JPS5817806B2 - ケイソコウバンノ セイゾウホウ - Google Patents
ケイソコウバンノ セイゾウホウInfo
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- JPS5817806B2 JPS5817806B2 JP49127920A JP12792074A JPS5817806B2 JP S5817806 B2 JPS5817806 B2 JP S5817806B2 JP 49127920 A JP49127920 A JP 49127920A JP 12792074 A JP12792074 A JP 12792074A JP S5817806 B2 JPS5817806 B2 JP S5817806B2
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- 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
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- 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
- C21D8/1216—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 characterised by the working steps
- C21D8/1222—Hot rolling
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- Manufacturing Of Steel Electrode Plates (AREA)
- Treatment Of Steel In Its Molten State (AREA)
- Soft Magnetic Materials (AREA)
Description
本発明は珪素鋼板の製造法、さらに詳しくはワット損失
（ｉｏｏｏｏガウス、５０ヘルツにおける値） ２．３
ｗａｉｔ／Ｋｐ以下の電磁気用冷間圧延珪素鋼板を製
造するにあたって、炭素含有率０．０３〜０．０６％の
未鎮静溶融軟鋼を溶製し、この溶鋼の炭素含有率を０．
０２％以下に下げるために、これを真空脱炭処理し、脱
酸するために最初にアルミニウム、ついでシリコンを添
加し、その後、この溶鋼を鋳込んでスラブを製し、これ
を熱間圧延、ついで冷間圧延し、得られた冷間圧延帯鋼
もしくは鋼板の炭素含有量を０．００３％以下に下げる
ために、これを連続炉内で焼鈍することにより脱炭およ
び再結晶させる方法に関する。 電磁気用鋼板のワット損失および保持力は、鋼の組織を
乱す汚染物、たとえば微細な酸化物によって、またこれ
らの介在により生ずる応力によって増大するから、この
ような介在物を形成する炭素、マンガン、硫黄、燐、ク
ロムおよび銅などの不純物含有率を可能な限り低くずへ
きであり、さらに、鋼の結晶粒が粗大な程好ましい磁化
特性が得られるので、鋼の結晶組織を可能な限り粗大に
すべく処理されるのがよい。 したがって、通常、鋼の炭素含有率を約０．００５％以
下に下げるために、溶鋼の段階においては、これを真空
脱炭処理するとともに冷間圧延鋼板もしくは帯鋼を脱炭
とともに再結晶さゼるために連続炉内で焼鈍処理が行わ
れる（たとえば、ドイツ国特許公開第１４５８８５２号
およびオース） ＩＪア国特許第３０７４６９号明細書
参照。 ）が、連続炉内での焼鈍処理時間を可能な限り短く、す
なわち、処理材である帯鋼もしくは鋼板の炉内通過速度
を可能な限り高くしようとすると、鋼の炭素含有率は、
溶鋼の段階ですでに低くしておくことが必要である。 しかしながら、このために未鎮静溶鋼を通常の方法で所
望の段階まで真空脱炭処理すると、目的とする脱炭のほ
かに、蒸気圧の高いマンガンもかなりの量減少し、真空
処理終了時におけるマンガン含有率が通常０．１５％以
下となる。 この値は、一般に電磁気用鋼の品質を良好ならしめるた
