(57)【要約】  無方向性電磁鋼板の化学組成の重量パーセントは、Ｃが０．００５％未満、Ｓｉが１．２〜２．２％、Ｍｎが０．２〜０．４％、Ｐが０．２％未満、Ｓが０．００５％未満、Ａｌが０．２〜０．６％、Ｎが０．００５％未満、Ｏが０．００５％未満、残りは実質的にＦｅおよび不可避的不純物である。ホットメタル前処理、コンバータによる溶解、ＲＨ精製、ならびに連続鋳造および注入によってスラブが得られる。二次的な冷却水量が制御され、冷却水の水流量は１００〜１９０ｌ／分に制御され、連続鋳造工程における液体鋼の平均過熱は１０〜４５℃に制御される。スラブが加熱され、高温圧延される。スラブの炉タップ温度は１０５０〜１１５０℃であり、スラブが加熱される際の長さ方向のランダムな二点間の温度差は２５℃より低く、熱間圧延処理は粗圧延処理および鏡面仕上げ処理を含み、鏡面仕上げ処理における入口温度は９７０℃以上である。【特許請求の範囲】
【請求項１】
波状欠陥のない無方向性電磁鋼板であって、その化学組成の重量パーセントは、Ｃ＜０．００５％、Ｓｉは１．２〜２．２％、Ｍｎは０．２〜０．４％、Ｐ＜０．２％、Ｓ＜０．００５％、Ａｌは０．２〜０．６％、Ｎ＜０．００５％、Ｏ＜０．００５％、残りは実質的にＦｅおよび不可避的不純物である、無方向性電磁鋼板。
【請求項２】
請求項１に記載の波状欠陥のない無方向性電磁鋼板を製造するための方法であって、
１）無方向性電磁鋼板の化学組成の重量パーセントは、Ｃ＜０．００５％、Ｓｉは１．２〜２．２％、Ｍｎは０．２〜０．４％、Ｐ＜０．２％、Ｓ＜０．００５％、Ａｌは０．２〜０．６％、Ｎ＜０．００５％、Ｏ＜０．００５％、残りは実質的にＦｅおよび不可避的不純物であり、前記化学組成に従って、ホットメタル前処理、コンバータによる溶解、ＲＨ精製、ならびに連続鋳造および注入によってスラブが得られるステップを備え、二次的な冷却水量が制御され、冷却水の水流量は１００〜１９０ｌ／分に制御され、連続鋳造処理における液体鋼の平均過熱は１０〜４５℃に制御され、さらに、
２）スラブが加熱され、高温圧延されるステップを備え、
スラブの炉タップ温度は１０５０〜１１５０℃であり、スラブが加熱される際の長さ方向のランダムな二点間の温度差は２５℃より低く、熱間圧延処理は粗圧延プロセスおよび鏡面仕上げ処理を含み、鏡面仕上げ処理における入口温度は９７０℃以上であり、さらに、
３）酸洗い、冷間圧延、アニーリング、およびコーティングによって、完成した無方向性電磁鋼板が得られるステップを備える、方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、無方向性電磁鋼板およびその製造方法、特に、優れた磁力を有する波状欠陥のない中級鋼種無方向性電磁鋼板およびその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
先行技術の説明
シリコン量が高い無方向性電磁鋼板については、完成したストリップの表面に、波形と同様の起伏のある波が圧延方向に現われ、一般に「波状欠陥」と呼ばれる。この欠陥は、完成したストリップの積層係数を顕著に減少させることになり、完成したストリップの磁力を悪化させ、絶縁膜層間の電気抵抗を低下させ、したがって端子製造の保守性能および寿命を低下させる。したがって、ほとんどすべてのユーザは、波状欠陥を有する完成ストリップは許容されないことという明確な要望を有する。
【０００３】
