JPS63224801A - 無方向性高Ｓｉ鋼板の製造方法 - Google Patents
無方向性高Ｓｉ鋼板の製造方法Info
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- JPS63224801A JPS63224801A JP62056380A JP5638087A JPS63224801A JP S63224801 A JPS63224801 A JP S63224801A JP 62056380 A JP62056380 A JP 62056380A JP 5638087 A JP5638087 A JP 5638087A JP S63224801 A JPS63224801 A JP S63224801A
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- 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】
〔産業上の利用分野〕
本発明は無方向性高Ｓｉ鋼板の製造法に関する。
従来、Ｓｉ含有量が４ｗｔ％未滴の珪素銅板は、その製
造法により方向性珪素鋼板、無方向性珪素鋼板に区別さ
れ、主として各種電磁誘導器用の積層鉄芯や巻鉄芯或い
は磁気シールド用のケース等に加工成形され、実用に供
されている。゛しかしながら、近年、省資源、省エネル
ギーの観点から電磁電子部品の小型化や高効率化が強く
要請され、軟磁気特性、とりわけ鉄損特性の優れた材料
が要求されている。珪素鋼板の軟磁気特性はＳｉの添加
基とともに向上し、特に６゜５ ｔｉｔ％付近で最高の
透ｌＩ！率を示し、さらに固有電気抵抗も高いことから
、鉄損も小さくなることが知られている。
造法により方向性珪素鋼板、無方向性珪素鋼板に区別さ
れ、主として各種電磁誘導器用の積層鉄芯や巻鉄芯或い
は磁気シールド用のケース等に加工成形され、実用に供
されている。゛しかしながら、近年、省資源、省エネル
ギーの観点から電磁電子部品の小型化や高効率化が強く
要請され、軟磁気特性、とりわけ鉄損特性の優れた材料
が要求されている。珪素鋼板の軟磁気特性はＳｉの添加
基とともに向上し、特に６゜５ ｔｉｔ％付近で最高の
透ｌＩ！率を示し、さらに固有電気抵抗も高いことから
、鉄損も小さくなることが知られている。
しかし、珪素鋼板はＳｉ含有量が４ 、（ｈｔ％以上と
なると加工性が急激に劣化し、このため従来ては圧延法
により高Ｓｉ鋼板を工業的規模で製造することは不可能
であるとされていた。
なると加工性が急激に劣化し、このため従来ては圧延法
により高Ｓｉ鋼板を工業的規模で製造することは不可能
であるとされていた。
しかしながら、この高Ｓｉ鋼板の圧延法に関しては、種
々の特許や文献に多くの記載が見出される。これらの多
くは、Ｓｉ含有量４．０νｔ％以下のものであるか、或
いはそれ以上のＳ」含有量であるような記述があるもの
でも、３ｔｙｔ％前後のものより類推されたものである
と考えられる。このことは、本発明者等が８１含有量６
．５″ｉ付近の材料に対して多くの実験検討を重ねた結
果によるもので、上記諸提案の示唆する方法においても
６゜５％Ｓｉ鋼のような高Ｓｉ鋼板は製造できないこと
が判った。
々の特許や文献に多くの記載が見出される。これらの多
くは、Ｓｉ含有量４．０νｔ％以下のものであるか、或
いはそれ以上のＳ」含有量であるような記述があるもの
でも、３ｔｙｔ％前後のものより類推されたものである
と考えられる。このことは、本発明者等が８１含有量６
．５″ｉ付近の材料に対して多くの実験検討を重ねた結
果によるもので、上記諸提案の示唆する方法においても
６゜５％Ｓｉ鋼のような高Ｓｉ鋼板は製造できないこと
が判った。
珪素鋼板の製造方法として、例えば特公昭５７−３６９
６８号、特開昭５８−１８１８２２号、特開昭５１−２
９４９６号等が提案されているが、これらはＳｉ含有量
が４．０ ＋、＋ｔ％以下の材料であり、Ｓｉ含有量の
増加とともに加工性が急激に劣化することからみて、６
．５ｘ付近の５ｉｔｌには適用できない。
６８号、特開昭５８−１８１８２２号、特開昭５１−２
９４９６号等が提案されているが、これらはＳｉ含有量
が４．０ ＋、＋ｔ％以下の材料であり、Ｓｉ含有量の
増加とともに加工性が急激に劣化することからみて、６
．５ｘ付近の５ｉｔｌには適用できない。
また、脆性材料や変形抵抗の高い材料を冷間ではなく温
度を上げて圧延することは−・般的に知られている。し
かし、高Ｓｊ鋼薄板の製造において最も問題となるのは
、各製造プロセスにおいて割れ等に起因するトラブルを
いかに防止し、安定したトータル製造プロセスを達成す
るかにあり、単に温度を上げて圧延するというだけては
十分な成果を上げることはできない。
度を上げて圧延することは−・般的に知られている。し
かし、高Ｓｊ鋼薄板の製造において最も問題となるのは
、各製造プロセスにおいて割れ等に起因するトラブルを
いかに防止し、安定したトータル製造プロセスを達成す
るかにあり、単に温度を上げて圧延するというだけては
十分な成果を上げることはできない。