めの許容上限値と考えられているものの、炭素含有率が
０．０２０％以下、特に０．０１０％以下の鋼から製せ
られた冷間圧延鋼板では、磁化特性に対して奸才しくな
い再結晶が生ずる。 すなわち、かかる鋼板の結晶粒は比較的微細であり、そ
のワット損失は不当に高い値であった。 そこで、本発明者らは、マンガン含有率を高めたが、そ
れだけではワット損失は、わずかに改善されるに過ぎな
かったため、さらに種々研究の結果、特に真空処理溶鋼
中に一定量のマンガンを含有せしめるとともに、このマ
ンガン含有率に応じて熱延開始温度を調節し、さらに、
終了温度を設定することにより所期の目的を達成するこ
とができることを見い出し、本発明を完成するに到った
。 すなわち、本発明方法によれば、ワット損失の少ない電
磁気用冷間圧延珪素鋼板を製することができるだけでな
く、上記鋼板の焼鈍処理を極めて短い在炉時間で行うこ
とができるので連続炉を経済的に運転することが可能で
ある。 次に本発明方法について詳述する。 真空脱炭処理を施した溶鋼のマンガン含有率は０．３５
〜０．８０％、好ましくは０．３５〜０．５０％に調節
される。 鋼中の炭素含有率が極めて低い場合にはイオウおよび酸
素の溶解により生ずる硫化物および酸化物の微細な析出
物が組織の再結晶を妨げるが、マンガンにはこれらの元
素と結合し、その溶解による微細化を防止する機能があ
るからである。 Ｍｎ０．３５％以下では組織の再結晶化効果は充分でな
く、また０、８０％を越えるとＭｎの増加による強度向
上によって事後の圧延および剪断加工に支障を生ずるか
らである。 この溶鋼から製したスラブは熱間圧延に付されるが、Ｍ
ｎの添加によってイオウおよび酸素の溶解を防止するだ
けでなくスラブ温度上限を定めることによってもこれら
元素の溶解を防止し、微細な硫化物および酸化物の析出
の形成を防止する必要がある。 このため、スラブ温度はできる限り低くすべきであるが
、焼鈍による再結晶効果を向上させるためには、スラブ
温度を高くして圧延最終温度、すなわち巻取温度を比較
的高く保持し、部分的再結晶構造とする必要がある。 本発明者らは鋼中のマンガンは上記のごとき硫化物／ま
たは酸化物の溶解を防ぐため、鋼中のマンガン含有率を
高くすれば、ある許容範囲でスラブ温度を高くすること
ができることを見い出した。 したがって、本発明においてはスラブの熱間圧延前の温
度、すなわち、連続炉から抽出する前の温度を式： により、マンガン含有率に依存して与えられる上限温度
以下で高い温度に保持して最終圧延温度が８４０℃以上
に保持されるように熱間圧延を行なう。 その後、冷間圧延後焼鈍処理に付されるが、本発明にお
いては上記Ｍｎ添加量の調整およびスラブ熱延条件の設
定により焼鈍処理により再結晶が促進される状態下にあ
るので、焼鈍処理時間を著しく短かく（最大４分間）し
ても充分に再結晶化と脱炭の目的を達成することができ
る。 本発明方法の好ましい実姉態様では、スラブ温度を、式
二 により定められる温度以下に保持し、かつ、このスラブ
の最終圧延温度が８６０℃以上に保持されるよう熱間圧
延を行うことが包含される。 さらに、本発明方法は、帯鋼もしくは鋼板の脱炭および
再結晶のための焼鈍処理を最大３分間を要して行うこと
を包含する。 本発明に係る、圧延材温度とマンガン含有率との関係を
第１図に示す。 同図中、横軸に重量％で表わした鋼中のマンガン含有率
、縦軸に、連続炉から抽出する直前のスラブ温度（’Ｃ
）、すなわち、実際的には広帯鋼圧延開始時の圧延材温
度を表わす。 一点鎖線１は、式二 で与えられる、マンガン含有率に対応する圧延材の上限
温度を示す曲線である。 実線２は、同じく、式： で与えられるマンガン量とスラブ温度との関係を示す。 連続炉内でのスラブ温度は、同図実線２より下の斜線で
示す範囲内であるのが好ましい。 同図中、垂線３はＭｎ０．２５％の位置を示し、垂線４
は、本発明方法を適用することができるマンガン含有率
上限を示す。 破線５および６は、好ましいマンガン含有率、すなわち
０．３５〜０．５０％の範囲を示す。 （なお、点１は次に述べる実施例における鋼のマンガン
含有率に対する好ましいスラブ温度（式〔２〕により与