波状欠陥の発生の仕組みは以下のように説明され得る。スラブ中の等軸晶率は低いが、柱状晶は大きく、成長している。柱状晶＜００１＞の成長方向は、（００１）の法線方向であり、熱流束勾配が最大となる方向である。そのような熱間圧延処理では、大きな柱状晶は、動的復元と再結晶化の遅さとによって完全に壊れることができない。しかし、スラブの柱状晶は熱流束の方向に成長しやすく、ある配向関係を有する大きな柱状晶を形成し、圧延処理において不均質な変形を引起す。シートの厚みの中心は、熱間圧延処理後は主に繊維組織であり、オーステナイトおよびフェライトは以降の処理において相転移を有さず、下記の冷間圧延およびアニーリング処理において再結晶することがなく、繊維組織が均質になることができず完成品に残り、最終的に起伏のある波状欠陥を形成する。
【０００４】
波状欠陥を処理するための従来の方法は、主に以下のとおりである。たとえば特開昭４９−３９５２６では、電磁撹拌法を利用することによってスラブ中の等軸晶率を向上させ得る。たとえば特開昭４８−４９６１７、中国特許出願ＣＮ１０１２７５１９８、ＣＮ１５４８５６９、ＣＮ１０１１３９６８１等では、炭素およびマンガンの含有量を鋼に追加することによって、熱間圧延処理における相転移温度を低下させ得る。たとえば特開昭５３−１４６０９および特開平２−１９２８５３では、低温注入を利用することによってスラブ中の等軸晶率を向上させ得る。たとえば特開昭４９−２７４２０、特開昭４９−３８８１３、特開昭５３−２３３２、特開昭６１−６９９２３、中国特許出願ＣＮ１６１１６１６、およびＣＮ１５４８５６９では、スラブの炉タップ温度を上昇させ、スラブの加熱速度を調整し、鏡面仕上げ処理におけるエンドロール温度を制御し、熱間圧延処理における第１および最終段階の減少の程度を制御することによって、ストリップを十分に再結晶させ得る。たとえば特開昭６１−１２７８１７等では、焼きならし処理を利用することによってストリップを十分に再結晶化させ得る。
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
前述の方法は、技術、費用、ならびに完成品および表面の磁力に対する要望に応じて、単独でまたは同時に使用され得る。これらの方法は、下記に述べる特徴および要件をそれぞれ有する。
【０００６】
電磁撹拌法を利用することによって、スラブ中の等軸晶率を向上させ得る。この方法は電磁撹拌法を利用する。柱状晶は電磁力の下で壊れ得るため、その効果は最も効果的である。この方法は、特に電磁撹拌を２回以上利用すると、スラブ中の柱状晶率を著しく低下させ、スラブ中の等軸晶率を向上させることになり、中心領域の二次的な柱状晶も効果的に妨げることになる。この方法の主な欠点は、撹拌効果が鋼中のシリコン含有量と電磁撹拌回数とに依存する点である。シリコンの含有量が低い鋼種については、最初の電磁撹拌後、スラブ中の等軸結晶は比較的容易に団塊状になり、成長し、大きな柱状晶をもう一度形成する。したがって、電磁撹拌を２回以上利用して、液体鋼の凝固作用を厳密に制御することが必要である。また、電磁撹拌法の製造費用は高額である。
【０００７】
炭素およびマンガンの含有量を鋼に追加することによって、熱間圧延処理における相転移温度を低下させ得る。この方法は、主に、炭素およびマンガンの含有量を鋼に追加することによって行われ、加熱および熱間圧延処理においてスラブに相転移が生じ、大きな変形結晶粒を除去するために動的復元および再結晶化を加速する。この方法の主な欠点は、アニーリング処理において脱炭することが必要な点である。これは内側酸化層および内側ニトロ化層を生成しやすく、鋼の磁力を悪化させる。
【０００８】