本発明者等はこのような現状に鑑み、圧延法によるＳ１
含有量４ 、０ｗｔ％以上の高Ｓｊ鋼薄板の製造法につ
いて検討を進めてきた。このような検討の過程で、圧延
法による製造においては、次のような問題点があること
が判明した。
含有量４ 、０ｗｔ％以上の高Ｓｊ鋼薄板の製造法につ
いて検討を進めてきた。このような検討の過程で、圧延
法による製造においては、次のような問題点があること
が判明した。
■鋼塊、分塊スラブ、連鋳スラブの搬送時などの冷却段
２階において、表面と内部との温度差により熱応力割れ
が生じる。
２階において、表面と内部との温度差により熱応力割れ
が生じる。
■材料の加工度すなわち組織により加工性が大きく変化
するため、各プロセスでの圧延加工温度を適切に選定し
ないと圧延割れが生じる。
するため、各プロセスでの圧延加工温度を適切に選定し
ないと圧延割れが生じる。
（ル熱延コイル巻取温度を適切に選定しないと、低い場
合にはコイル巻取り時にコイル破断を生じ、また高い場
合には、巻取り後の材料の再結晶により以後の圧延の加
工性を著しく劣化させることになる。
合にはコイル巻取り時にコイル破断を生じ、また高い場
合には、巻取り後の材料の再結晶により以後の圧延の加
工性を著しく劣化させることになる。
そして、このような問題点等に基づきさらに検討を加え
た結果、各プロセスでの製造条件を選択することにより
、上記■〜■等の問題が適切に改善され、溶製から最終
板厚（０，５ｍｍ以下）に至るまで材料の割れなどによ
る製造上の１〜ラブルを招くことなく、高Ｓ］鋼：ａ板
の安定した製造が可能となることを見い出した。
た結果、各プロセスでの製造条件を選択することにより
、上記■〜■等の問題が適切に改善され、溶製から最終
板厚（０，５ｍｍ以下）に至るまで材料の割れなどによ
る製造上の１〜ラブルを招くことなく、高Ｓ］鋼：ａ板
の安定した製造が可能となることを見い出した。
すなわち本願第・の発明は、Ｓｊ：４．Ｏ〜７．（ｈｔ
％。
％。
Ａ Ｄ ： ：ｈｔ％以下、Ｍｎ：０．５ｗｔ％以下、
Ｃ：０．２ｗｔ％以下、Ｐ ：Ｏ，１ｗｔ％以下、残部
Ｆｅ及び不可避的不純物からなる高Ｓｌ鋼を、造塊また
連続鋳造し、（ａ）凝固した鋼塊または連続鋳造鋳片を
その最低温度部が６００℃以下とならないうちに分塊加
熱炉に装入し、該分塊加熱炉で１２５０’Ｃ以下の温度
に加熱した後分塊圧延するか、 若しくは、 （ｂ）ｉｔｆｆ固した鋼塊または連続鋳造鋳片をその最
低温度部が６００℃以下とならないうちに分塊工程に直
送して分塊圧延し、 分塊圧延を６００℃以−にの温度で終了した後、（イ）
分塊スラブをその最低温度部が４００℃以下とならない
うちに熱延加熱炉に装入し、該熱延加熱炉で加熱した後
熱延工程に送るか、 若しくは、 （ロ）分塊スラブをその最低温度部が４００℃以ドとな
らないうちに熱延工程に直送し、熱延工程では、９００
℃以ドでの総圧下率が３０ｘ以上となるよう仕４−圧延
した後、７００〜３０００Ｃの巻取温度で巻取り、この
熱延コイル材を薄板用レバースミルにより、ＪＨｚさ０
．５ｍｍ以下まで４００℃以下の温度で圧延するように
したことにある。
Ｃ：０．２ｗｔ％以下、Ｐ ：Ｏ，１ｗｔ％以下、残部
Ｆｅ及び不可避的不純物からなる高Ｓｌ鋼を、造塊また
連続鋳造し、（ａ）凝固した鋼塊または連続鋳造鋳片を
その最低温度部が６００℃以下とならないうちに分塊加
熱炉に装入し、該分塊加熱炉で１２５０’Ｃ以下の温度
に加熱した後分塊圧延するか、 若しくは、 （ｂ）ｉｔｆｆ固した鋼塊または連続鋳造鋳片をその最
低温度部が６００℃以下とならないうちに分塊工程に直
送して分塊圧延し、 分塊圧延を６００℃以−にの温度で終了した後、（イ）
分塊スラブをその最低温度部が４００℃以下とならない
うちに熱延加熱炉に装入し、該熱延加熱炉で加熱した後
熱延工程に送るか、 若しくは、 （ロ）分塊スラブをその最低温度部が４００℃以ドとな
らないうちに熱延工程に直送し、熱延工程では、９００
℃以ドでの総圧下率が３０ｘ以上となるよう仕４−圧延
した後、７００〜３０００Ｃの巻取温度で巻取り、この
熱延コイル材を薄板用レバースミルにより、ＪＨｚさ０
．５ｍｍ以下まで４００℃以下の温度で圧延するように
したことにある。
また、本願第２の発明は、Ｓｉ：４．Ｏ〜７．０誓ｔ％
、Ａ Ｑ ：：ｈｔ％以下、Ｍｎ：０．５ｕｔ％以下、
Ｃ：０．２ｗｔ％以下、Ｐ：０．］ｗｔτ以下、残部Ｆ
ｅ及び不可避的不純物からなる高ＳＪ鋼を、連続鋳造し
、 （ａ）凝固後の鋳片をその最低温度部が６００℃以下と
ならないうちに熱延加熱炉に装入し、該熱延加熱炉で加
熱した後熱延工程に送るか、 若しくは、 （ｂ）凝固後の鋳片をその最低温度部が６００℃以下と
ならないうちに熱延工程に直送し、熱延工程では、９０
０℃以１；ての総圧１ぐ率か３０％以上となるよう仕上
圧延した後、７００〜３０００Ｃの巻取温度で巻取り、
この熱延コイル材を薄板用レバースミルにより、厚さ０
．５制ｎ以下まで４００℃以下の温度で圧延するように
したことにある。
、Ａ Ｑ ：：ｈｔ％以下、Ｍｎ：０．５ｕｔ％以下、
