JPS60200916A - 方向性けい素鋼板の製造方法 - Google Patents
方向性けい素鋼板の製造方法Info
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- JPS60200916A JPS60200916A JP59057424A JP5742484A JPS60200916A JP S60200916 A JPS60200916 A JP S60200916A JP 59057424 A JP59057424 A JP 59057424A JP 5742484 A JP5742484 A JP 5742484A JP S60200916 A JPS60200916 A JP S60200916A
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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
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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。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
技術分野
す白れ叶い去硼Ｎの刻４失雪嬉ｆ閲１−イーとハＢＥＩ
細書で述べる技術内容は、とくに連続鋳造によって得た
けい素鋼スラブに、熱間粗圧延段階で幅圧下による鍛造
加工を施して、該連鋳スラブに特有な両級部における粗
大結晶粒の効果的な微細化を図ることにより、けい素鋼
製品の幅方向にわたる磁気特性の安定化ならびに該製品
の歩留りの向上・ を併せて実現しようとするものであ
る。
細書で述べる技術内容は、とくに連続鋳造によって得た
けい素鋼スラブに、熱間粗圧延段階で幅圧下による鍛造
加工を施して、該連鋳スラブに特有な両級部における粗
大結晶粒の効果的な微細化を図ることにより、けい素鋼
製品の幅方向にわたる磁気特性の安定化ならびに該製品
の歩留りの向上・ を併せて実現しようとするものであ
る。
従来技術とその問題点
方向性けい素鋼板に要求される磁気特性は、高い磁束密
度（Ｂ、。で代表される）と低（・鉄損（”１７１５０
で代表される）であって、かかる磁気特性の優れた方向
性けい素鋼板を得るためには、最終焼鈍に際して（ｉｘ
ｏ）（ｏｏｘ：＞方位（コ°ス方位と呼ばれる）が選択
成長するいわゆる２次再結晶現象を制御し、結晶粒がゴ
ス方位に高度に集積した均一な２次再結晶組織とするこ
とが重要である。ゴス方位の２次再結晶粒を発達させる
ためＫは、適切な析出分散相の活用が有効であることが
知られていて、とくにＭｎＳ ％ Ｍ］’ｌＳｅおよび
ＡｇＮなどが代表的なものとして一般に広く利用されて
いる。この場合、スラブ加熱時にＭｎＳ 、 ＭｎＳｅ
％ＡｅＮなどを十分に解離固溶させた上で適当な熱間
圧延を施すことにより、インヒビターとして好ましい分
散相が得られることは、しばしば指摘されたところであ
り、ここに解離固溶に必要なスラブ加熱温度は、１２５
０〜１４２０℃という高温域であるのが一般的である。
度（Ｂ、。で代表される）と低（・鉄損（”１７１５０
で代表される）であって、かかる磁気特性の優れた方向
性けい素鋼板を得るためには、最終焼鈍に際して（ｉｘ
ｏ）（ｏｏｘ：＞方位（コ°ス方位と呼ばれる）が選択
成長するいわゆる２次再結晶現象を制御し、結晶粒がゴ
ス方位に高度に集積した均一な２次再結晶組織とするこ
とが重要である。ゴス方位の２次再結晶粒を発達させる
ためＫは、適切な析出分散相の活用が有効であることが
知られていて、とくにＭｎＳ ％ Ｍ］’ｌＳｅおよび
ＡｇＮなどが代表的なものとして一般に広く利用されて