低温注入を利用することによって、スラブ中の等軸晶率を向上させ得る。この方法は、スラブ中の柱状晶率を低下させ、主に注入処理における液体鋼の過熱を減少させることによって、等軸晶が占める比率を向上させる。この方法の主な欠点は、液体鋼の過熱範囲が極めて低いことが要求される点である。これは効果的に制御しにくく、連続鋳造処理における正常な制御に影響を及ぼす。
【０００９】
スラブの炉タップ温度を上昇させ、スラブの加熱速度を調整し、鏡面仕上げ処理におけるエンドロール温度を制御し、熱間圧延処理における第１および最終段階の減少の程度を制御することによって、ストリップは十分に再結晶化し得る。この方法は、主に、スラブの炉タップ温度を上昇させ、スラブの加熱速度を調整し、鏡面仕上げ処理におけるエンドロール温度を制御し、熱間圧延処理における第１および最終段階の減少の程度を制御することによって行われる。大きな変形結晶粒の発達を妨げ、かつストリップを十分に再結晶化させるために、スラブ中の大きな柱状晶が壊れ得る。この方法の主な欠点は、スラブの炉タップ温度を上昇させることによって、ＭｎＳ、ＡｌＮなどといった不純物が集中的に溶液化されることになり、したがって完成したストリップの磁力が悪化する。ストリップの再結晶化作用を確実にするために、鋼中のＳ、Ｎなどといった不純物元素の含有量が厳密に要求される。また、熱間圧延処理における第１および最終段階の減少の程度を向上させることは、圧延機の自己能力によって制限される。
【００１０】
焼きならし処理を利用することによって、ストリップは十分に再結晶化し得る。一つの冷間圧延法が利用される場合、シリコンの含有量が高い鋼種は焼きならし処理を行なう必要がある。その目的の１つは、波状欠陥の発生を回避するために、熱間圧延シートにおける再結晶率を上昇させることである。この方法の主な欠点は、製造費用が極めて高額な点であり、追加的な費用が比較的低い低級または中級鋼種ケイ素鋼には該当しない。
【００１１】
発明の開示
本発明の目的は、波状欠陥のない無方向性電磁鋼板およびその製造方法を提供することである。連続鋳造および注入処理におけるスラブの冷却速度、加熱炉中のスラブの長さ方向の温度差を厳密に制御し、スラブを鏡面仕上げする前の温度降下を制御することによって、操作が容易、低費用、エネルギー節約および環境保護、ならびに優れた磁力という長所を有する、波状欠陥のない中級鋼種無方向性電磁鋼板の製造を実現することができる。一方、連続鋳造および注入処理におけるスラブの鋳造速度は正常であり、したがって液体鋼の比較的高い過熱を維持することができ、熱間圧延および再加熱処理においてスラブの比較的低い炉タップ温度、正常なエンドロール温度、巻取温度などを維持することができ、したがって熱間圧延処理におけるストリップは焼きならし処理を行なう必要はない。
【課題を解決するための手段】
【００１２】
上記目的を得るために、本発明の技術的解決法は、波状欠陥のない中級鋼種無方向性電磁鋼板であって、その化学組成の重量パーセントは、Ｃが０．００５％未満、Ｓｉが１．２〜２．２％、Ｍｎが０．２〜０．４％、Ｐが０．２％未満、Ｓが０．００５％未満、Ａｌが０．２〜０．６％、Ｎが０．００５％未満、Ｏが０．００５％未満、残りは実質的にＦｅおよび不可避的不純物である。
【００１３】
本発明の副設計において、Ｃは０．００５％未満である。Ｃは結晶粒の成長を強く妨げるための元素であり、ストリップの鉄損の増大をもたらしやすく、重大な磁気的老化が生じる。一方、Ｃはγ相をさらに広げ、焼きならし処理中にα相とγ相との間の移行量を増大させ、Ａｃｌ点を顕著に減少させ、かつ結晶構造を細かくし得る。したがって、Ｃは０．００５％未満に制御されることが必要である。
