厚みを増す圧延を行い、引
続きスラブ厚みを低減する分塊圧延を行い厚みを 200mm
以上とした後、誘導加熱によりスラブ表面温度が1350〜
1500の温度範囲に加熱し、該温度範囲で１〜60分間保持
し、引続き熱間圧延すること、あるいは厚み 180〜 280
mm範囲のスラブを連続鋳造し、次いで該スラブを誘導加
熱によりスラブ表面温度が1350〜1500の温度範囲に加熱
し、該温度範囲で１〜60分間保持した後、５％以上の厚
みを増す圧延を行い、引続き熱間圧延することを特徴と
する磁気特性の良好な方向性珪素鋼板の製造方法であ
る。
＜作 用＞ 本発明者らは次に示す実験を行った。即ち連鋳スラブの
厚みが 180〜 300mmの間にあるものをいくつか作り、夫
々をガス加熱炉で1150℃まで加熱した後誘導加熱炉に入
れ1400℃まで加熱し10分間保持してから熱間粗圧延で30
mm厚のシートバーとした後、仕上圧延を行い 2.0mm厚の
コイルにして通常の２回冷延法により0.23mm厚の製品厚
とした。また 280mmおよび 250mm厚の連鋳スラブについ
てはまず1050℃に加熱し分塊圧延を圧下率を変えて行
い、以後同様に加熱し熱間粗圧延，仕上圧延後冷延し製
品板とした。
厚みが 180〜 300mmの間にあるものをいくつか作り、夫
々をガス加熱炉で1150℃まで加熱した後誘導加熱炉に入
れ1400℃まで加熱し10分間保持してから熱間粗圧延で30
mm厚のシートバーとした後、仕上圧延を行い 2.0mm厚の
コイルにして通常の２回冷延法により0.23mm厚の製品厚
とした。また 280mmおよび 250mm厚の連鋳スラブについ
てはまず1050℃に加熱し分塊圧延を圧下率を変えて行
い、以後同様に加熱し熱間粗圧延，仕上圧延後冷延し製
品板とした。
この実験結果を第１図に示すが、分塊圧延を行わない場
合には 250mm厚のスラブを素材とした製品の鉄損が最小
である。スラブ厚がこれより厚い 280mmおよび 300mmの
場合には中心偏析が大きいために、またスラブ厚が薄い
場合、特に 180mmの場合には粗圧延での十分な圧下率が
確保できないために鉄損は大きくなったと考えられる。
合には 250mm厚のスラブを素材とした製品の鉄損が最小
である。スラブ厚がこれより厚い 280mmおよび 300mmの
場合には中心偏析が大きいために、またスラブ厚が薄い
場合、特に 180mmの場合には粗圧延での十分な圧下率が
確保できないために鉄損は大きくなったと考えられる。
元スラブ厚 250mmのものに分塊圧延を施し、同じ厚さの
分塊圧延を行わないものと比較すると常に鉄損は低く分
塊圧延の効果はあがっていると言えるが、分塊圧延を行
わない 250mm厚のスラブの鉄損と殆んど同程度か、 180
mmの薄い領域ではむしろ悪化している。これは粗圧延で
の十分な圧下率の確保ができないことによると考えられ
る。
分塊圧延を行わないものと比較すると常に鉄損は低く分
塊圧延の効果はあがっていると言えるが、分塊圧延を行
わない 250mm厚のスラブの鉄損と殆んど同程度か、 180
mmの薄い領域ではむしろ悪化している。これは粗圧延で
の十分な圧下率の確保ができないことによると考えられ
る。
一方元スラブ厚が 280mmの場合はスラブの中心偏析が大
きいため、 250mm， 230mmまで分塊圧延を行っても、分
塊圧延を行わない同じ厚さのものよりも鉄損が高いとい
う結果になった。 180mmまで分塊圧延を行ったものは、
やはり粗圧延での圧下率が下がるためその分さらに特性
が悪くなった。
きいため、 250mm， 230mmまで分塊圧延を行っても、分
塊圧延を行わない同じ厚さのものよりも鉄損が高いとい
う結果になった。 180mmまで分塊圧延を行ったものは、
やはり粗圧延での圧下率が下がるためその分さらに特性
が悪くなった。
以下の実験より得られた知見、即ち分塊圧延時の圧下率
を高くした場合、および連鋳スラブ厚が薄い場合には、
粗圧延での十分な圧下率が確保できず組織改善による磁
性向上効果が不十分であること、逆に連鋳スラブ厚い場