いる。この場合、スラブ加熱時にＭｎＳ 、 ＭｎＳｅ
％ＡｅＮなどを十分に解離固溶させた上で適当な熱間
圧延を施すことにより、インヒビターとして好ましい分
散相が得られることは、しばしば指摘されたところであ
り、ここに解離固溶に必要なスラブ加熱温度は、１２５
０〜１４２０℃という高温域であるのが一般的である。
ところで近年の製鉄業の分野にお（・ては、従来の造塊
２分塊圧延を経て、スラブを製造する方法から、溶鋼よ
り直接スラブを製造する連続鋳造法へと、急ピッチで移
行し、その省エネルギー、歩留り向上などの利点から、
製造コストの大幅な削減が、品質の向上に併せて達成さ
れるようになった。
２分塊圧延を経て、スラブを製造する方法から、溶鋼よ
り直接スラブを製造する連続鋳造法へと、急ピッチで移
行し、その省エネルギー、歩留り向上などの利点から、
製造コストの大幅な削減が、品質の向上に併せて達成さ
れるようになった。
かかる連続鋳造法は方向性けい素鋼板の製造においても
、早期から適用されてきたが、けい素鋼の分野において
は、以下に述べるよう処、品質あるいは歩留りなどの点
で未だ問題を残していたのである。
、早期から適用されてきたが、けい素鋼の分野において
は、以下に述べるよう処、品質あるいは歩留りなどの点
で未だ問題を残していたのである。
すなわち先にも述べたように、方向性けい素鋼板の製造
過程においては、スラブ加熱によるＭｎ８％ＭｎＳｅ
、 ＡＩ！Ｎなどの十分な溶体化処理が不可欠であり、
そのために１２５０ ’Ｃ以上の高温長時間のスラブ加
熱が施される。ところが連鋳材では、がかる高温加熱時
に、その製造上の特徴である急速凝固によって形成され
た柱状晶組織の異常成長が、従来の造塊材に較べて起こ
りゃすく、とくにスラブ幅方向の端部すなわち両級部で
は、かような柱状晶組織の発達が著しいところ、スラブ
加熱後の粗大化した結晶粒は、引き続く粗圧延後も十分
な再結晶なせず、従って粗い結晶組織のまま残存するこ
とになる。かかる粗大結晶粒組織は、著しくしん性に乏
しいため、仕上圧延段階で、ポットコイルの耳荒れを起
こすばかりでなく、２次再結晶しにくい（１００）＜０
１１＞方位の強い集合組織を形成し、仕上焼鈍後の製品
の線状細粒の原因ともなっていたのである。
過程においては、スラブ加熱によるＭｎ８％ＭｎＳｅ
、 ＡＩ！Ｎなどの十分な溶体化処理が不可欠であり、
そのために１２５０ ’Ｃ以上の高温長時間のスラブ加
熱が施される。ところが連鋳材では、がかる高温加熱時
に、その製造上の特徴である急速凝固によって形成され
た柱状晶組織の異常成長が、従来の造塊材に較べて起こ
りゃすく、とくにスラブ幅方向の端部すなわち両級部で
は、かような柱状晶組織の発達が著しいところ、スラブ
加熱後の粗大化した結晶粒は、引き続く粗圧延後も十分
な再結晶なせず、従って粗い結晶組織のまま残存するこ
とになる。かかる粗大結晶粒組織は、著しくしん性に乏
しいため、仕上圧延段階で、ポットコイルの耳荒れを起
こすばかりでなく、２次再結晶しにくい（１００）＜０
１１＞方位の強い集合組織を形成し、仕上焼鈍後の製品
の線状細粒の原因ともなっていたのである。
ここに熱間圧延中に生じるホットコイルの縁部における
割れ（耳荒れあるいは耳割れと呼ぶ）は、次工程の冷間
圧延で、破断の起点となるため、冷間圧延前に耳荒れ部
を除去しなければならず、歩留りを大きく低下させる元
凶となっていた。また２次再結晶焼鈍および純化焼鈍（
以下仕上焼鈍と（・う）後の２次再結晶組織に線状の細
粒として表われる２次再結晶の不完全な部分は、その部
分で著しく磁気特性を劣化させ、とくに幅方向の特性の
安定化を阻害するものであった。これらの現象は、造塊
材に較べ、連続鋳造材（以下連鋳材）で著しく、けい素
鋼素材の連続鋳造化に際して大きな障害となっていたの
である。
割れ（耳荒れあるいは耳割れと呼ぶ）は、次工程の冷間