【００１４】
Ｓｉは１．２％〜２．２％である。Ｓｉは、鋼の抵抗率を増大させるための効果的な元素である。Ｓｉの含有量が１．２％より低い場合は鋼の電磁性能が良くないが、Ｓｉの含有量が２．２％より高い場合は熱間圧延処理において相変化が生じることがなく、冷間加工性能が良くない。
【００１５】
Ａｌは０．２％〜０．６％である。Ａｌは、鋼の抵抗率を増大させるための効果的な元素である。Ａｌの含有量が０．２％より低い場合は電磁性能が安定せず、Ａｌの含有量が０．６％より高い場合は溶解および注入処理が困難となり、それにより製造費用が増大する。
【００１６】
Ｍｎは０．２％〜０．４％である。元素ＳｉおよびＡｌのように、Ｍｎは鋼の抵抗率を増大させ、かつ電気的な鋼の表面状態を向上させ得る。したがって０．２％以上のＭｎを追加することが必要である。Ｍｎの含有量が０．４％より高い場合は溶解および注入処理が困難となり、したがって製造費用が増大する。
【００１７】
Ｐは０．２％未満である。いくらかのリンを鋼に追加することにより鋼板の加工性を向上させることができるが、リンの含有量が０．２％より高い場合は、代わりに鋼板の冷間圧延加工性が悪化する。
【００１８】
Ｓは０．００５％未満である。Ｓの含有量が０．００５％より高い場合はＭｎＳなどの硫化物の堆積量が大幅に増えることになり、したがって結晶粒の成長が強く妨げられ、鉄損が悪化する。
【００１９】
Ｎは０．００５％未満である。Ｎの含有量が０．００５％より高い場合はＡｌＮなどの窒化物の堆積量が大幅に増えることになり、したがって結晶粒の成長が強く妨げられ、鉄損が悪化する。
【００２０】
Ｏは０．００５％未満である。Ｏの含有量が０．００５％より高い場合はＡｌ２Ｏ３などのオキシデートの不純物量が大幅に増えることになり、したがって結晶粒の成長が強く妨げられ、鉄損が悪化する。
【００２１】
本発明の波状欠陥のない無方向性電磁鋼板を製造するための方法は、
１）無方向性電磁鋼板の化学組成の重量パーセントは、Ｃ＜０．００５％、Ｓｉは１．２〜２．２％、Ｍｎは０．２〜０．４％、Ｐ＜０．２％、Ｓ＜０．００５％、Ａｌは０．２〜０．６％、Ｎ＜０．００５％、Ｏ＜０．００５％、残りは実質的にＦｅおよび不可避的不純物であり、上記化学組成に従って、ホットメタル前処理、コンバータによる溶解、ＲＨ精製、ならびに連続鋳造および注入によってスラブが得られるステップを含み、二次的な冷却水量が制御され、冷却水の水流量は１００〜１９０ｌ／分に制御され、連続鋳造処理における液体鋼の平均過熱は１０〜４５℃に制御され、さらに、
２）スラブが加熱され、高温圧延されるステップを含み、
スラブの炉タップ温度は１０５０〜１１５０℃であり、スラブが加熱される際の長さ方向のランダムな二点間の温度差は２５℃より低く、熱間圧延処理は粗圧延処理および鏡面仕上げ処理を含み、鏡面仕上げ処理における入口温度は９７０℃以上であり、さらに、
３）酸洗い、冷間圧延、アニーリング、およびコーティングによって、完成した無方向性電磁鋼板が得られるステップを含む。
【００２２】
本発明の波状欠陥のない中級鋼種無方向性電磁鋼板およびその製造方法は、以下の工程を含む。
【００２３】
注入処理における液体鋼の平均過熱は１０〜４５℃に制御される。連続鋳造および注入処理において、スラブ中の等軸晶率を向上させ、スラブ中の柱状晶が大きく成長するのを回避するために、冷却水の水流量が１００〜１９０ｌ／分に調整される。
【００２４】