合にはスラブの通信偏析が磁性向上効果を損なっている
ことを基礎として本発明を発想したものである。
を高くした場合、および連鋳スラブ厚が薄い場合には、
粗圧延での十分な圧下率が確保できず組織改善による磁
性向上効果が不十分であること、逆に連鋳スラブ厚い場
合にはスラブの通信偏析が磁性向上効果を損なっている
ことを基礎として本発明を発想したものである。
次に本発明の構成要件の限定理由について説明する。
Ｃの含有量は0.08を超えると脱炭焼鈍で完全に除去する
ことができず磁気特性が悪化し、一方0.01未満ではγ変
態せず熱延での組織改善が不十分であるので0.01〜0.08
％の範囲に限定される。
ことができず磁気特性が悪化し、一方0.01未満ではγ変
態せず熱延での組織改善が不十分であるので0.01〜0.08
％の範囲に限定される。
Siに関しては４％を超えると圧延が不可能であり、 2.0
％未満では電気抵抗が小さく鉄損が大きいので、 2.0〜
4.0％に限定される。
％未満では電気抵抗が小さく鉄損が大きいので、 2.0〜
4.0％に限定される。
さらに本発明における他の含有成分についての規制は特
になく、通常の方向性珪素鋼板を製造するにあたって必
要な元素を適宜含有できる。例えば二次再結晶を安定に
生じせしめるに必要な元素であるMn，SeとかAl，Ｎ、あ
るいはＳ，Ni，Zn，Cu，Mo，Sb，Snなどを単独にあるい
は複合して含有できる。
になく、通常の方向性珪素鋼板を製造するにあたって必
要な元素を適宜含有できる。例えば二次再結晶を安定に
生じせしめるに必要な元素であるMn，SeとかAl，Ｎ、あ
るいはＳ，Ni，Zn，Cu，Mo，Sb，Snなどを単独にあるい
は複合して含有できる。
連鋳スラブの厚さは 180〜 280mmに限定される。 280mm
超では連鋳スラブの中心偏析が大きく磁気特性が悪化
し、一方 180mm未満では現在の連続鋳造技術では生産性
が悪いからである。
超では連鋳スラブの中心偏析が大きく磁気特性が悪化
し、一方 180mm未満では現在の連続鋳造技術では生産性
が悪いからである。
これらのスラブを厚み出し圧延前に加熱する時の温度を
1000℃〜1250℃に限定した理由は1250℃以上では動的に
歪みが回復してしまい十分な組織改善が行われず、一方
1000℃未満では厚み出し圧延及び分塊圧延が不可能であ
るからである。
1000℃〜1250℃に限定した理由は1250℃以上では動的に
歪みが回復してしまい十分な組織改善が行われず、一方
1000℃未満では厚み出し圧延及び分塊圧延が不可能であ
るからである。
厚み出し圧延においては、５％未満では厚み増加分が少
ないため粗圧延の圧下率増加分が少なく磁性改善効果が
不十分となるため、厚み出し圧延の増加厚みは５％以上
とする必要がある。厚みを増す圧延は、スラブの横手方
向に取りつけた圧下荷重の大きな圧延ロールを用いる
か、スラブの両横にプッシャーを取りつけこれにより巾
方向に圧縮するかあるいは両者を併用することにより行
われるが、その際のパス回数およびロールの方向および
スラブの装入方向は特に限定されない。
ないため粗圧延の圧下率増加分が少なく磁性改善効果が
不十分となるため、厚み出し圧延の増加厚みは５％以上
とする必要がある。厚みを増す圧延は、スラブの横手方
向に取りつけた圧下荷重の大きな圧延ロールを用いる
か、スラブの両横にプッシャーを取りつけこれにより巾
方向に圧縮するかあるいは両者を併用することにより行
われるが、その際のパス回数およびロールの方向および
スラブの装入方向は特に限定されない。
分塊圧延したスラブの仕上厚は 200mm以上に限定される
が、 200mm未満では粗圧延時の圧下率が必用量確保でき
ず組織が改善できないためである。
が、 200mm未満では粗圧延時の圧下率が必用量確保でき
ず組織が改善できないためである。
誘導加熱炉を用いて1350℃〜1500℃に加熱し、該温度に
１〜60分間保持するが、誘導加熱をする理由は、スラブ
厚が厚い場合でも内部まで急速に昇熱できるため、スラ
ブの結晶粒の成長をほとんど起こすことなくインヒビタ