えられる値）を示す。 ）。前記式〔１〕および〔２〕はつぎのようにして導か
れる。 一般に公知の物理化学的法則によりマンガン硫化物（ま
たは酸化物）の温度依存溶解性は次の関係式によって示
されている。 または 〔式中、［Ｍｎ］ はマンガンの濃度または活量、〔
Ｓ〕は硫黄の濃度または油量、
（ｉｏｏｏｏガウス、５０ヘルツにおける値） ２．３
ｗａｉｔ／Ｋｐ以下の電磁気用冷間圧延珪素鋼板を製
造するにあたって、炭素含有率０．０３〜０．０６％の
未鎮静溶融軟鋼を溶製し、この溶鋼の炭素含有率を０．
０２％以下に下げるために、これを真空脱炭処理し、脱
酸するために最初にアルミニウム、ついでシリコンを添
加し、その後、この溶鋼を鋳込んでスラブを製し、これ
を熱間圧延、ついで冷間圧延し、得られた冷間圧延帯鋼
もしくは鋼板の炭素含有量を０．００３％以下に下げる
ために、これを連続炉内で焼鈍することにより脱炭およ
び再結晶させる方法に関する。 電磁気用鋼板のワット損失および保持力は、鋼の組織を
乱す汚染物、たとえば微細な酸化物によって、またこれ
らの介在により生ずる応力によって増大するから、この
ような介在物を形成する炭素、マンガン、硫黄、燐、ク
ロムおよび銅などの不純物含有率を可能な限り低くずへ
きであり、さらに、鋼の結晶粒が粗大な程好ましい磁化
特性が得られるので、鋼の結晶組織を可能な限り粗大に
すべく処理されるのがよい。 したがって、通常、鋼の炭素含有率を約０．００５％以
下に下げるために、溶鋼の段階においては、これを真空
脱炭処理するとともに冷間圧延鋼板もしくは帯鋼を脱炭
とともに再結晶さゼるために連続炉内で焼鈍処理が行わ
れる（たとえば、ドイツ国特許公開第１４５８８５２号
およびオース） ＩＪア国特許第３０７４６９号明細書
参照。 ）が、連続炉内での焼鈍処理時間を可能な限り短く、す
なわち、処理材である帯鋼もしくは鋼板の炉内通過速度
を可能な限り高くしようとすると、鋼の炭素含有率は、
溶鋼の段階ですでに低くしておくことが必要である。 しかしながら、このために未鎮静溶鋼を通常の方法で所
望の段階まで真空脱炭処理すると、目的とする脱炭のほ
かに、蒸気圧の高いマンガンもかなりの量減少し、真空
処理終了時におけるマンガン含有率が通常０．１５％以
下となる。 この値は、一般に電磁気用鋼の品質を良好ならしめるた
めの許容上限値と考えられているものの、炭素含有率が
０．０２０％以下、特に０．０１０％以下の鋼から製せ
られた冷間圧延鋼板では、磁化特性に対して奸才しくな
い再結晶が生ずる。 すなわち、かかる鋼板の結晶粒は比較的微細であり、そ
のワット損失は不当に高い値であった。 そこで、本発明者らは、マンガン含有率を高めたが、そ
れだけではワット損失は、わずかに改善されるに過ぎな
かったため、さらに種々研究の結果、特に真空処理溶鋼
中に一定量のマンガンを含有せしめるとともに、このマ
ンガン含有率に応じて熱延開始温度を調節し、さらに、
終了温度を設定することにより所期の目的を達成するこ
とができることを見い出し、本発明を完成するに到った
。 すなわち、本発明方法によれば、ワット損失の少ない電
磁気用冷間圧延珪素鋼板を製することができるだけでな
く、上記鋼板の焼鈍処理を極めて短い在炉時間で行うこ
とができるので連続炉を経済的に運転することが可能で
ある。 次に本発明方法について詳述する。 真空脱炭処理を施した溶鋼のマンガン含有率は０．３５
〜０．８０％、好ましくは０．３５〜０．５０％に調節
される。 鋼中の炭素含有率が極めて低い場合にはイオウおよび酸
素の溶解により生ずる硫化物および酸化物の微細な析出
物が組織の再結晶を妨げるが、マンガンにはこれらの元
素と結合し、その溶解による微細化を防止する機能があ
るからである。 Ｍｎ０．３５％以下では組織の再結晶化効果は充分でな
く、また０、８０％を越えるとＭｎの増加による強度向
上によって事後の圧延および剪断加工に支障を生ずるか
らである。 この溶鋼から製したスラブは熱間圧延に付されるが、Ｍ
ｎの添加によってイオウおよび酸素の溶解を防止するだ
けでなくスラブ温度上限を定めることによってもこれら