ストリップを不十分に再結晶化させるようにスラブの表面温度に影響を及ぼす比較的低い温度は避けるべきである。したがって、スラブが加熱される際の長さ方向のランダムな二点間の温度差は２５℃より低くなるように制御される。スラブの透かし点間の温度差は２５℃以内に制限され、点火後領域におけるスラブの滞在時間は、均一な加熱を確実にし、スラブの両面の温度を近付けるために、４５分以上でなければならない。
【００２５】
スラブの炉タップ温度は１１５０℃以下に下げることができ、ＭｎＳ、ＡｌＮなどといった不純物が集中的に溶液化することを回避し、したがって完成したストリップの磁力が悪化する。熱間圧延シートは、厚さ２．０ｍｍ〜２．８ｍｍとなるように圧延される。粗圧延処理および鏡面仕上げ処理前にシンクヘッドをそれぞれ利用して、スラブと中間鋼片とを熱絶縁する。鏡面仕上げ処理における入口温度は、十分な再結晶化を容易にするために９７０℃以上に制御され、エンドロール温度は約８５０℃に制御され、巻取温度は約６００℃に制御される。
【００２６】
熱間圧延は、０．５ｍｍの厚さを有する厚いストリップに圧延され、次いで乾燥した大気中で連続的にアニーリングされる。連続的なアニーリング処理において、加熱速度が１０００℃／分以上である予熱領域において完成したストリップを迅速に暖めることによって、かつ炉内の大気モードを制御することによって、鋼の電磁性能をさらに向上させる。
【００２７】
本発明の組成に対する制御需要に基づいて、鋼中のシリコンの範囲が２．２％を越えた後、電磁撹拌が利用されないかまたはわずかに電磁撹拌が利用される場合、シリコンの含有量が比較的高いため、スラブ中の柱状晶は成長しつつあり大きく、電磁撹拌力は柱状晶を壊すのには十分でなく、壊れた柱状晶の一部は引き続き重合しもう一度成長することになり、したがって、スラブ中の細かい等軸結晶の比率が比較的低くなる一方、大きく成長している柱状晶の比率は比較的高い。したがって、完成したストリップの表面の波状欠陥を制御するために、電磁撹拌強度を向上させることが必要である。
【００２８】
本発明において、シリコンの含有量が２．２％未満である場合、シリコンの含有量はスラブの冷却速度ほど柱状晶の成長に影響を及ぼさず、したがって、連続鋳造処理における冷却水の水流量を、スラブの熱流束勾配を柱状晶の成長方向に減少させるように調整することができ、そのため、大きく成長している柱状晶の比率を効果的に減少させることができる。さらに、スラブがローラーテーブルに接触する場所でのスラブの温度がスラブ加熱処理において比較的低いことを考慮する。これはスラブの内部の繊維組織の再結晶化に影響を及ぼし、繊維組織が均質にならず完成品に残る。したがって、スラブの透かし点の温度を厳密に制御することが必要である。鏡面仕上げ処理における入口温度を向上させる主な理由は、圧延処理における柱状晶の破壊および除去を容易にし、熱間圧延ストリップ中の繊維組織の再結晶化率を向上させるためである。
【００２９】
また、シリコンの含有量が１．２％未満であるため、熱間圧延処理におけるγ相からα相への相変化は十分であり、その後の完成品の表面に波状欠陥が生じることはない。
【００３０】
また、２対または３対の電磁撹拌ロールが利用される場合、スラブ中の等軸晶率を大きく向上させるために、細かい等軸結晶に移行することが可能なほど高い電磁力によってスラブ中の柱状晶が壊され得る。または、熱処理においてスラブの炉タップ温度を大幅に上昇させることによって、スラブの内部でγ相からα相への相変化が生じる。一方、スラブの再結晶化は、高温状態を利用してスラブの内部の再結晶化構造を拡大させることによって向上する。設備投資およびエネルギ消費の面での大きな増大を除いて、電磁撹拌技術が液体鋼の過熱と正確に一致しにくいことがより重要である。液体鋼の過熱が不適当に制御された場合、電磁撹拌の制御効果が安定せず、予期する影響を得ることは困難である。また、スラブの炉タップ温度を上昇させることによって、加熱炉の加熱負荷分布が進み、高温時間帯が比較的長くなり、完成したストリップの磁力に影響を及ぼす。この方法は、高級シリコン鋼種については、ストリップの縁部の質量欠損をもたらしやすい。