Ｃ：０．２ｗｔ％以下、Ｐ：０．］ｗｔτ以下、残部Ｆ
ｅ及び不可避的不純物からなる高ＳＪ鋼を、連続鋳造し
、 （ａ）凝固後の鋳片をその最低温度部が６００℃以下と
ならないうちに熱延加熱炉に装入し、該熱延加熱炉で加
熱した後熱延工程に送るか、 若しくは、 （ｂ）凝固後の鋳片をその最低温度部が６００℃以下と
ならないうちに熱延工程に直送し、熱延工程では、９０
０℃以１；ての総圧１ぐ率か３０％以上となるよう仕上
圧延した後、７００〜３０００Ｃの巻取温度で巻取り、
この熱延コイル材を薄板用レバースミルにより、厚さ０
．５制ｎ以下まで４００℃以下の温度で圧延するように
したことにある。
以下、本発明の詳細な説明する。
ます１本発明における鋼成分の限定理由は以下の通りで
ある。
ある。
Ｓｉは、前述したように軟磁気特性を改善させる元素で
あり、その含有量が６．５ｔｙｔ％付近で最も優れた効
果が発揮される。本発明ではこのＳＬ含有量を４．０〜
７．０ｔｉｔ％とする。Ｓｉが４ 、０ｗｔ％未満では
、冷間圧延性はほとんど問題とならず、またＳｉが７
、 Ｏｕｔ％を超えると、磁歪の上昇、飽和磁束密度や
最大透磁率の低下等、軟磁気特性の劣化を生し、冷間圧
延性も極めて悪くなる。このためＳｉは４．０〜７．Ｏ
ｌ、ｌｔガの範囲とする。
あり、その含有量が６．５ｔｙｔ％付近で最も優れた効
果が発揮される。本発明ではこのＳＬ含有量を４．０〜
７．０ｔｉｔ％とする。Ｓｉが４ 、０ｗｔ％未満では
、冷間圧延性はほとんど問題とならず、またＳｉが７
、 Ｏｕｔ％を超えると、磁歪の上昇、飽和磁束密度や
最大透磁率の低下等、軟磁気特性の劣化を生し、冷間圧
延性も極めて悪くなる。このためＳｉは４．０〜７．Ｏ
ｌ、ｌｔガの範囲とする。
Ａｌは製鋼時脱酸のために添加される。またＡｌは軟磁
気特性を劣化させる固溶Ｎを固定し、更に鋼中に固溶す
ることにより電気抵抗を上昇させることが知られている
。しかしＡｌを多量に添加すると加−Ｌ性が劣化し、更
にコストも１ユ昇するため、Ａｌは２ｗｔ％以下とする
。
気特性を劣化させる固溶Ｎを固定し、更に鋼中に固溶す
ることにより電気抵抗を上昇させることが知られている
。しかしＡｌを多量に添加すると加−Ｌ性が劣化し、更
にコストも１ユ昇するため、Ａｌは２ｗｔ％以下とする
。
Ｍｎは不純物元素としてのＳを固定するために添加され
る。但し、Ｍｎ量が増加すると加工性が劣化すること、
更にＭｎＳが多くなると軟磁気特性に対して悪い影響を
与えることから、Ｍｎは０゜５すｔ％とする。
る。但し、Ｍｎ量が増加すると加工性が劣化すること、
更にＭｎＳが多くなると軟磁気特性に対して悪い影響を
与えることから、Ｍｎは０゜５すｔ％とする。
■）は鉄損低下を目的として添加される。しかしＰ量が
多くなると加工性が劣化するため、■）は０．１すｔ％
以下とする。
多くなると加工性が劣化するため、■）は０．１すｔ％
以下とする。
なお、Ｃは製品の鉄損を増大させ、磁気時効の主原因と
なる有害な元素であり、また加」二性を低下させるため
少ない方が望ましい。このためＣは０．２すｔ％以下と
する。
なる有害な元素であり、また加」二性を低下させるため
少ない方が望ましい。このためＣは０．２すｔ％以下と
する。
次に、本発明の圧延条件について説明する。
本発明者等は、高Ｓｉ鋼の組織と加工性について圧延実
験により調査した。
験により調査した。
具体的に第１図に示す試験片によるテーパ圧延試験法に
より、６．５すＬ％Ｓｉを含有する高８１鋼の圧延加工
性を評価した。第２図はその結果を示すもので、これに
よりその材料の圧延加工性の特徴を以下のように明確に
知ることができる。
より、６．５すＬ％Ｓｉを含有する高８１鋼の圧延加工
性を評価した。第２図はその結果を示すもので、これに
よりその材料の圧延加工性の特徴を以下のように明確に
知ることができる。
■鋳造組織の材料においては、９００℃を超える高温域
では加工性が極めて良好であるが、９００℃以下で直線
的に劣化し、約６００℃でほとんど圧延不可能となる。
では加工性が極めて良好であるが、９００℃以下で直線
的に劣化し、約６００℃でほとんど圧延不可能となる。
■分塊圧延又は熱延での粗圧延がなされ加工→再結晶に
より組織が細粒化された材料、若しくはこれらの圧延に
より材料厚さ方向の粒界間隔が狭められ加工組織となっ
た材料においては、その粒径又は材料厚さ方向の粒界間
隔に依存して鋳造組織材より加工限界が大幅に拡大する
。すなわち、粒径１ ｍ ｍの圧延材の場合約２５０℃
で、また粒径間隔５０μｍの圧延材の場合約８０℃で、
それぞれ圧延加工性がなくなるが、それ以上の温度域で
十分普通の圧延加工が可能である。通常、分塊圧延スラ
ブの粒径は加熱炉中での再結晶による粒成長を考慮して
も１〜３１であり、また、連続鋳造スラブは、熱延粗圧
延後には１ｍｍ程度に細粒化される。いずれにしても熱
延最終パス近くでは材料厚さ方向の粒界間隔は５０μｍ
程度とすることが可能である。
より組織が細粒化された材料、若しくはこれらの圧延に
より材料厚さ方向の粒界間隔が狭められ加工組織となっ
た材料においては、その粒径又は材料厚さ方向の粒界間