圧延で、破断の起点となるため、冷間圧延前に耳荒れ部
を除去しなければならず、歩留りを大きく低下させる元
凶となっていた。また２次再結晶焼鈍および純化焼鈍（
以下仕上焼鈍と（・う）後の２次再結晶組織に線状の細
粒として表われる２次再結晶の不完全な部分は、その部
分で著しく磁気特性を劣化させ、とくに幅方向の特性の
安定化を阻害するものであった。これらの現象は、造塊
材に較べ、連続鋳造材（以下連鋳材）で著しく、けい素
鋼素材の連続鋳造化に際して大きな障害となっていたの
である。
ところでホットコイルの耳荒れ防止については、すでに
特公昭５７−４６９０号公報において粗圧延時の圧下ス
ケジュールを変更する方法が開示されている。また線状
細粒の防止に関しては、特公昭５８−５９７０号公報に
、板厚の上下で非対称な剪断応力の効用が開示されてい
る。しかしながらこれらの方法においては、問題として
いるスラブの両縁部では、やはり側面での応力が十分得
られず、発明の端緒 この発明は、上記の実情に鑑みて開発されたもので、連
鋳スラブを素材とした場合にとくに問題となる、ホット
コイルの縁部における粗大結晶粒の効果的な微細化が、
熱間粗圧延段階においてスラブの幅方向に積極的に応力
を加えて幅方向端部での再結晶を促進させることによっ
て有利に達成されることの新規知見に立脚する。
特公昭５７−４６９０号公報において粗圧延時の圧下ス
ケジュールを変更する方法が開示されている。また線状
細粒の防止に関しては、特公昭５８−５９７０号公報に
、板厚の上下で非対称な剪断応力の効用が開示されてい
る。しかしながらこれらの方法においては、問題として
いるスラブの両縁部では、やはり側面での応力が十分得
られず、発明の端緒 この発明は、上記の実情に鑑みて開発されたもので、連
鋳スラブを素材とした場合にとくに問題となる、ホット
コイルの縁部における粗大結晶粒の効果的な微細化が、
熱間粗圧延段階においてスラブの幅方向に積極的に応力
を加えて幅方向端部での再結晶を促進させることによっ
て有利に達成されることの新規知見に立脚する。
発明の構成
すなわちこの発明は、Ｓｉ ： ２．５〜＋、０２量％
を含有するけい素鋼の連続鋳造スラブを熱間圧延して得
られたホットコイルに、１回または中間焼鈍を含む２回
の冷間圧延を施して最終板厚としたのち、脱炭・１次再
結晶焼鈍を施し、その後２次再結晶焼鈍ついで純化焼鈍
を施す一連の工程によって方向性けい素鋼板を製造する
に当り、上記熱間圧延工程において、連続鋳造スラブを
１２５０〜１４２０℃の温度節回に加熱したのち、凱聞
翔圧延段階における最初のパス前を含む複数のパス間で
一圧下率が５〜４０％にわたる少くとも１回の幅圧下を
施すことを特徴とする方向性けい素鋼板の製造方法であ
る。
を含有するけい素鋼の連続鋳造スラブを熱間圧延して得
られたホットコイルに、１回または中間焼鈍を含む２回
の冷間圧延を施して最終板厚としたのち、脱炭・１次再
結晶焼鈍を施し、その後２次再結晶焼鈍ついで純化焼鈍
を施す一連の工程によって方向性けい素鋼板を製造する
に当り、上記熱間圧延工程において、連続鋳造スラブを
１２５０〜１４２０℃の温度節回に加熱したのち、凱聞
翔圧延段階における最初のパス前を含む複数のパス間で
一圧下率が５〜４０％にわたる少くとも１回の幅圧下を
施すことを特徴とする方向性けい素鋼板の製造方法であ
る。
以下この発明を具体的に説明する。
まず発明者らは、以下の要領でけい素鋼連鋳材のホット
コイルにおける耳荒れ程度について調査した。なお耳荒
れの程度゛は、コイルを巻き直す際に耳割れの深さを測
定し、その平均値で評価した。
コイルにおける耳荒れ程度について調査した。なお耳荒
れの程度゛は、コイルを巻き直す際に耳割れの深さを測
定し、その平均値で評価した。
Ｃ’ ： ０．０８５重量％（以下単に％で示す）、Ｓ