【発明の効果】
【００３１】
本発明の特別な化学組成の条件下では、連続鋳造処理における冷却水の水流量を、スラブの熱流束勾配が柱状晶の成長方向に減少するように調整することができ、したがって、大きく成長している柱状晶の比率を効果的に減少させることができる。液体鋼の過熱の変化によってこの方法が実質的に影響を受けることがより重要であり、したがって適用範囲は比較的広い。一方冷却水の水流量の調整は極めて単純かつ可変であり、したがって実施の困難度は低く、安定性が良い。さらに、スラブのより低い炉タップ温度を利用することによって設備負荷が軽減され得、鋼中の細かい不純物の堆積を回避し、最終製品の磁力に影響を及ぼす。より低い温度を用いてスラブを熱した場合、スラブ中の透かし点の温度を調整して、熱間圧延処理におけるスラブの繊維組織の再結晶化率を上昇させ、かつ熱間圧延ストリップにおけるスラブの組織の均質性を向上させ得る。これは、完成したストリップの表面の波状欠陥を減少させることに貢献する。
【図面の簡単な説明】
【００３２】
【図１】冷却水の水流量とスラブ中の等軸晶率との関係の概略図である。
【図２】熱間圧延および鏡面仕上げ処理における入口温度と、完成品の波状欠陥の発生率との関係の概略図である。
【図３】スラブの炉タップ温度と完成品の磁力との関係の概略図である。
【図４】２０℃の透かし点温度に対応する熱間圧延処理におけるストリップの金属構造の写真である。
【図５】３５℃の透かし点温度に対応する熱間圧延処理におけるストリップの金属構造の写真である。
【発明を実施するための形態】
【００３３】
発明の詳細な説明
実施例および図面に関して本発明について以下に説明する。
【００３４】
第１の実施例
連続鋳造処理におけるタンディッシュ液体鋼の化学組成は以下のように制御される。Ｃは０．００１％、Ｓｉは１．２２％、Ｍｎは０．２５％、Ｐは０．０２％、Ｓは０．００３％、Ａｌは０．３３％、Ｎは０．００１％、Ｏは０．００４％、残りは実質的にＦｅおよび不可避的不純物である。液体鋼の平均過熱は３４．６℃であり、鋳造速度は１．０７ｍ／分であり、冷却水の水流量は１８５ｌ／分であり、スラブの温度降下速度は１１．６分／℃であり、鋳造機の出口におけるスラブの表面温度は７１０℃であり、等軸晶率は４３％である。加熱炉において、透かし点間の温度差は２２℃であり、スラブの点火後領域における滞留時間は４６分である。圧延処理は１１２５℃にて３時間加熱した後に行われ、鏡面仕上げ処理における入口の温度は９７８℃であり、エンドロール温度は８５６℃であり、巻取温度は５６７℃である。熱間圧延シートは一つの冷間圧延法で０．５ｍｍ厚さのストリップに圧延され、次いで乾燥した大気中で連続的にアニーリングされる。完成したストリップの表面に波状欠陥は発生せず、鉄損は４．７４３Ｗ／ｋｇであり、磁気誘導は１．７２７Ｔである。
【００３５】
第２の実施例