元素の溶解を防止し、微細な硫化物および酸化物の析出
の形成を防止する必要がある。 このため、スラブ温度はできる限り低くすべきであるが
、焼鈍による再結晶効果を向上させるためには、スラブ
温度を高くして圧延最終温度、すなわち巻取温度を比較
的高く保持し、部分的再結晶構造とする必要がある。 本発明者らは鋼中のマンガンは上記のごとき硫化物／ま
たは酸化物の溶解を防ぐため、鋼中のマンガン含有率を
高くすれば、ある許容範囲でスラブ温度を高くすること
ができることを見い出した。 したがって、本発明においてはスラブの熱間圧延前の温
度、すなわち、連続炉から抽出する前の温度を式： により、マンガン含有率に依存して与えられる上限温度
以下で高い温度に保持して最終圧延温度が８４０℃以上
に保持されるように熱間圧延を行なう。 その後、冷間圧延後焼鈍処理に付されるが、本発明にお
いては上記Ｍｎ添加量の調整およびスラブ熱延条件の設
定により焼鈍処理により再結晶が促進される状態下にあ
るので、焼鈍処理時間を著しく短かく（最大４分間）し
ても充分に再結晶化と脱炭の目的を達成することができ
る。 本発明方法の好ましい実姉態様では、スラブ温度を、式
二 により定められる温度以下に保持し、かつ、このスラブ
の最終圧延温度が８６０℃以上に保持されるよう熱間圧
延を行うことが包含される。 さらに、本発明方法は、帯鋼もしくは鋼板の脱炭および
再結晶のための焼鈍処理を最大３分間を要して行うこと
を包含する。 本発明に係る、圧延材温度とマンガン含有率との関係を
第１図に示す。 同図中、横軸に重量％で表わした鋼中のマンガン含有率
、縦軸に、連続炉から抽出する直前のスラブ温度（’Ｃ
）、すなわち、実際的には広帯鋼圧延開始時の圧延材温
度を表わす。 一点鎖線１は、式二 で与えられる、マンガン含有率に対応する圧延材の上限
温度を示す曲線である。 実線２は、同じく、式： で与えられるマンガン量とスラブ温度との関係を示す。 連続炉内でのスラブ温度は、同図実線２より下の斜線で
示す範囲内であるのが好ましい。 同図中、垂線３はＭｎ０．２５％の位置を示し、垂線４
は、本発明方法を適用することができるマンガン含有率
上限を示す。 破線５および６は、好ましいマンガン含有率、すなわち
０．３５〜０．５０％の範囲を示す。 （なお、点１は次に述べる実施例における鋼のマンガン
含有率に対する好ましいスラブ温度（式〔２〕により与
えられる値）を示す。 ）。前記式〔１〕および〔２〕はつぎのようにして導か
れる。 一般に公知の物理化学的法則によりマンガン硫化物（ま
たは酸化物）の温度依存溶解性は次の関係式によって示
されている。 または 〔式中、［Ｍｎ］ はマンガンの濃度または活量、〔
Ｓ〕は硫黄の濃度または油量、
〔０〕は酸素の濃度また
は活量、Ｔはケルビン目盛での絶対温度、Ｋ１．に２．
に′１およびに′２は定数を示す〕硫黄および酸素の濃
度はほぼ一定であるので上記式は下記のように書き替え
ることができる。 〔式中、（−Ｍｎ） およびＴは上記と同じに／およ
びＫは定数を示す〕 これはさらにつぎのとおり書き替えられる。 〔式中、［Ｍｎ） 、Ｔ 、におよびに′は上記と同
じ〕 数多の実験片により高いワット損失と低いワット損失の
ものとを分離することにより上記式が成立することが確
認されている。 このｌｏｇ［Ｍｎ’ｌ関数について１／Ｔをプロットし
て式（ｄ）をグラフにすると直線となる。 そこで、ワット損失２．３ｗａＨ／ｋｐより低いテスト
ポイント（電気シート上）とワット損失２．３ ｗａ
ｔ ｔ／ｋｐ以上のものとを分離し、最終圧延温度時の
鋼材温度を８４０℃以上に保持し、ついで冷間圧延鋼板
もしくは帯鋼の脱炭および再結晶のための焼鈍処理を行
って、所望の物性を有する珪素鋼板が得られるものの実
験的に得られた値をプロットして直線を求め、それから
定数におよびに′を求めればそれぞれに＝−１４４８０
およびに’＝ ９．２０ （好ましい場合９．３０）が
得られる。 これらの値を上記式（ｄ）に導入し、かつ、ケルビン絶
対温度から ℃への変換のために２７３を減じることに
より、前記式（１）または（２）が得られる。 以上、詳述したとおり、マンガン含有率を特定の範囲に