ｌ：８．２０％、Ｍｎ ： ０．０６５％およびＳｅ
： ０．０１８％を含み、残部は実質的にＦｅの組成に
なる連鋳けい素鋼スラブを、１２５０〜１４２０℃の範
囲の種々の温度で均熱したのち加熱炉から抽出し、つい
でスケールブレーカ−でデスケーリングしたのち、粗圧
延機にて４０ ｍｍのシートバーとし、引続き仕上げ圧
延機にてＬ５ｍｍ厚のホットコイルに圧延した。
ｌ：８．２０％、Ｍｎ ： ０．０６５％およびＳｅ
： ０．０１８％を含み、残部は実質的にＦｅの組成に
なる連鋳けい素鋼スラブを、１２５０〜１４２０℃の範
囲の種々の温度で均熱したのち加熱炉から抽出し、つい
でスケールブレーカ−でデスケーリングしたのち、粗圧
延機にて４０ ｍｍのシートバーとし、引続き仕上げ圧
延機にてＬ５ｍｍ厚のホットコイルに圧延した。
上記の実験によって耳割れの程度は、一般忙加熱温度が
高（なるほど悪化する傾向にあることが判明したが、こ
の理由は、高温はどスラブ結晶粒の異常成長が助長され
るためと考えられる。
高（なるほど悪化する傾向にあることが判明したが、こ
の理由は、高温はどスラブ結晶粒の異常成長が助長され
るためと考えられる。
ところで上記した熱間粗圧延工程は、通常複数パスで行
われるが、かかる粗圧延段階の最初のパス前を含むパス
間で、スラブに幅圧下を加えたところ、所期した粗大結
晶粒の微細化に関して望外の成果が得られたのである。
われるが、かかる粗圧延段階の最初のパス前を含むパス
間で、スラブに幅圧下を加えたところ、所期した粗大結
晶粒の微細化に関して望外の成果が得られたのである。
第１図に、熱間粗圧延段階において、連鋳スラブＫ ｆ
ｆｉｆｍ々の圧下率で幅圧下を加えたときのホットコイ
ルの耳割れ程度について調べた結果を、加熱温度と幅圧
下率との関係で示す。
ｆｉｆｍ々の圧下率で幅圧下を加えたときのホットコイ
ルの耳割れ程度について調べた結果を、加熱温度と幅圧
下率との関係で示す。
同図より明らかなように、圧下率５％以上の幅圧下を加
えることによって、耳割れ深さが８０ｍｍを超えるよう
な大きな割れが大幅に減少している。
えることによって、耳割れ深さが８０ｍｍを超えるよう
な大きな割れが大幅に減少している。
この理由については、かかる幅圧下を施すことは、スラ
ブにおいては幅方向と通常の厚さ方向の圧下が同時に連
続して施されることになるが、かかる鍛造効果により、
粗大化しようとするコイル縁部の結晶粒が効果的Ｋａか
く再結晶することＫなるためと考えられる。
ブにおいては幅方向と通常の厚さ方向の圧下が同時に連
続して施されることになるが、かかる鍛造効果により、
粗大化しようとするコイル縁部の結晶粒が効果的Ｋａか
く再結晶することＫなるためと考えられる。
とはいえ幅圧下率が４０％を超えて大きくなると、急激
な形状不良の増加が見られた。
な形状不良の増加が見られた。
次にこれらの各ホットコイルに、圧下率：約７０％の１
決め間圧延を施し、ついで９５０℃、８分間の中間焼鈍
を施したのち、圧下率：約６５％の２欠除間圧延を施し
てＯｏｓ ｍｍ厚の最終冷延板とした。その後８２０℃
の湿水素中で１次再結晶を兼ねた脱炭焼鈍を施したのち
、ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を塗布してから、Ｈ
２ガス雰囲気中で最終仕上焼鈍を施した。
決め間圧延を施し、ついで９５０℃、８分間の中間焼鈍
を施したのち、圧下率：約６５％の２欠除間圧延を施し
てＯｏｓ ｍｍ厚の最終冷延板とした。その後８２０℃
の湿水素中で１次再結晶を兼ねた脱炭焼鈍を施したのち
、ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を塗布してから、Ｈ
２ガス雰囲気中で最終仕上焼鈍を施した。
得られた各コイルにつき、その前後から幅×５００ｍｍ