ーを完全に固溶できるからである。加熱温度を1350℃〜
1500℃に限定した理由は1500℃を超えると製品の表面外
観が悪化し、1350℃未満では、 MnS，MnSeなどのインヒ
ビターの完全固溶が達成できないからである。加熱保持
時間の下限を１分間としたのはインヒビターの固溶に要
する最小時間であり、60分間を上限としたのはこれ以上
の時間保持するとスラブの結晶粒の粗大化が生じるため
である。
１〜60分間保持するが、誘導加熱をする理由は、スラブ
厚が厚い場合でも内部まで急速に昇熱できるため、スラ
ブの結晶粒の成長をほとんど起こすことなくインヒビタ
ーを完全に固溶できるからである。加熱温度を1350℃〜
1500℃に限定した理由は1500℃を超えると製品の表面外
観が悪化し、1350℃未満では、 MnS，MnSeなどのインヒ
ビターの完全固溶が達成できないからである。加熱保持
時間の下限を１分間としたのはインヒビターの固溶に要
する最小時間であり、60分間を上限としたのはこれ以上
の時間保持するとスラブの結晶粒の粗大化が生じるため
である。
なお加熱エネルギーコストを低くするために、あらかじ
めスラブをガス燃焼型加熱炉で例えば1250℃以下程度に
加熱しておき、それから誘導加熱炉で1350〜1500℃の範
囲に誘導加熱することは本発明の効果を何ら損なうもの
ではない。
めスラブをガス燃焼型加熱炉で例えば1250℃以下程度に
加熱しておき、それから誘導加熱炉で1350〜1500℃の範
囲に誘導加熱することは本発明の効果を何ら損なうもの
ではない。
この発明の条件で加熱処理したスラブに対する熱延以後
の工程は通常と変ることはなく１回の冷間圧延または中
間焼鈍を含む２回の冷間圧延と脱炭焼鈍およびこれに続
く高温箱焼鈍で最終製品厚の方向性珪素鋼板を製造する
ことができる。
の工程は通常と変ることはなく１回の冷間圧延または中
間焼鈍を含む２回の冷間圧延と脱炭焼鈍およびこれに続
く高温箱焼鈍で最終製品厚の方向性珪素鋼板を製造する
ことができる。
＜実施例＞ 実施例１−１ Ｃ：0.04％，Si： 3.4％、Mn： 0.072％，Se：0.021
％，Sb： 0.026％、Mo：0.01％を含む 200mm厚のスラブ
を11本製造した。続いて第１表の条件で加熱を行い、次
いで厚み出しの圧延を行った。続いて１，２，４，５，
７，８，９，10，11は誘導加熱炉を用いて加熱した。３
は1100℃までガス燃焼型加熱炉で加熱しその後誘導加熱
炉を用いて加熱した。６はガス燃焼型加熱炉を用い1350
℃まで加熱した後60分間保持した。１〜11ともに粗圧延
後30mmのシートバーとした後仕上圧延を行い2.0mm厚の
熱延コイルとした。そして１次冷延で0.60mm厚とし1000
℃４分間の中間焼鈍を行い２次冷延で0.23mm厚の製品に
仕上げた。次いで 800℃４分間の脱炭焼鈍を湿水素中で
行い MgOを塗布してN2中での 850℃の２次再結晶焼鈍と
H2鋳での純化焼鈍からなる仕上焼鈍を行った。このよう
にして得られた最終製品の電磁特性は第１表のとおりで
ある。
％，Sb： 0.026％、Mo：0.01％を含む 200mm厚のスラブ
を11本製造した。続いて第１表の条件で加熱を行い、次
いで厚み出しの圧延を行った。続いて１，２，４，５，
７，８，９，10，11は誘導加熱炉を用いて加熱した。３
は1100℃までガス燃焼型加熱炉で加熱しその後誘導加熱
炉を用いて加熱した。６はガス燃焼型加熱炉を用い1350
℃まで加熱した後60分間保持した。１〜11ともに粗圧延
後30mmのシートバーとした後仕上圧延を行い2.0mm厚の
熱延コイルとした。そして１次冷延で0.60mm厚とし1000
℃４分間の中間焼鈍を行い２次冷延で0.23mm厚の製品に
仕上げた。次いで 800℃４分間の脱炭焼鈍を湿水素中で
行い MgOを塗布してN2中での 850℃の２次再結晶焼鈍と
H2鋳での純化焼鈍からなる仕上焼鈍を行った。このよう
にして得られた最終製品の電磁特性は第１表のとおりで
ある。
本発明により厚み出しを行うことにより磁気特性が向上