隔に依存して鋳造組織材より加工限界が大幅に拡大する
。すなわち、粒径１ ｍ ｍの圧延材の場合約２５０℃
で、また粒径間隔５０μｍの圧延材の場合約８０℃で、
それぞれ圧延加工性がなくなるが、それ以上の温度域で
十分普通の圧延加工が可能である。通常、分塊圧延スラ
ブの粒径は加熱炉中での再結晶による粒成長を考慮して
も１〜３１であり、また、連続鋳造スラブは、熱延粗圧
延後には１ｍｍ程度に細粒化される。いずれにしても熱
延最終パス近くでは材料厚さ方向の粒界間隔は５０μｍ
程度とすることが可能である。
高Ｓｉ鋼の分塊圧延工程においては、上述したような圧
延加工性自体の問題とは別に、溶製されたインゴットの
冷却時における熱応力割れという問題がある。
延加工性自体の問題とは別に、溶製されたインゴットの
冷却時における熱応力割れという問題がある。
このため、本発明者等は、Ｓｉ含有量４．０〜７．０ｗ
ｔ％の高５ｉｔ（１のインゴット冷却時の熱応力割れに
関し、インゴットの基本的な引張り試験（第３図）を行
い、さらに実インゴットを用いた大気中の放冷実験を行
い、第４図に示す結果を得た。これによれば、Ｓｉ含含
量量対応したインゴットの表面温度が一定値以下になる
と、第３図に示すように材料の塑性変形能の劣化のため
、内部との温度差による張力の発生によって熱応力割れ
が発生する。インゴットはその表面温度（最低温度部）
を約６００℃以上に保つことにより熱応力割れの発生を
防ぐことができる。また、分塊スラブについて同様の実
験を行ったところ、第２図に示される加工限界と同様、
組織の影響を強く受け、表面温度（最低温度部）を４０
０℃以上に保持すれば熱応力割れの発生を十分防ぐこと
ができることが判った。
ｔ％の高５ｉｔ（１のインゴット冷却時の熱応力割れに
関し、インゴットの基本的な引張り試験（第３図）を行
い、さらに実インゴットを用いた大気中の放冷実験を行
い、第４図に示す結果を得た。これによれば、Ｓｉ含含
量量対応したインゴットの表面温度が一定値以下になる
と、第３図に示すように材料の塑性変形能の劣化のため
、内部との温度差による張力の発生によって熱応力割れ
が発生する。インゴットはその表面温度（最低温度部）
を約６００℃以上に保つことにより熱応力割れの発生を
防ぐことができる。また、分塊スラブについて同様の実
験を行ったところ、第２図に示される加工限界と同様、
組織の影響を強く受け、表面温度（最低温度部）を４０
０℃以上に保持すれば熱応力割れの発生を十分防ぐこと
ができることが判った。
また、スラブを加熱炉で加熱する場合法のような問題が
ある。すなわち、高Ｓｉ鋼板を一定以上の温度に保持し
加熱するとスケールが発生するが、このスケールは温度
が一定上高くなるとスケール中のＦｅＯとＳｉＯ□が共
晶反応を起こして溶融（ファイアライトの形成）する。
ある。すなわち、高Ｓｉ鋼板を一定以上の温度に保持し
加熱するとスケールが発生するが、このスケールは温度
が一定上高くなるとスケール中のＦｅＯとＳｉＯ□が共
晶反応を起こして溶融（ファイアライトの形成）する。
このような問題に対し、本発明者等は、加熱炉中の酸素
含有量を種々変化させた実験を行い、Ｓｉ含有量４゜０
〜７．０ｗｔ％の高Ｓｉ鋼についてスケール溶融を生じ
ない加熱温度域を調査した。第５図はその結果を示すも
ので、現状で一般的に使用されている加熱炉では炉中の
酸素濃度を２％程度まで制御でき、したがって加熱温度
を１２５０℃以下とすることによりスケール溶融を確実
に防止できることが判る。
含有量を種々変化させた実験を行い、Ｓｉ含有量４゜０
〜７．０ｗｔ％の高Ｓｉ鋼についてスケール溶融を生じ
ない加熱温度域を調査した。第５図はその結果を示すも
ので、現状で一般的に使用されている加熱炉では炉中の
酸素濃度を２％程度まで制御でき、したがって加熱温度
を１２５０℃以下とすることによりスケール溶融を確実
に防止できることが判る。
さらに、熱延コイルの組織は、その後の薄板圧延の加工
性に大きな影響を持つ。すなわち高Ｓｉ＆ｌｆｌ板の再
結晶は加工度、温度、保持時間によってその挙動が決定
される。熱延後（約２ ＋ａ ｍ ’のコイル）におい
ては、７００℃以上に一定時間保持されると再結晶によ
る粒成長が起こり、次工程の薄板圧延の加工性を劣化さ
せる。よって巻取温度は７００℃以下にする必要がある
。また巻取温度の下限値は１巻取り時の曲げ歪による破
断防止のため３０００Ｃ以上とする必要がある。
性に大きな影響を持つ。すなわち高Ｓｉ＆ｌｆｌ板の再
結晶は加工度、温度、保持時間によってその挙動が決定
される。熱延後（約２ ＋ａ ｍ ’のコイル）におい
ては、７００℃以上に一定時間保持されると再結晶によ
る粒成長が起こり、次工程の薄板圧延の加工性を劣化さ
せる。よって巻取温度は７００℃以下にする必要がある
。また巻取温度の下限値は１巻取り時の曲げ歪による破
断防止のため３０００Ｃ以上とする必要がある。
また、熱延仕上温度、パススケジュールを変化させて製
造した熱延板の加工性を３点曲げ試験により調べた。そ
の結果の一例を第６図に示す。これらの結果から、熱延