の試片を採取し、酸洗後２次再結晶組織中に混在する線
状細粒の発生率について調べた結果を幅圧下率と線状細
粒の面積率との関係で第２図に示す。
の試片を採取し、酸洗後２次再結晶組織中に混在する線
状細粒の発生率について調べた結果を幅圧下率と線状細
粒の面積率との関係で第２図に示す。
同図から明らかなように、幅圧下率が増すにつれて線状
細粒は減少している。
細粒は減少している。
この理由は、すでに述べたよ５Ｋして粗大化したスラブ
結晶粒が効果的に微細化されるため、ホットコイルにお
いて、２次再結晶し難い（１００）（０１１）方位の集
合組織が形成されにくいためである。
結晶粒が効果的に微細化されるため、ホットコイルにお
いて、２次再結晶し難い（１００）（０１１）方位の集
合組織が形成されにくいためである。
以下この発明を、製造工程に従って順次説明する。
まずこの発明に用いる連鋳スラブの成分について述べる
と、該スラブはｓｌを２．５〜４．０％の範囲で含有す
る必要がある。というのは８１ｉが、２．５％に満たな
いと所望の磁気特性が得られず、一方４．０％を超える
と冷間加工性が劣化するからである。
と、該スラブはｓｌを２．５〜４．０％の範囲で含有す
る必要がある。というのは８１ｉが、２．５％に満たな
いと所望の磁気特性が得られず、一方４．０％を超える
と冷間加工性が劣化するからである。
Ｓｉについては上記のとおりであるが、その他の代表組
成については下記の範囲が望ましい。
成については下記の範囲が望ましい。
Ｃ： ０．０１〜０．０８％
Ｃは、その含有量が０８０１％に満たないと熱延時に十
分な量のγ相が生成せず、一方０．０８％を超えると後
続の脱炭工程で長時間を要する不利が生じるので、０．
０１〜０．０８％の範囲が好ましい。
分な量のγ相が生成せず、一方０．０８％を超えると後
続の脱炭工程で長時間を要する不利が生じるので、０．
０１〜０．０８％の範囲が好ましい。
Ｍｎ ： ０．０８〜０．１％、Ｓおよび／またはＳｅ
：０．００５〜０．１％ ■と８ＳＳｅは、析出分散相として使用するインヒビタ
ーを形成する有用な元素であるが、含有量がそれぞれＭ
ｎ ： ０．０１Ｓ％、Ｓおよび／またはＳｅ ： ０
．００５％に満たないと所望量の分散析出相が得られず
、一方それぞれが０．１％を超えるとスラブ加熱時に溶
体化不足を生じて適切な分散相が得られな（なるので、
Ｍｎ ： ０．０８〜０．１％、Ｓおよび／またはＳｅ
： ０．００５〜０．１％の範囲とするのが好ましい
。
：０．００５〜０．１％ ■と８ＳＳｅは、析出分散相として使用するインヒビタ
ーを形成する有用な元素であるが、含有量がそれぞれＭ
ｎ ： ０．０１Ｓ％、Ｓおよび／またはＳｅ ： ０
．００５％に満たないと所望量の分散析出相が得られず
、一方それぞれが０．１％を超えるとスラブ加熱時に溶
体化不足を生じて適切な分散相が得られな（なるので、
Ｍｎ ： ０．０８〜０．１％、Ｓおよび／またはＳｅ
： ０．００５〜０．１％の範囲とするのが好ましい
。
その他さらに、Ｃｕ ％ Ｎｉ、Ｃｒｚ Ｓｎｓ ＭＯ
ｓ ｓｂおよびＰなどの溶質原子を添加することもでき
るｄさて上記の適正組成に調製された溶鋼は、連続鋳造
法によって１５０〜８５０ｍ７１厚のスラブとしたのち
、プッシャー形式ある（・はウオーキングビーム形式の
スラブ加熱炉にて、１２５０〜１４２０℃の温度に加熱
する。ここにスラブ加熱温度が、１２５０℃に満たない
とインヒビターの固溶が不充分となり、一方１４２０℃
を超えるとスケールの発生が著しくなって歩留りや炉寿
命の低下を招くため、１２５０〜１４２０℃の温度範囲
とする必要がある。
ｓ ｓｂおよびＰなどの溶質原子を添加することもでき
るｄさて上記の適正組成に調製された溶鋼は、連続鋳造
法によって１５０〜８５０ｍ７１厚のスラブとしたのち
、プッシャー形式ある（・はウオーキングビーム形式の