調整し、それとの関連で熱間圧延前のスラブ温度を特定
範囲に設定することにより、処理を極めて短時間で行な
うことができ、ワット損失の少なく、所望の物性を有す
る電磁気用冷間圧延珪素鋼板かえられるものである。 次に実施例を挙げて、本発明方法を具体的に説明する。 ３０Ｔ転炉で酸素吹製法により、 ＣＯ，０５１％ Ｍｎ ０．２８％ Ｓ Ｏ，０１２％および 酸素 ４５５ｐ戸 の化学成分組成を有する鋼を溶製し、ついで、昇降する
真空槽を有する脱ガス装置を用いて、上記溶鋼を真空脱
炭処理に付す。 真空処理中、１８〜２２ストロークの間に、粒状アルミ
ニウム１３０ｋｇ、２３〜３３ストロークの間にフェロ
シリコン８７０ｋｇおよび２４ストロ一ク時にマンガン
２８ｋｇを溶鋼に添加する。 総計４０ストロークからなる真空脱炭処理後、次の化学
成分組成を有する溶鋼を得た。 ＣＯ，００９％ Ｓｉ １．７８％ Ｍｎ ０．３７％ Ｐ Ｏ，０１８％ Ｓ Ｏ，０１１％ および Ａ７ ０．３４６％。 この真空脱炭処理した溶鋼を鋳込んで製したスラブイン
ゴットを、ピット炉内で圧延温度すなわち１２２０℃ま
で加熱し、ついで、スラブ圧延装置で圧延し、この予備
圧延したスラブを、連続炉内で１２１０℃（第１図中、
点７で示す。 ）に加熱し、ついで抽出する。 予備圧延スタンドで５パス圧延した後、ロールから出て
くる圧延材の温度は１０５０℃であった。 さらに、半連続弐六スタンド広帯調圧延装置で圧延し、
２． Ｏ１１℃厚の熱間圧延材を製した。 この最終圧延温度は８８５℃、帯鋼巻取機温度は７４０
℃に保持された。 この熱間圧延帯鋼を冷間圧延して３パスで０．５ ｍｍ
厚とし、これを通常の連続炉内で、炉内通過速度２６ｍ
／分および温度９１０℃の条件で、焼鈍処理して脱炭お
よび再結晶させた。 この焼鈍処理は、上記温度で、焼鈍時間（炉内保持時間
）約２．８分の処理に相当する。 このようにして得られた再結晶後の、珪素鋼板のＡＳＴ
Ｍ法による結晶粒度評点は４〜５であった。 エプスタイン装置を用いて測定した試料の、ワット損失
〔ドイツ工業規格ＤＩＮ４６゜４００：２０℃、５０ヘ
ルツの交流磁場において生ずる誘導磁化ピーク値１００
００ガウスを得るときのｗ ａ ｔ ｔ／Ｋｐ値で表わ
される。 なお、Ｋｐ（キロポンド）は時と同一である〕は２．０
５ｗ ａ ｔ ｔ／Ｋｐであった。 それに対し、該Ｍｎ成分０．３７％の場合に算出される
圧延開始上限温度より４０℃高い温度で上記と同様の処
理を施した場合、再結晶後の珪素鋼板のＡＳＴＭ法によ
る結晶粒度評価は８であった。 この時のワット損失は上記実施例の場合よりおよそ０．
４Ｗ／ｋｇ高くなっていた。 本発明方法は、上記実施例のごときインゴット鋳造によ
る場合に限定されるものではなく、連続鋳造法によるス
ラブにも適用することができる。 なお、鋼中に不純物である燐およびアルミニウムが、そ
れぞれ通常の含有率の範囲である０、００５〜０．２０
％および０．０〜０．５％程度含有されていても、本発
明方法に従って、マンガン含有率とその他の製造条件を
調節して組合せ、処理することにより、上記不純物の影
響をうけることなく、本発明の目的を達成することがで
きる。
は活量、Ｔはケルビン目盛での絶対温度、Ｋ１．に２．
に′１およびに′２は定数を示す〕硫黄および酸素の濃
度はほぼ一定であるので上記式は下記のように書き替え
ることができる。 〔式中、（−Ｍｎ） およびＴは上記と同じに／およ
びＫは定数を示す〕 これはさらにつぎのとおり書き替えられる。 〔式中、［Ｍｎ） 、Ｔ 、におよびに′は上記と同
じ〕 数多の実験片により高いワット損失と低いワット損失の
ものとを分離することにより上記式が成立することが確
認されている。 このｌｏｇ［Ｍｎ’ｌ関数について１／Ｔをプロットし
て式（ｄ）をグラフにすると直線となる。 そこで、ワット損失２．３ｗａＨ／ｋｐより低いテスト
ポイント（電気シート上）とワット損失２．３ ｗａ
ｔ ｔ／ｋｐ以上のものとを分離し、最終圧延温度時の
鋼材温度を８４０℃以上に保持し、ついで冷間圧延鋼板
もしくは帯鋼の脱炭および再結晶のための焼鈍処理を行