仕上パス間の再結晶及び集合組織の発達挙動等より、熱
延仕上温度の低温化及び低温域での圧下歪の増加が、そ
の後の薄板圧延の加工性を向上させることが判る。多く
の実機試験結果より、仕上圧延における９００℃以下の
総圧下率を３０％以上とすることにより薄板圧延の加工
性を向上させ得ることが判明した。
造した熱延板の加工性を３点曲げ試験により調べた。そ
の結果の一例を第６図に示す。これらの結果から、熱延
仕上パス間の再結晶及び集合組織の発達挙動等より、熱
延仕上温度の低温化及び低温域での圧下歪の増加が、そ
の後の薄板圧延の加工性を向上させることが判る。多く
の実機試験結果より、仕上圧延における９００℃以下の
総圧下率を３０％以上とすることにより薄板圧延の加工
性を向上させ得ることが判明した。
なお、これらの熱延仕上条件の規定は、次工程の薄板圧
延の加工性の向上、具体的には温間圧延温度の低下、１
パス圧下率の増大を達成させるものである。
延の加工性の向上、具体的には温間圧延温度の低下、１
パス圧下率の増大を達成させるものである。
さらに、薄板圧延においては、本発明が対象とする材料
は脆性材料であることから当然温間圧延の必要がある３
、但し、圧延材の表面性状、潤滑剤及び圧延機付帯設備
（加熱装置等）を考慮すれば圧延温度は４００℃以下が
望ましく、また低温域で圧延することは製造コスト上も
有利となる。
は脆性材料であることから当然温間圧延の必要がある３
、但し、圧延材の表面性状、潤滑剤及び圧延機付帯設備
（加熱装置等）を考慮すれば圧延温度は４００℃以下が
望ましく、また低温域で圧延することは製造コスト上も
有利となる。
また、薄板圧延はレバースミルで行うことにより、０．
５ｍｍ以下の板厚まで能率的に圧延することができ、加
熱装置等の圧延機付・８Ｆ設備も合理的なものとするこ
とができ、しかも、所謂バス間回復処理を実施できるた
め良好な磁気特性の高Ｓｉ鋼板が得られる。
５ｍｍ以下の板厚まで能率的に圧延することができ、加
熱装置等の圧延機付・８Ｆ設備も合理的なものとするこ
とができ、しかも、所謂バス間回復処理を実施できるた
め良好な磁気特性の高Ｓｉ鋼板が得られる。
第７図は、本発明法による製造フローの一例を示すもの
で、これに基づいて本発明を説明する。
で、これに基づいて本発明を説明する。
ます、インボッ１へを用いる場合、通常、凝固したイン
ゴット（１）はその最低温度部が６００℃以下とならな
いうちに分塊加熱炉（２）に装入され、ここで１２５０
℃以下の温度に加熱された後、分塊圧延機（３）で分塊
圧延される。また、場合によってはインボッ１−（１）
を分塊加熱炉（２）に装入することなく、分塊工程に直
送（熱塊直送）することができ、この場合にはインボッ
Ｉ−（１）をその最低温度部が６００℃以下とならない
うちに分塊工程に直送し、分塊圧延を行う。分塊圧延は
、６００℃以上の温度で行われる。
ゴット（１）はその最低温度部が６００℃以下とならな
いうちに分塊加熱炉（２）に装入され、ここで１２５０
℃以下の温度に加熱された後、分塊圧延機（３）で分塊
圧延される。また、場合によってはインボッ１−（１）
を分塊加熱炉（２）に装入することなく、分塊工程に直
送（熱塊直送）することができ、この場合にはインボッ
Ｉ−（１）をその最低温度部が６００℃以下とならない
うちに分塊工程に直送し、分塊圧延を行う。分塊圧延は
、６００℃以上の温度で行われる。
分塊圧延後のスラブは、その最低温度部が４００℃以下
とならないうちに熱延加熱炉（４）に装入され、ここで
１２５０℃以下の温度に加熱された後、熱延工程に送ら
れ、熱延がなされる。また場合によっては、分塊スラブ
を熱延加熱炉（４）に装入することなく、熱延工程に直
送することができ、この場合には、スラブはその最低温
度部が４００℃以下とならないうちに熱延工程に直送さ
れ熱延がなされる。
とならないうちに熱延加熱炉（４）に装入され、ここで
１２５０℃以下の温度に加熱された後、熱延工程に送ら
れ、熱延がなされる。また場合によっては、分塊スラブ
を熱延加熱炉（４）に装入することなく、熱延工程に直
送することができ、この場合には、スラブはその最低温
度部が４００℃以下とならないうちに熱延工程に直送さ
れ熱延がなされる。
一方、連続錆造により得られた鋳片を用いる場合には、
これを分塊圧延した後熱延する場合と、鋳片をそのまま
熱延工程に送る場合（熱片直送）とがある。
これを分塊圧延した後熱延する場合と、鋳片をそのまま
熱延工程に送る場合（熱片直送）とがある。
このうち前者の場合には、上記インゴットで述べたと同
様の分塊圧延及び熱延がなされる。
様の分塊圧延及び熱延がなされる。
また後者の場合には、通常、鋳片はその最低温度部が６
００℃以下とならないうちに熱延加熱炉（４）に装入さ
れ、ここで１２５０℃以下の温度に加熱した後熱延工程
に送られ、熱延がなされる。
００℃以下とならないうちに熱延加熱炉（４）に装入さ
れ、ここで１２５０℃以下の温度に加熱した後熱延工程
に送られ、熱延がなされる。
また場合によっては、加熱炉に装入することなく、最低
温度部が６００℃以下とならないうちに熱延工程に直送
される。