スラブ加熱炉にて、１２５０〜１４２０℃の温度に加熱
する。ここにスラブ加熱温度が、１２５０℃に満たない
とインヒビターの固溶が不充分となり、一方１４２０℃
を超えるとスケールの発生が著しくなって歩留りや炉寿
命の低下を招くため、１２５０〜１４２０℃の温度範囲
とする必要がある。
ついでかかる加熱処理を経た高温スラブに、熱間圧延を
施すわけであるが、この熱間圧延の粗圧延段階において
、最初のバス前を含む複数のバス間で、圧下率が５〜４
０％にわたる少くとも１回の幅圧下を施すのである。こ
こに幅圧下率は、前掲第１図に示したように、５％に満
たないと耳荒れ軽減効果に乏しく、一方４０％を超える
と圧延中に形状不良を生じて操業の面からも好ましくな
いので、５〜４０％の範囲に限定した。
施すわけであるが、この熱間圧延の粗圧延段階において
、最初のバス前を含む複数のバス間で、圧下率が５〜４
０％にわたる少くとも１回の幅圧下を施すのである。こ
こに幅圧下率は、前掲第１図に示したように、５％に満
たないと耳荒れ軽減効果に乏しく、一方４０％を超える
と圧延中に形状不良を生じて操業の面からも好ましくな
いので、５〜４０％の範囲に限定した。
なおかかる幅圧下手段としては、カリバーロールまたは
フラットロールを強化したエツジヤ−ある（・は幅プレ
ス機などが有利に適合するが、その他にも幅方向に圧下
可能なものであればいずれでもよく、装置の種類には限
定されない。
フラットロールを強化したエツジヤ−ある（・は幅プレ
ス機などが有利に適合するが、その他にも幅方向に圧下
可能なものであればいずれでもよく、装置の種類には限
定されない。
その後常法に従って仕上げ圧延したのちホットコイルに
巻取り、ついで１回または中間焼鈍を含む２回以上の冷
間圧延を施して最終板厚としたのち、７８０〜８５０℃
の湿水素雰囲気中で１次再結晶を兼ねる脱炭焼鈍を施し
、しかるのち１２００°Ｃ付近で最終仕上げ焼鈍を施す
ことによって、製品板を得るわけである。
巻取り、ついで１回または中間焼鈍を含む２回以上の冷
間圧延を施して最終板厚としたのち、７８０〜８５０℃
の湿水素雰囲気中で１次再結晶を兼ねる脱炭焼鈍を施し
、しかるのち１２００°Ｃ付近で最終仕上げ焼鈍を施す
ことによって、製品板を得るわけである。
実 施 例
Ｃ： ０．０４０％、Ｓｉ ： ８．８０ ％、Ｍｎ
： ０．０６８ ％およびＳｅ ： ０．０２０％を含
有する２５０ｍｍ厚の連鋳スラブを、１８８０℃に加熱
したのち、熱間粗圧延段階で、高剛性エツジヤ−を備え
たリノクース式の粗圧延ミルを用いて下記Ａ〜Ｃの条件
下に幅圧下を施した。
： ０．０６８ ％およびＳｅ ： ０．０２０％を含
有する２５０ｍｍ厚の連鋳スラブを、１８８０℃に加熱
したのち、熱間粗圧延段階で、高剛性エツジヤ−を備え
たリノクース式の粗圧延ミルを用いて下記Ａ〜Ｃの条件
下に幅圧下を施した。
ＯＡ条件：最初のパス前に１０％、ついで２〜８バス間
で２０％の幅圧下 ＯＢ条件：最終パス前に２５％の幅圧下ＯＣ条件：最終
パス前に８％の幅圧下 ついで熱間仕上圧延を施して２’、５ｍｍ厚の熱延板と
したのちコイルに巻取った。これらのホットコイルはい
ずれも、９００’Ｃ，１３分間の均一化焼鈍を施したの
ち、圧下率：約７０％の１次冷間圧延ついで９５０℃、
８分間の中間焼鈍を挾んで圧下率：約６０％の２決め間
圧延を施して最終板厚０．８ｍｍの冷延板としたのち、
８２０℃の湿水素中にて４分間の脱炭焼鈍を施し、つい
でＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を塗布してから１２
００°Ｃで最終仕上焼鈍を施した。
で２０％の幅圧下 ＯＢ条件：最終パス前に２５％の幅圧下ＯＣ条件：最終
パス前に８％の幅圧下 ついで熱間仕上圧延を施して２’、５ｍｍ厚の熱延板と
したのちコイルに巻取った。これらのホットコイルはい