って、所望の物性を有する珪素鋼板が得られるものの実
験的に得られた値をプロットして直線を求め、それから
定数におよびに′を求めればそれぞれに＝−１４４８０
およびに’＝ ９．２０ （好ましい場合９．３０）が
得られる。 これらの値を上記式（ｄ）に導入し、かつ、ケルビン絶
対温度から ℃への変換のために２７３を減じることに
より、前記式（１）または（２）が得られる。 以上、詳述したとおり、マンガン含有率を特定の範囲に
調整し、それとの関連で熱間圧延前のスラブ温度を特定
範囲に設定することにより、処理を極めて短時間で行な
うことができ、ワット損失の少なく、所望の物性を有す
る電磁気用冷間圧延珪素鋼板かえられるものである。 次に実施例を挙げて、本発明方法を具体的に説明する。 ３０Ｔ転炉で酸素吹製法により、 ＣＯ，０５１％ Ｍｎ ０．２８％ Ｓ Ｏ，０１２％および 酸素 ４５５ｐ戸 の化学成分組成を有する鋼を溶製し、ついで、昇降する
真空槽を有する脱ガス装置を用いて、上記溶鋼を真空脱
炭処理に付す。 真空処理中、１８〜２２ストロークの間に、粒状アルミ
ニウム１３０ｋｇ、２３〜３３ストロークの間にフェロ
シリコン８７０ｋｇおよび２４ストロ一ク時にマンガン
２８ｋｇを溶鋼に添加する。 総計４０ストロークからなる真空脱炭処理後、次の化学
成分組成を有する溶鋼を得た。 ＣＯ，００９％ Ｓｉ １．７８％ Ｍｎ ０．３７％ Ｐ Ｏ，０１８％ Ｓ Ｏ，０１１％ および Ａ７ ０．３４６％。 この真空脱炭処理した溶鋼を鋳込んで製したスラブイン
ゴットを、ピット炉内で圧延温度すなわち１２２０℃ま
で加熱し、ついで、スラブ圧延装置で圧延し、この予備
圧延したスラブを、連続炉内で１２１０℃（第１図中、
点７で示す。 ）に加熱し、ついで抽出する。 予備圧延スタンドで５パス圧延した後、ロールから出て
くる圧延材の温度は１０５０℃であった。 さらに、半連続弐六スタンド広帯調圧延装置で圧延し、
２． Ｏ１１℃厚の熱間圧延材を製した。 この最終圧延温度は８８５℃、帯鋼巻取機温度は７４０
℃に保持された。 この熱間圧延帯鋼を冷間圧延して３パスで０．５ ｍｍ
厚とし、これを通常の連続炉内で、炉内通過速度２６ｍ
／分および温度９１０℃の条件で、焼鈍処理して脱炭お
よび再結晶させた。 この焼鈍処理は、上記温度で、焼鈍時間（炉内保持時間
）約２．８分の処理に相当する。 このようにして得られた再結晶後の、珪素鋼板のＡＳＴ
Ｍ法による結晶粒度評点は４〜５であった。 エプスタイン装置を用いて測定した試料の、ワット損失
〔ドイツ工業規格ＤＩＮ４６゜４００：２０℃、５０ヘ
ルツの交流磁場において生ずる誘導磁化ピーク値１００
００ガウスを得るときのｗ ａ ｔ ｔ／Ｋｐ値で表わ
される。 なお、Ｋｐ（キロポンド）は時と同一である〕は２．０
５ｗ ａ ｔ ｔ／Ｋｐであった。 それに対し、該Ｍｎ成分０．３７％の場合に算出される
圧延開始上限温度より４０℃高い温度で上記と同様の処
理を施した場合、再結晶後の珪素鋼板のＡＳＴＭ法によ
る結晶粒度評価は８であった。 この時のワット損失は上記実施例の場合よりおよそ０．
４Ｗ／ｋｇ高くなっていた。 本発明方法は、上記実施例のごときインゴット鋳造によ
る場合に限定されるものではなく、連続鋳造法によるス
ラブにも適用することができる。 なお、鋼中に不純物である燐およびアルミニウムが、そ
れぞれ通常の含有率の範囲である０、００５〜０．２０
％および０．０〜０．５％程度含有されていても、本発
明方法に従って、マンガン含有率とその他の製造条件を
調節して組合せ、処理することにより、上記不純物の影
響をうけることなく、本発明の目的を達成することがで
きる。
第１図は、本発明製造法における、鋼中マンガン含有率
と、これに対応する熱間圧延スラブの圧延前スラブ温度
との関係を示すグラフである。 １・・・・・・許容上限温度を示す曲線、２・・・・・
・好ましい温度範囲の上限温度を示す曲線、３および４
・・・・・・適用可能なマンガン含有率の下限値および
上限値を示す垂線、５および６・・・・・・好ましいマ
ンガン含有率の下限値および上限値を示す垂線、７・・