連続鋳造処理におけるタンディッシュ液体鋼の化学組成は以下のように制御される。Ｃは０．００２％、Ｓｉは１．４２％、Ｍｎは０．３０％、Ｐは０．０６％、Ｓは０．００２％、Ａｌは０．２５％、Ｎは０．００２％、Ｏは０．００２％、残りは実質的にＦｅおよび不可避的不純物である。液体鋼の平均過熱は３１．４℃であり、鋳造速度は１．０４ｍ／分であり、冷却水の水流量は１７５ｌ／分であり、スラブの温度降下速度は９．６分／℃であり、鋳造機の出口におけるスラブの表面温度は６８０℃であり、等軸晶率は５７％である。加熱炉において、透かし点間の温度差は２２℃であり、スラブの点火後領域における滞留時間は４８分である。圧延処理は１１３５℃にて３時間加熱した後に行われ、鏡面仕上げ処理における入口の温度は９７３℃であり、エンドロール温度は８５３℃であり、巻取温度は５６３℃である。熱間圧延シートは一つの冷間圧延法で０．５ｍｍ厚さのストリップに圧延され、次いで乾燥した大気中で連続的にアニーリングされる。完成したストリップの表面に波状欠陥は発生せず、鉄損は３．１３０Ｗ／ｋｇであり、磁気誘導は１．７４１Ｔである。
【００３６】
第３の実施例
連続鋳造処理におけるタンディッシュ液体鋼の化学組成は以下のように制御される。Ｃは０．００２％、Ｓｉは１．４９％、Ｍｎは０．４９％、Ｐは０．０２％、Ｓは０．００３％、Ａｌは０．５９％、Ｎは０．００１％、Ｏは０．００２％、残りは実質的にＦｅおよび不可避的不純物である。液体鋼の平均過熱は２８．７℃であり、鋳造速度は０．９９ｍ／分であり、冷却水の水流量は１８９ｌ／分であり、スラブの温度降下速度は８．７分／℃であり、鋳造機の出口におけるスラブの表面温度は６６０℃であり、等軸晶率は６３％である。加熱炉において、透かし点間の温度差は２４℃であり、スラブの点火後領域における滞留時間は５３分である。圧延処理は１１０２℃にて３時間加熱した後に行われ、鏡面仕上げ処理における入口の温度は９８３℃であり、エンドロール温度は８５４℃であり、巻取温は５７５℃である。熱間圧延シートは一つの冷間圧延法で０．５ｍｍ厚さのストリップに圧延され、次いで乾燥した大気の中で連続的にアニーリングされる。完成したストリップの表面に波状欠陥は発生せず、鉄損は３．５５９Ｗ／ｋｇであり、磁気誘導は１．７３７Ｔである。
【００３７】
第４の実施例
連続鋳造処理におけるタンディッシュ液体鋼の化学組成は以下のように制御される。Ｃは０．００１％、Ｓｉは２．１２％、Ｍｎは０．２５％、Ｐは０．０１％、Ｓは０．００２％、Ａｌは０．３６％、Ｎは０．００１％、Ｏは０．００４％、残りは実質的にＦｅおよび不可避的不純物である。液体鋼の平均過熱は３１．２℃であり、鋳造速度は０．９５ｍ／分であり、冷却水の水流量は１７３ｌ／分であり、スラブの温度降下速度は１３．２分／℃であり、鋳造機の出口におけるスラブの表面温度は６８０℃であり、等軸晶率は５９％である。加熱炉において、透かし点間の温度差は２０℃であり、スラブの点火後領域における滞留時間は４８分である。圧延処理は１０９７℃にて３時間加熱した後に行われ、鏡面仕上げ処理における入口の温度は９７２℃であり、エンドロール温度は８４４℃であり、巻取温度は５８３℃である。熱間圧延シートは一つの冷間圧延法で０．５ｍｍ厚さのストリップに圧延され、次いで乾燥した大気の中で連続的にアニーリングされる。完成したストリップの表面に波状欠陥は発生せず、鉄損は２．８３３Ｗ／ｋｇであり、磁気誘導は１．７２６Ｔである。
【００３８】
比較例