している。４は厚み出しの量が 2.5％と少なく５は厚み
出しを行っていないため磁気特性は向上していない。６
はガス燃焼型加熱炉を用いたため、厚み出し後の均熱が
不十分になり磁気特性は悪化した。７は厚み出しを行う
圧延の前の加熱温度が1300℃と高くスラブの結晶粒が成
長するため磁気特性は向上しない。８は均熱時間が30秒
と短すぎインヒビターの固溶が不十分であり、９は75分
と長すぎスラブの結晶粒が成長しすぎるため磁気特性が
悪化する。10は均熱温度が1510℃と高過ぎ、スラブの結
晶粒が成長しすぎるため磁気特性が悪く表面外観も悪化
した。11は均熱温度が1300℃と低くインヒビターの固溶
が不十分なため磁気特性は悪化する。
している。４は厚み出しの量が 2.5％と少なく５は厚み
出しを行っていないため磁気特性は向上していない。６
はガス燃焼型加熱炉を用いたため、厚み出し後の均熱が
不十分になり磁気特性は悪化した。７は厚み出しを行う
圧延の前の加熱温度が1300℃と高くスラブの結晶粒が成
長するため磁気特性は向上しない。８は均熱時間が30秒
と短すぎインヒビターの固溶が不十分であり、９は75分
と長すぎスラブの結晶粒が成長しすぎるため磁気特性が
悪化する。10は均熱温度が1510℃と高過ぎ、スラブの結
晶粒が成長しすぎるため磁気特性が悪く表面外観も悪化
した。11は均熱温度が1300℃と低くインヒビターの固溶
が不十分なため磁気特性は悪化する。
次に第２表で表わされる成分を含むスラブについて第１
表の記号２と同じ条件で製造した製品の磁気特性を示
す。
表の記号２と同じ条件で製造した製品の磁気特性を示
す。
以上の成分においても本発明の製造方法により良好な磁
気特性を得ることができた。
気特性を得ることができた。
実施例 １−２ Ｃ：0.06％，Si： 3.1％、Mn： 0.066％，Se：0.019
％，Al： 0.025％，Ｎ：0.0085％を含む 200mm厚のスラ
ブを３本製造した。続いて1100℃まで加熱して厚み出し
の圧延を行った。厚み出し後の厚みは第３表のとおりで
ある。
％，Al： 0.025％，Ｎ：0.0085％を含む 200mm厚のスラ
ブを３本製造した。続いて1100℃まで加熱して厚み出し
の圧延を行った。厚み出し後の厚みは第３表のとおりで
ある。
続いて誘導加熱炉に入れ1400℃まで加熱しその温度で10
分間保持した。その後粗圧延し30mm厚のシートバーにし
た後仕上圧延により 2.0mm厚の熱延コイルとした。そし
て1100℃３分間の熱延板焼鈍を行った後冷間圧延で0.30
mm厚とし 800℃４分間の脱炭焼鈍を湿水素中で行い MgO
塗布したのちN2中での 850℃の２次再結晶焼鈍とH2中で
1200℃の純化焼鈍からなる仕上焼鈍を行った。このよう
にして得られた最終製品の電磁特性は第３表のと おりであり、厚み出し圧延の効果が冷延１回法の場合に
も表われている。
分間保持した。その後粗圧延し30mm厚のシートバーにし
た後仕上圧延により 2.0mm厚の熱延コイルとした。そし
て1100℃３分間の熱延板焼鈍を行った後冷間圧延で0.30
mm厚とし 800℃４分間の脱炭焼鈍を湿水素中で行い MgO
塗布したのちN2中での 850℃の２次再結晶焼鈍とH2中で
1200℃の純化焼鈍からなる仕上焼鈍を行った。このよう
にして得られた最終製品の電磁特性は第３表のと おりであり、厚み出し圧延の効果が冷延１回法の場合に
も表われている。
実施例１−３ Ｃ：0.06％，Si： 3.0％、Mn： 0.068％，Ｓ：0.018
％，Al： 0.028％，Ｎ：0.0010％を含む 200mm厚のスラ
ブを４本製造した。続いて1100℃まで加熱して厚み出し
の圧延を行った。厚み出し後の厚みは第４表の通りであ
る。
％，Al： 0.028％，Ｎ：0.0010％を含む 200mm厚のスラ
ブを４本製造した。続いて1100℃まで加熱して厚み出し
の圧延を行った。厚み出し後の厚みは第４表の通りであ
る。
続いて誘導加熱炉に入れ1400℃まで加熱しその温度で10
分間保持した。その後粗圧延し30mm厚のシートバーにし