ずれも、９００’Ｃ，１３分間の均一化焼鈍を施したの
ち、圧下率：約７０％の１次冷間圧延ついで９５０℃、
８分間の中間焼鈍を挾んで圧下率：約６０％の２決め間
圧延を施して最終板厚０．８ｍｍの冷延板としたのち、
８２０℃の湿水素中にて４分間の脱炭焼鈍を施し、つい
でＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を塗布してから１２
００°Ｃで最終仕上焼鈍を施した。
得られた成品の磁気特性およびホットコイル状態での耳
荒れ程度につ（・て調べた結果を表１に示す。また第８
図には、Ｂ条件傾従って得られたこの発明に従う鋼板お
よび従来法に従って得られた鋼板の板幅方向にわたる磁
束密度につ（・て調べた結果を示す。
荒れ程度につ（・て調べた結果を表１に示す。また第８
図には、Ｂ条件傾従って得られたこの発明に従う鋼板お
よび従来法に従って得られた鋼板の板幅方向にわたる磁
束密度につ（・て調べた結果を示す。
表１より明らかなように、この発明法に従った場合は、
ホットコイル状態での耳荒れ程度は５Ｍ以内と極めて小
さく、また平均磁束密度も良好であった。
ホットコイル状態での耳荒れ程度は５Ｍ以内と極めて小
さく、また平均磁束密度も良好であった。
また第８図からも明らかなように、この発明法に従って
得られた製品板は、従来例とは異なり、幅方向にわたっ
て安定した磁束密度が得られた。
得られた製品板は、従来例とは異なり、幅方向にわたっ
て安定した磁束密度が得られた。
発明の効果
かくしてこの発明によれば、方向性けい素鋼板の素材と
して連鋳スラブを用いた場合に間顕とされた、粗大結晶
粒組織に起因する耳荒れや線状細粒の発生を効果的に防
止して、製品歩留りの向上ならびに磁気特性の安定化を
実現することができる。
して連鋳スラブを用いた場合に間顕とされた、粗大結晶
粒組織に起因する耳荒れや線状細粒の発生を効果的に防
止して、製品歩留りの向上ならびに磁気特性の安定化を
実現することができる。
第１図は、ホットコイル状態での耳荒れ程度に及ぼす幅
圧下率と加熱温度との影響を示したグラフ、 第２図は、幅圧下率と線状細粒発生率との関係、につい
て示したグラフ、 第８図は、製品の幅方向にわたる磁束密度の推移を、発
明例と従来例で比較して示したグラフである。 特許出願人 川崎製鉄株式会社 ０５″！１以内 ０５〜３０ｒｆ′ｆｎ 十晶瓜下車ζ％）
圧下率と加熱温度との影響を示したグラフ、 第２図は、幅圧下率と線状細粒発生率との関係、につい
て示したグラフ、 第８図は、製品の幅方向にわたる磁束密度の推移を、発
明例と従来例で比較して示したグラフである。 特許出願人 川崎製鉄株式会社 ０５″！１以内 ０５〜３０ｒｆ′ｆｎ 十晶瓜下車ζ％）
Claims (1)
- Ｌ Ｓｉ ： ２．５〜４．０重量７ｏを含有するけい
素鋼の連続鋳造スラブを熱間圧延して得られたホットコ
イルに、１回または中間焼鈍を含む２回の冷間圧延を施
して最終板厚としたのち脱炭・１次再結晶焼鈍を施し、
その後２次再結晶焼鈍ついで純化焼鈍を施す一連の工程
によって方向性けい素鋼板を製造するに当り、上記熱間
圧延工程にお（・て、連続鋳造スラブを１２５０〜１４
２０°Ｃの温度範囲に加熱したのち、熱間粗圧延段階に
おける最初のパス前を含む複数のパス間で、圧下率が５
〜４０％にわたる少くとも１回の幅圧下を施すことを特
徴とする方向性けい素鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP59057424A JPS60200916A (ja) | 1984-03-27 | 1984-03-27 | 方向性けい素鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP59057424A JPS60200916A (ja) | 1984-03-27 | 1984-03-27 | 方向性けい素鋼板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS60200916A true JPS60200916A (ja) | 1985-10-11 |