・・・・明細書中実施例におけるスラブ加熱温度を示す
点。
と、これに対応する熱間圧延スラブの圧延前スラブ温度
との関係を示すグラフである。 １・・・・・・許容上限温度を示す曲線、２・・・・・
・好ましい温度範囲の上限温度を示す曲線、３および４
・・・・・・適用可能なマンガン含有率の下限値および
上限値を示す垂線、５および６・・・・・・好ましいマ
ンガン含有率の下限値および上限値を示す垂線、７・・
・・・・明細書中実施例におけるスラブ加熱温度を示す
点。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 炭素含有率０．０３〜０．０６％（重量）の未鎮静
溶融軟鋼の炭素含有率を下げるために、これを真空脱炭
処理して炭素含有率を０．０２％（重量）以下に下げ、
脱酸するために、最初にアルミニウム、ついで珪素を添
加し、その後、この溶鋼を鋳込んでスラブを製し、スラ
ブを熱間圧延し、ついで冷間圧延し、これを焼鈍して脱
炭および再結晶せしめることにより、ワット損失（１０
０００ガウス、５０ヘルツにおける値）が２．３ ｗ
ａ ｔ ｔ／Ｋｐ以下である電磁気用冷間圧延珪素鋼板
を製造するにあたり、 ａ）真空処理溶鋼のマンガン含有率を０．３５％〜０．
８０％（重量）に添加調節し、 ｂ）スラブの熱間圧延前の温度を、 式： により与えられる温度以下に調節し、Ｃ）熱間圧延にお
ける最終圧延時の鋼材温度を８４０℃以上に保持し、ｄ
）冷間圧延鋼板もしくは帯鋼の脱炭および再結晶のため
の焼鈍処理を行い、この間に、炭素含有率を０．００３
％（重量）以下に下げることを特徴とする珪素鋼板の製
造法。
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| AT927073A AT339940B (de) | 1973-11-05 | 1973-11-05 | Verfahren zur herstellung von kaltgewalzten, siliziumlegierten elektroblechen |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5075517A JPS5075517A (ja) | 1975-06-20 |
| JPS5817806B2 true JPS5817806B2 (ja) | 1983-04-09 |
Family
ID=3612690
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP49127920A Expired JPS5817806B2 (ja) | 1973-11-05 | 1974-11-05 | ケイソコウバンノ セイゾウホウ |
Country Status (8)
| Country | Link |
|---|---|
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| JP (1) | JPS5817806B2 (ja) |
| AT (1) | AT339940B (ja) |
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| DE (1) | DE2448890B2 (ja) |
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| GB (1) | GB1452580A (ja) |
| IT (1) | IT1021763B (ja) |
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-
1974
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- 1974-11-05 JP JP49127920A patent/JPS5817806B2/ja not_active Expired
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