た後、仕上圧延により 2.4mm厚の熱延コイルとした。そ
して１次冷延で1.80mm厚とし1100℃３分間の中間焼鈍を
行い２次冷延で0.23mm厚の製品厚に仕上げた。次いで 8
00℃４分間の脱炭焼鈍を湿水素中で行い MgO塗布したの
ち1200℃10時間水素中で仕上焼鈍を行った。このように
して得られた最終製品の電磁特性は第４表のとおりであ
る。実施例１同様厚み出し後のスラブ厚が厚く粗圧延で
の圧下率が高いほど良い磁気特性となっている。
分間保持した。その後粗圧延し30mm厚のシートバーにし
た後、仕上圧延により 2.4mm厚の熱延コイルとした。そ
して１次冷延で1.80mm厚とし1100℃３分間の中間焼鈍を
行い２次冷延で0.23mm厚の製品厚に仕上げた。次いで 8
00℃４分間の脱炭焼鈍を湿水素中で行い MgO塗布したの
ち1200℃10時間水素中で仕上焼鈍を行った。このように
して得られた最終製品の電磁特性は第４表のとおりであ
る。実施例１同様厚み出し後のスラブ厚が厚く粗圧延で
の圧下率が高いほど良い磁気特性となっている。
次に第５表で表わされる成分について第４表の記号２と
同様な条件で製造した製品の磁気特性を示す。
同様な条件で製造した製品の磁気特性を示す。
以上の成分においても本発明の製造方法により良好な磁
気特性を得ることができた。
気特性を得ることができた。
実施例２ Ｃ：0.04％，Si： 3.2％、Mn： 0.070％，Se：0.020
％，Sb： 0.024％、Mo：0.01％を含む連鋳スラブを６本
製造した。続いて1100℃まで加熱して厚み出し圧延の後
に分塊圧延を行った。それらのパススケジュールは第６
表のとおりである。
％，Sb： 0.024％、Mo：0.01％を含む連鋳スラブを６本
製造した。続いて1100℃まで加熱して厚み出し圧延の後
に分塊圧延を行った。それらのパススケジュールは第６
表のとおりである。
続いて１，２，４，５は誘導加熱炉で1400℃まで加熱し
その温度で10分間保持した。３はガス燃焼型加熱炉を用
い1100℃まで加熱した後誘導加熱炉で1400℃まで加熱し
その温度で10分間保持した。６はガス燃焼型加熱炉を用
い1350℃まで加熱した後60分間その温度で保持した。そ
の後１〜６ともに粗圧延し30mmのシートバーとした後仕
上圧延を行い 2.0mm厚の熱延コイルとした。そして１次
冷延で0.60mm厚とし1000℃４分間の中間焼鈍を行い ２次冷延で0.23mmの製品に仕上げた。次いで 800℃４分
間の脱炭焼鈍を湿水素中に行い MgOを塗布してN2中での
850の２次再結晶焼鈍とH2中での純化焼鈍からなる仕上
焼鈍を行った。このようにして得られた最終製品の電磁
特性は第６表のとおりである。
その温度で10分間保持した。３はガス燃焼型加熱炉を用
い1100℃まで加熱した後誘導加熱炉で1400℃まで加熱し
その温度で10分間保持した。６はガス燃焼型加熱炉を用
い1350℃まで加熱した後60分間その温度で保持した。そ
の後１〜６ともに粗圧延し30mmのシートバーとした後仕
上圧延を行い 2.0mm厚の熱延コイルとした。そして１次
冷延で0.60mm厚とし1000℃４分間の中間焼鈍を行い ２次冷延で0.23mmの製品に仕上げた。次いで 800℃４分
間の脱炭焼鈍を湿水素中に行い MgOを塗布してN2中での
850の２次再結晶焼鈍とH2中での純化焼鈍からなる仕上
焼鈍を行った。このようにして得られた最終製品の電磁
特性は第６表のとおりである。
比較例５は分塊圧延によりスラブ厚を 180mmに落として
いるため粗圧延での圧下率が下がり特性が悪い。
いるため粗圧延での圧下率が下がり特性が悪い。
実施例３ Ｃ：0.04％，Si： 3.4％、Mn： 0.070％，Se：0.020
％，Sb： 0.026％、Mo：0.01％，を含む 200mm厚の連鋳
スラブを４本製造した。続いて１，３は誘導加熱炉をい
1400℃まで加熱しその温度で10分間保持した。２はガス
燃焼型加熱炉を用い1100℃まで加熱した後、誘導加熱炉
で1400℃まで加熱し、その温度で10分間保持した。４は