Family
ID=13055269
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP59057424A Pending JPS60200916A (ja) | 1984-03-27 | 1984-03-27 | 方向性けい素鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS60200916A (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2022250112A1 (ja) | 2021-05-28 | 2022-12-01 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 方向性電磁鋼板の製造方法 |
| WO2022250111A1 (ja) * | 2021-05-28 | 2022-12-01 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 方向性電磁鋼板の製造方法 |
| WO2023157765A1 (ja) | 2022-02-15 | 2023-08-24 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 方向性電磁鋼板の製造方法 |
| JP7816665B1 (ja) * | 2024-08-27 | 2026-02-18 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 方向性電磁鋼板の製造方法 |
| WO2026048322A1 (ja) * | 2024-08-27 | 2026-03-05 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 方向性電磁鋼板の製造方法 |
Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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| US4204891A (en) * | 1978-11-27 | 1980-05-27 | Nippon Steel Corporation | Method for preventing the edge crack in a grain oriented silicon steel sheet produced from a continuously cast steel slab |
-
1984
- 1984-03-27 JP JP59057424A patent/JPS60200916A/ja active Pending
Patent Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US4204891A (en) * | 1978-11-27 | 1980-05-27 | Nippon Steel Corporation | Method for preventing the edge crack in a grain oriented silicon steel sheet produced from a continuously cast steel slab |
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