温度部が６００℃以下とならないうちに熱延工程に直送
される。
熱延工程では、その仕上圧延（通常、４００℃以上）に
おいて、９００℃以下での総圧下率が３０′１以上とな
るよう圧延さ九た後、巻取機（５）に７００〜３０００
Ｃの温度で巻取られる。
おいて、９００℃以下での総圧下率が３０′１以上とな
るよう圧延さ九た後、巻取機（５）に７００〜３０００
Ｃの温度で巻取られる。
このようにして巻取られた熱延コイル材は、薄板用レパ
ルスミル（６）を備えた圧延設備に送られ、ここで４０
０℃以下の温度で０．５ｍｍ以下の板厚まで圧延される
。
ルスミル（６）を備えた圧延設備に送られ、ここで４０
０℃以下の温度で０．５ｍｍ以下の板厚まで圧延される
。
なお、第７図において、（７）はエツジヤ、（８）はク
ロップシャーである。
ロップシャーである。
失度■片
第１表の成分の高Ｓｉ鋼インコツトを溶製し、本発明法
により分塊、熱延、温間薄板圧延を行い、０．５ｍｍ厚
の高ＳＬ鋼薄板の製造を行った。各プロセスの製造条件
は下記の通りである。
により分塊、熱延、温間薄板圧延を行い、０．５ｍｍ厚
の高ＳＬ鋼薄板の製造を行った。各プロセスの製造条件
は下記の通りである。
第１表
（すｔ％）
○インゴット ５ ｔｏｎ
Ｏ分塊圧延条件
加熱炉装入温度 ７００℃（表面温度）加熱均
熱温度 １１５０℃ス ラブ寸法 １５０ｍ＋ｎ厚Ｘ ６５０ｍｍ幅Ｘ ５００
０ｍｍ長０熱間圧延条件 加熱炉装入温度 ７００℃（表面温度）加熱均
熱温度 １１５０℃仕上 入側厚 ３５ｍｍ 圧延温度 仕上第１パス１０００℃ 仕上最終パス出側温度 ７８０℃（仕上温度）仕上寸ｔ
２ｍ＋ｎｔＸ６５０ｍｍＷ巻取温度 ６００℃ ○薄板圧延 圧延温度 ２７５８６〜１５０℃ 仕上寸法 ０．５ｍｍｔＸ６５０ｍｍＷまた、比較例
として次のような条件で処理を行った。
熱温度 １１５０℃ス ラブ寸法 １５０ｍ＋ｎ厚Ｘ ６５０ｍｍ幅Ｘ ５００
０ｍｍ長０熱間圧延条件 加熱炉装入温度 ７００℃（表面温度）加熱均
熱温度 １１５０℃仕上 入側厚 ３５ｍｍ 圧延温度 仕上第１パス１０００℃ 仕上最終パス出側温度 ７８０℃（仕上温度）仕上寸ｔ
２ｍ＋ｎｔＸ６５０ｍｍＷ巻取温度 ６００℃ ○薄板圧延 圧延温度 ２７５８６〜１５０℃ 仕上寸法 ０．５ｍｍｔＸ６５０ｍｍＷまた、比較例
として次のような条件で処理を行った。
比較例（１）
上記本発明例と同じ成分で溶製されたインゴットを、表
面温度で５００℃まで大気放冷した後、加熱炉に装入し
、上記本発明例と同様の加熱条件、圧延条件て分塊圧延
を行った。
面温度で５００℃まで大気放冷した後、加熱炉に装入し
、上記本発明例と同様の加熱条件、圧延条件て分塊圧延
を行った。
比較例（２）
」二記本発明例と同し成分で溶製されたインゴットを、
常温まで大気放冷し、しかる後、加熱・分塊圧延しよう
とした。
常温まで大気放冷し、しかる後、加熱・分塊圧延しよう
とした。
比較例（３）
本発明例と同様の条件により得られた分塊スラブを、表
面温度１５０℃まで大気放冷した後、加熱炉に装入し、
上記本発明例と同様の加熱条件、圧延条件で熱延しよう
とした。
面温度１５０℃まで大気放冷した後、加熱炉に装入し、
上記本発明例と同様の加熱条件、圧延条件で熱延しよう
とした。
比較例（４）
本発明例と同様の条件により得られた分塊スラブを、本
発明例と同様に加熱炉に装入して加熱し、このスラブを
仕上第１パス圧延温度１１００℃、最終パス８５０℃、
巻取温度７２０℃、９００℃以下の圧下率５％で熱延し
、これを温間薄板圧延した。
発明例と同様に加熱炉に装入して加熱し、このスラブを
仕上第１パス圧延温度１１００℃、最終パス８５０℃、
巻取温度７２０℃、９００℃以下の圧下率５％で熱延し
、これを温間薄板圧延した。
比較例（１）ではインゴットに熱応力割れが生じて、こ
れが分塊圧延によりさらに拡大し、熱間圧折用のスラブ
が得られなかった。また比較例（２）では、インゴット
の熱応力割れが著しいため、均熱−分塊圧延を行うこと
ができなかった。比較例（３）では、スラブに熱応力割
れが生してこれが熱鋸によりさらに拡大し、粗圧延途中
で圧延を中止せざるを得なかった。さらに、比較例（４
）では熱延コイルは得られたが、レバースミルによる薄
板圧延工程において、コイルを予熱し、且つ圧延温度を
３０００Ｃにしたにもかかわらず、リコイル中での割れ
及び圧延中での割れにより破断が多発し、途中で圧延を
中止せざるを得なかった。
れが分塊圧延によりさらに拡大し、熱間圧折用のスラブ
が得られなかった。また比較例（２）では、インゴット
の熱応力割れが著しいため、均熱−分塊圧延を行うこと
ができなかった。比較例（３）では、スラブに熱応力割
れが生してこれが熱鋸によりさらに拡大し、粗圧延途中
で圧延を中止せざるを得なかった。さらに、比較例（４
）では熱延コイルは得られたが、レバースミルによる薄
板圧延工程において、コイルを予熱し、且つ圧延温度を
３０００Ｃにしたにもかかわらず、リコイル中での割れ
及び圧延中での割れにより破断が多発し、途中で圧延を
中止せざるを得なかった。
以上のような比較例に対し、本発明例においては、各工
程でのトラブルもなく健全な０．５ｍｍｔの高Ｓｉ鋼薄
板を製造することができた。また、圧延素材として連続
鋳造スラブを用いた場合にも、本発明法ににより高Ｓｉ
鋼薄板が製造可能であることを確認した。
程でのトラブルもなく健全な０．５ｍｍｔの高Ｓｉ鋼薄
板を製造することができた。また、圧延素材として連続
鋳造スラブを用いた場合にも、本発明法ににより高Ｓｉ
鋼薄板が製造可能であることを確認した。
なお、本実施例において、本発明例における熱延板（２
ｍｍ’ ）の粒径間隔を測定したところいずれも３０〜
７０μｍであったのに対し、例えば比較例（４）におけ
る熱延板の粒径間隔は２００〜３００μｍであった。
ｍｍ’ ）の粒径間隔を測定したところいずれも３０〜
７０μｍであったのに対し、例えば比較例（４）におけ
る熱延板の粒径間隔は２００〜３００μｍであった。
実施例ｋ
Ｓｉ以外の添加元素の影響を確認するため、第２表に示
す成分組成のインゴットを溶製し、本発明に規定する条
件で圧延を行った。
す成分組成のインゴットを溶製し、本発明に規定する条
件で圧延を行った。
第２表
これらのうち、本発明例では、薄板圧延工程において若
干のエツジ割れは生じたものの、０゜５ｎ＋ｍ’の薄板
まで製造可能であったのに対し、比較例は熱延コイルま
では製造可能であったが、薄板圧延工程において割れが
多発し、途中で圧延を中止せざるを得なかった。
干のエツジ割れは生じたものの、０゜５ｎ＋ｍ’の薄板
まで製造可能であったのに対し、比較例は熱延コイルま
では製造可能であったが、薄板圧延工程において割れが
多発し、途中で圧延を中止せざるを得なかった。
以１−述へた本発明によれば、従来法により製造が困難
とされていた高５１ｉ１１板の薄板コイルを、分塊、熱
間圧延、薄板圧延の各工程における割れやコイル破断等
のドラフルもなくｆ電率的に製造することができ、しか
も最終薄板温間圧延での加工温度の低減化も達成できる
ことかｒ１製造コストの低減、操業の安定化を図ること
ができる。
とされていた高５１ｉ１１板の薄板コイルを、分塊、熱
間圧延、薄板圧延の各工程における割れやコイル破断等
のドラフルもなくｆ電率的に製造することができ、しか
も最終薄板温間圧延での加工温度の低減化も達成できる
ことかｒ１製造コストの低減、操業の安定化を図ること
ができる。
第１図はテーパ圧延試験法におけるテーパ圧延試験片を
示す説明図である。第２図はテーパ圧延試験法による６
、５ｗｌ；％Ｓｉ含有鋼の圧延加工性を圧延温度と１パ
ス当りの限界圧Ｆ率との関係で示したものである。第；
３１Ａは６．５ｗ１％Ｓｉ含有インコツト材の引張り試
験ｄＬ度と伸びとの関係を示すものである。第４図は高
珪素鋼インコツト材の熱応力割れ限界温度を３１含有−
いどの関係で示すものである。第５図は高珪素鋼材のス
ケール溶融許容限界温度を均熱雰囲気炉中の酸素含有基
との関係で示すものである。第６図は熱延板の加工性を
３点曲げ試験により調べた結果を示すもので、熱延板の
割れ限界をｌ（口ず加工温度と表面塑性歪との関係で示
したものである。第７図は本発明法の製造フローの−・
例を示すものである。 （％） ＋４二Ｕ１！冊＠「１甲ＹΣｌし引弓畏ソ言
８灸温度 （０Ｃ） 第４図 ３１含儒量 （ｗｔ％）
示す説明図である。第２図はテーパ圧延試験法による６
、５ｗｌ；％Ｓｉ含有鋼の圧延加工性を圧延温度と１パ
ス当りの限界圧Ｆ率との関係で示したものである。第；
３１Ａは６．５ｗ１％Ｓｉ含有インコツト材の引張り試
験ｄＬ度と伸びとの関係を示すものである。第４図は高
珪素鋼インコツト材の熱応力割れ限界温度を３１含有−
いどの関係で示すものである。第５図は高珪素鋼材のス
ケール溶融許容限界温度を均熱雰囲気炉中の酸素含有基
との関係で示すものである。第６図は熱延板の加工性を
３点曲げ試験により調べた結果を示すもので、熱延板の
割れ限界をｌ（口ず加工温度と表面塑性歪との関係で示
したものである。第７図は本発明法の製造フローの−・
例を示すものである。 （％） ＋４二Ｕ１！冊＠「１甲ＹΣｌし引弓畏ソ言
８灸温度 （０Ｃ） 第４図 ３１含儒量 （ｗｔ％）
Claims (2)
- （１）Ｓｉ：４．０〜７．０ｗｔ％、Ａｌ：２ｗｔ％以
下、Ｍｎ：０．５ｗｔ％以下、Ｃ：０．２ｗｔ％以下、
Ｐ：０．１ｗｔ％以下、残部Ｆｅ及び不可避的不純物か
らなる高Ｓｉ鋼を、造塊また連続鋳造し、 （ａ）凝固した鋼塊または連続鋳造鋳片を その最低温度部が６００℃以下とならな いうちに分塊加熱炉に装入し、該分 塊加熱炉で１２５０℃以下の温度に加熱 した後分塊圧延するか、 若しくは、 （ｂ）凝固した鋼塊または連続鋳造鋳片を その最低温度部が６００℃以下とならな いうちに分塊工程に直送して分塊圧 延し、 分塊圧延を６００℃以上の温度で終了した後、（イ）分
塊スラブをその最低温度部が４００℃以下とならないう
ちに熱延加熱炉に 装入し、該熱延加熱炉で加熱した後 熱延工程に送るか、 若しくは、 （ロ）分塊スラブをその最低温度部が４００℃以下とな
らないうちに熱延工程に直 送し、 熱延工程では、９００℃以下での総圧下率が３０％以上