ガス燃焼型加熱炉を用い1350℃まで加熱した後60分間そ
の温度に保持した。その後厚み出し圧延を行い続けて粗
圧延し30mmのシートバーとした後、仕上圧 延を行い、 2.0mm厚の熱延コイルとした。そして１次冷
延で0.60mm厚とし1000℃４分間の中間焼鈍を行い２次冷
延で0.23ｍｍ厚の製品に仕上げた。次いで 800℃４分間
の脱炭焼鈍を湿水素中で行い MgOを塗布してN2中での 8
50℃の２次再結晶焼鈍とH2中での純化焼鈍からなる仕上
焼鈍を行った。このようにして得られた最終製品の電磁
特性は第７表のとおりである。厚み出し圧延を行い粗圧
延での圧下率が上がることにより磁気特性が向上してい
る。
％，Sb： 0.026％、Mo：0.01％，を含む 200mm厚の連鋳
スラブを４本製造した。続いて１，３は誘導加熱炉をい
1400℃まで加熱しその温度で10分間保持した。２はガス
燃焼型加熱炉を用い1100℃まで加熱した後、誘導加熱炉
で1400℃まで加熱し、その温度で10分間保持した。４は
ガス燃焼型加熱炉を用い1350℃まで加熱した後60分間そ
の温度に保持した。その後厚み出し圧延を行い続けて粗
圧延し30mmのシートバーとした後、仕上圧 延を行い、 2.0mm厚の熱延コイルとした。そして１次冷
延で0.60mm厚とし1000℃４分間の中間焼鈍を行い２次冷
延で0.23ｍｍ厚の製品に仕上げた。次いで 800℃４分間
の脱炭焼鈍を湿水素中で行い MgOを塗布してN2中での 8
50℃の２次再結晶焼鈍とH2中での純化焼鈍からなる仕上
焼鈍を行った。このようにして得られた最終製品の電磁
特性は第７表のとおりである。厚み出し圧延を行い粗圧
延での圧下率が上がることにより磁気特性が向上してい
る。
＜発明の効果＞ 以上詳述したように本発明により、スラブ高温加熱前ま
たはスラブ高温加熱後に厚み出しの圧延を行うこと、そ
してスラブの高温加熱を誘導加熱で行うことにより連鋳
スラブ厚を厚くすることなく、分塊圧延時および粗圧延
時の圧下率を高くし組織改善効果が上げられ、磁気特性
の良好な方向性珪素鋼板を得ることができた。
たはスラブ高温加熱後に厚み出しの圧延を行うこと、そ
してスラブの高温加熱を誘導加熱で行うことにより連鋳
スラブ厚を厚くすることなく、分塊圧延時および粗圧延
時の圧下率を高くし組織改善効果が上げられ、磁気特性
の良好な方向性珪素鋼板を得ることができた。
第１図は、熱延前の連鋳スラブの厚みならびに分塊圧延
により連鋳スラブ厚みを低減した場合の熱延前のスラブ
の厚みが鉄損に及ぼす影響を示すグラフである。
により連鋳スラブ厚みを低減した場合の熱延前のスラブ
の厚みが鉄損に及ぼす影響を示すグラフである。
Claims (3)
- 【請求項１】Ｃ：0.01〜0.08％，Si： 2.0〜 4.0％を含
む鋼を連続鋳造によりスラブとなし、該スラブを熱間圧
延により熱延板とし、次いで１回または中間焼鈍をはさ
む２回の冷間圧延を施して最終板厚とし、その後脱炭焼
鈍とこれに続く高温最終仕上焼鈍を施す一連の工程から
なる（ 110）＜ 001＞方位を主方位とする方向性珪素
鋼板を製造する方法において、厚み 180〜 280mm範囲の
スラブを連続鋳造し、次いで該スラブを1000〜1250℃の
温度範囲に加熱し、５％以上の厚みを増す圧延を行い、
次いで誘導加熱によりスラブ表面温度が1350〜1500℃の
温度範囲に加熱し、該温度範囲で１〜60分間保持し、引
続き熱間圧延することを特徴とする磁気特性の良好な方
向性珪素鋼板の製造方法。 - 【請求項２】Ｃ：0.01〜0.08％，Si： 2.0〜 4.0％を含
む鋼を連続鋳造によりスラブとなし、該スラブを熱間圧
延により熱延板とし、次いで１回または中間焼鈍をはさ
む２回の冷間圧延を施して最終板厚とし、その後脱炭焼
鈍とこれに続く高温最終仕上焼鈍を施す一連の工程から
なる（ 110）＜ 001＞方位を主方位とする方向性珪素
鋼板を製造する方法において、厚み 180〜 280mm範囲の
スラブを連続鋳造し、次いで該スラブを1000〜1250℃の
温度範囲に加熱し、５％以上の厚みを増す圧延を行い、