連続鋳造処理におけるタンディッシュ液体鋼の化学組成は以下のように制御される。Ｃは０．００１％、Ｓｉは１．４７％、Ｍｎは０．３２％、Ｐは０．０２％、Ｓは０．００３％、Ａｌは０．２５％、Ｎは０．００２％、Ｏは０．００２％、残りは実質的にＦｅおよび不可避的不純物である。液体鋼の平均過熱は２８．９℃であり、鋳造速度は１．０３ｍ／分であり、冷却水の水流量は２５７ｌ／分であり、スラブの温度降下速度は１７．４分／℃であり、鋳造機の出口におけるスラブの表面温度は５８０℃であり、等軸晶率は２８％である。加熱炉において、透かし点間の温度差は３７℃であり、スラブの点火後領域における滞留時間は４１分である。圧延処理は１１５３℃にて３時間加熱した後に行われ、鏡面仕上げ処理における入口の温度は９４７℃であり、エンドロール温度は８４７℃であり、巻取温度は５６７℃である。熱間圧延シートは一つの冷間圧延法で０．５ｍｍ厚さのストリップに圧延され、次いで乾燥した大気の中で連続的にアニーリングされる。完成したストリップの表面の波状欠陥の発生の比率は９０％以上と高く、鉄損は３．２７３Ｗ／ｋｇであり、磁気誘導は１．７３６Ｔである。
【００３９】
図１は、冷却水の水流量とスラブ中の等軸晶率との関係を示す。図１に見られるように、電磁撹拌法を利用しない前提で、冷却水の水流量を減少させ、１９０ｌ／分以下に厳密に制御することによって、スラブ中の等軸晶率は著しく向上する。実施例では、液体鋼の過熱が比較的高いときにスラブ中の等軸晶率が制御され得る。これらの実施例のうち第４の実施例では、冷却水の水流量が１７３ｌ／分である場合、スラブ中の等軸晶率は５９％までである。比較例では、冷却水の水流量が２５７ｌ／分である場合、スラブ中の等軸晶率はわずか２８％である。また第３の実施例では、スラブ中の等軸晶率の制御は６３％までと、より良好である。
【００４０】
図２は、熱間圧延および鏡面仕上げ処理中の入口温度と、完成品の波状欠陥の発生率との関係を示す。熱間圧延処理におけるスラブの繊維組織の再結晶化率が著しく増大することから、熱間圧延および鏡面仕上げ処理における入口温度を９７０℃より高くまで上昇させることによって、完成したストリップにおける波状欠陥の発生率を大幅に減少させ得るという統計結果にしたがって示されている。比較例では、ストリップの大部分の熱間圧延および鏡面仕上げ処理における入口温度は９７０℃未満であり、完成したストリップの表面に波状欠陥が発生する比率は９０％以上と高い。いくつかの実施例では、ストリップの熱間圧延および鏡面仕上げ処理における入口温度の大部分は９７０℃より高く、完成したストリップの表面にはそれぞれ波状欠陥は発生しない。
【００４１】
図３は、スラブの炉タップ温度と完成品の磁力との関係を示す。スラブの炉タップ温度が高いほど、完成品の磁力が悪化する。
【００４２】
図４および図５は、異なる透かし点温度に対応する、熱間圧延処理におけるストリップの金属構造である。透かし点温度は、第１〜第４の実施例においてすべて２５℃未満であり、したがって熱間圧延処理におけるストリップの再結晶化構造は極めて均質であり繊維組織は完全に消えるが、比較例では透かし点における温度は３７℃と高く、熱間圧延処理におけるストリップの繊維組織が明白であり、その後の冷間圧延およびアニーリング処理の期間に再結晶化しにくく、構造が均質になることができず完成品に残り、最終的に起伏のある波状欠陥を形成する。
【図４】
2013540900.tif 000002
【図５】
2013540900.tif 000003
【図１】
2013540900.tif 000004
【図２】
2013540900.tif 000005
【図３】
2013540900.tif 000006
【国際調査報告】
2013540900.tif 000007
2013540900.tif 000008
2013540900.tif 000009
2013540900.tif 000010
2013540900.tif 000011
2013540900.tif 000012
2013540900.tif 000013