となるよう仕上圧延した後、７００〜３００℃の巻取温
度で巻取り、この熱延コイル材 を薄板用レバースミルにより、厚さ０．５ｍｍ以下まで
４００℃以下の温度で圧延することを特徴とする無方向
性高Ｓｉ鋼板の製造方法。 - （２）Ｓｉ：４．０〜７．０ｗｔ％、Ａｌ：２ｗｔ％以
下、Ｍｎ：０．５ｗｔ％以下、Ｃ：０．２ｗｔ％以下、
Ｐ：０．１ｗｔ％以下、残部Ｆｅ及び不可避的不純物か
らなる高Ｓｉ鋼を、連続鋳造し、 （ａ）凝固後の鋳片をその最低温度部が６００℃以下と
ならないうちに熱延加熱炉 に装入し、該熱延加熱炉で加熱した 後熱延工程に送るか、 若しくは、 （ｂ）凝固後の鋳片をその最低温度部が６００℃以下と
ならないうちに熱延工程に 直送し、 熱延工程では、９００℃以下での総圧下率が３０％以上
となるよう仕上圧延した後、７００〜３０００Ｃの巻取
温度で巻取り、この熱延コイル材を薄板用レバースミル
により、厚さ０．５ｍｍ以下まで４００℃以下の温度で
圧延することを特徴とする無方向性高Ｓｉ鋼板の製造方
法。
Priority Applications (6)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP62056380A JPH07115041B2 (ja) | 1987-03-11 | 1987-03-11 | 無方向性高Ｓｉ鋼板の製造方法 |
| EP88904623A EP0377734B1 (en) | 1987-03-11 | 1988-05-23 | PRODUCTION OF NON-ORIENTED HIGH-Si STEEL SHEET |
| US07/294,664 US4986341A (en) | 1987-03-11 | 1988-05-23 | Process for making non-oriented high silicon steel sheet |
| PCT/JP1988/000488 WO1989011549A1 (fr) | 1987-03-11 | 1988-05-23 | PRODUCTION DE FEUILLES D'ACIER NON ORIENTE A FORTE TENEUR EN Si |
| DE3852313T DE3852313T2 (de) | 1987-03-11 | 1988-05-23 | Verfahren zur herstellung von nichtorientiertem stahlblech mit hohem siliziumgehalt. |
| CA000571312A CA1320107C (en) | 1987-03-11 | 1988-07-06 | Process for making non-oriented high silicon steel sheet |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP62056380A JPH07115041B2 (ja) | 1987-03-11 | 1987-03-11 | 無方向性高Ｓｉ鋼板の製造方法 |
| PCT/JP1988/000488 WO1989011549A1 (fr) | 1987-03-11 | 1988-05-23 | PRODUCTION DE FEUILLES D'ACIER NON ORIENTE A FORTE TENEUR EN Si |
| CA000571312A CA1320107C (en) | 1987-03-11 | 1988-07-06 | Process for making non-oriented high silicon steel sheet |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS63224801A true JPS63224801A (ja) | 1988-09-19 |
| JPH07115041B2 JPH07115041B2 (ja) | 1995-12-13 |
Family
ID=37263183
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP62056380A Expired - Fee Related JPH07115041B2 (ja) | 1987-03-11 | 1987-03-11 | 無方向性高Ｓｉ鋼板の製造方法 |
Country Status (6)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US4986341A (ja) |
| EP (1) | EP0377734B1 (ja) |
| JP (1) | JPH07115041B2 (ja) |
| CA (1) | CA1320107C (ja) |
| DE (1) | DE3852313T2 (ja) |
| WO (1) | WO1989011549A1 (ja) |
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