引き続きスラブ厚みを低減する分塊圧延を行い厚みを 2
00mm以上とした後、誘導加熱によりスラブ表面温度が13
50〜1500℃の温度範囲に加熱し、該温度範囲で１〜60分
間保持し、引続き熱間圧延することを特徴とする磁気特
性の良好な方向性珪素鋼板の製造方法。 - 【請求項３】Ｃ：0.01〜0.08％，Si： 2.0〜 4.0％を含
む鋼を連続鋳造によりスラブとなし、該スラブを熱間圧
延により熱延板とし、次いで１回または中間焼鈍をはさ
む２回の冷間圧延を施して最終板厚とし、その後脱炭焼
鈍とこれに続く高温最終仕上焼鈍を施す一連の工程から
なる（ 110）＜ 001＞方位を主方位とする方向性珪素
鋼板を製造する方法において、厚み 180〜 280mm範囲の
スラブを連続鋳造し、次いで該スラブを誘導加熱により
スラブ表面温度が1350〜1500℃の温度範囲に加熱し、該
温度範囲で１〜60分間保持した後、５％以上の厚みを増
す圧延を行い、引続き熱間圧延することを特徴とする磁
気特性の良好な方向性珪素鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP32133487A JPH0629461B2 (ja) | 1987-12-21 | 1987-12-21 | 磁気特性の良好な珪素鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP32133487A JPH0629461B2 (ja) | 1987-12-21 | 1987-12-21 | 磁気特性の良好な珪素鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH01162725A JPH01162725A (ja) | 1989-06-27 |
| JPH0629461B2 true JPH0629461B2 (ja) | 1994-04-20 |
Family
ID=18131429
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP32133487A Expired - Fee Related JPH0629461B2 (ja) | 1987-12-21 | 1987-12-21 | 磁気特性の良好な珪素鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0629461B2 (ja) |
Families Citing this family (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0713268B2 (ja) * | 1989-07-12 | 1995-02-15 | 新日本製鐵株式会社 | 連続鋳造一方向性電磁鋼スラブの熱間圧延方法 |
| JPH075976B2 (ja) * | 1991-03-29 | 1995-01-25 | 新日本製鐵株式会社 | 一方向性電磁鋼板用連続鋳造スラブの熱間圧延方法 |
| JPH0763725B2 (ja) * | 1991-03-29 | 1995-07-12 | 新日本製鐵株式会社 | 一方向性電磁鋼板の連続式熱間圧延設備列 |
| WO2009093492A1 (ja) * | 2008-01-24 | 2009-07-30 | Nippon Steel Corporation | 磁気特性の優れた方向性電磁鋼板 |
-
1987
- 1987-12-21 JP JP32133487A patent/JPH0629461B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH01162725A (ja) | 1989-06-27 |
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|---|---|---|---|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |