JP2001500568A - 薄いスラブからの高磁気特性を備えた粒配向性電気鋼ストリップの製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 高透磁率電気鋼の製造において、薄いスラブの連続鋳造条件を制御することにより有利な凝固組織と析出物を得ることができる。その結果、粒径の制御方法が容易になり、また、窒化アルミニウムを直ちに形成するように冷間圧延板に窒素を添加することが可能になる。

Description

【発明の詳細な説明】 薄いスラブからの高磁気特性を備えた 粒配向性電気鋼ストリップの製造方法 発明の分野 本発明は、薄いスラブより出発して高磁気特性を備えた、粒配向させた(grain oriented)電気鋼ストリップの製造方法に関するものであり、より詳細には、製 造工程を単純化しなおかつ優れた磁気特性を得ることを可能にするような、その ようなミクロ構造特性（柱状粒に対する等軸粒の高割合、等軸粒の寸法、微細化 された析出物の寸法とその特定の分布状態）を薄いスラブにおいて得るために鋳 造条件を制御する方法に関するものである。 従来技術 粒配向電気珪素鋼は一般的に２種類に大別されており、これらはB800値と呼ば れる、本質的に磁場800As/mのもとで測定された関連した誘導値において異なっ ている。通常の粒配向製品は約1890mTより低いB800値をもち、一方、高透磁率の 製品は1900mTより高いB800値をもつ。所定の誘導値および周期数におけるW/kgで 表されるコア損失値を考慮して更なる分類がなされている。 通常の配向粒鋼板は'30年代に最初に製造され、そしてなお重要な利用分野を もっている。高透磁率配向粒鋼は'60年代後半に出現し、これもまた多くの応用 分野をもっており、主に、通常の製品と比較して高透磁率と低コア損の利点が高 コストを補うことのできる分野である。 高透磁率電気板においては、適切に析出されると、粒界の移動性を減少させ、 かつ圧延方向に平行な辺と板面に平行な対角面を有し（ゴス構造）前記の方向か らのずれが少ない結晶粒（体心立方晶）の選択的成長を可能にする２次相（特に AlN）を利用することで、より高い特性が達成される。 しかしながら、溶融鋼の凝固過程で、そのような良好な結果をもたらすAlN は 所望の効果に適さない（unidoneous）粗大な析出物となり、そこで溶解させそれ から適正な形に再析出させて、それを、複雑で費用のかかる変換処理の終了時に 、 最終板厚への冷間圧延後、最終焼鈍段階において所望の寸法と配向をもつ粒構造 が得られる時点まで、維持しなければならない。 主として良い収率性と均質性を得ることの困難さに帰する製造上の問題は、主 に、鋼の全変換工程においてAlNを必要な形と分布状態に維持するのに必要な配 慮に帰するということが即理解された。 この点について、技術が進歩しており、例えば米国特許第4,225,366号および 欧州特許第339,474号に記述されるように、粒成長過程を制御しやすいアルミニ ウム窒化物は、好ましくは冷間圧延後に、ストリップ窒化の方法で製造される。 この技術においては、アルミニウム窒化物が鋼のゆっくりした凝固中に粗大に 析出し、熱間圧延前に、低いスラブ加熱温度（1280℃より低く，好ましくは1250 ℃以下）を適用してこの状態に保持される。脱炭後ストリップに導入された窒素 は直ちに反応して珪素およびマンガン／珪素窒化物を形成する。これらは比較的 低い溶解温度をもっており、最終の箱焼鈍中に溶解する。このように得られたフ リーの窒素はストリップ中を拡散してアルミニウムと反応し、ストリップの厚さ 方向に沿って細かくまた均一にアルミニウム／珪素混合窒化物として再析出する 。この段階は鋼を700〜850℃において、少なくとも４時間保持することを要する 。 上記特許において、適当なインヒビターを欠くことによる、制御不能な結晶粒 成長を避けるために、窒化温度は、とにかく900℃を越えない、脱炭温度付近（ 約850℃）にしなければならないと記述されている。実際上、850℃が制御不能な 粒成長を避けるための上限温度であり、最適な窒化温度は750℃と考えられる。 この方法はいくつか有利な点があるようにみえる。例えば、熱間圧延前のスラ ブの加熱時、脱炭時および窒化時の温度が比較的低いことや、ストリップを700 〜850℃で少なくとも４時間箱焼鈍炉（結晶粒の成長制御に必要なアルミニウム ／珪素混合窒化物を得るために）に保持することが、どのような場合でも箱焼鈍 炉での加熱を同様な時間要求されているという点で、全体的な製造コストに加算 されないことなどである。 しかしながら、上記だけが利点と思われる。というのは、（ｉ）低いスラブ加 熱温度はアルミニウム窒化物の析出物を粗大形態で保持し、粒成長を制御するこ とができず、したがって以後のすべての加熱は、制御不能な粒成長を正確に回避 するために、とくに脱炭と窒化工程において、比較的低い、注意深く制御された 温度でおこなわねばならない；（ii）そのような低温では処理時間を結果的に長 くしなければならない；（iii）最終の熱処理において、例えば不連続な箱焼鈍 の代わりに連続炉を利用することで、加熱時間をスピードアップするという可能 な改良を導入することが不可能である；からである。 発明の説明 本発明は、既知の製造方法の欠点を除くことを意図しており、薄いスラブの連 続鋳造法を適切に用いて、特定の凝固およびミクロ構造特性を備えた薄い珪素鋼 スラブを得るものであり、多数の決定的な（critical）段階を無くした変換方法 を可能にするものである。特に、スラブにおいて所与の等軸粒と柱状粒の比、等 軸粒および微細な析出物の特定の寸法を得るように連続鋳造法が実施される。 本発明は高磁気特性の珪素鋼ストリップの製造方法に関するものであり、この 方法では、重量％で、2.5〜5のSi、0.002〜0.075のC、0.05〜0.4のMn、<0.015の S(またはS+0.504 Se)、0.010〜0.045のAl、0.003〜0.0130のN、0.2までのSn、0. 040〜0.3のCu、残部として鉄と微量の不純物を含有する鋼を連続鋳造し、高温焼 鈍し、熱間圧延し、冷間圧延を１段階でまたは中間焼鈍をともなった複数の段階 でおこない、このようにして得られる冷間圧延されたストリップを１次焼鈍およ び脱炭をおこなうために焼鈍し、最終の２次再結晶処理のために焼鈍分離剤で被 覆して箱焼鈍する。前記の方法は以下の協力関係での組合せにより特徴づけられ る。すなわち、 （ｉ）20〜80mmの厚さ、好ましくは50〜60mmの厚さの薄いスラブを、鋳造速度３ 〜５m/min、鋳造時の鋼過熱20〜40℃、30〜100s以内での完全凝固を得るような 冷却速度、鋳型振動振幅１〜10mm、振動周期200〜400サイクル／分で、連続鋳造 すること； （ii）このようにして得られたスラブを1150〜1300℃の温度で平衡化すること； （iii）平衡化したスラブを圧延開始温度1000〜1200℃、圧延最終温度850〜1050 ℃で熱間圧延すること； （iv）熱間圧延したストリップを900〜1170℃の温度で30〜300sにわたり連続焼 鈍し、これを850℃より低くない温度に冷却し、この温度を30〜300sにわたり保 持し、その後これをできる限り沸騰水中で冷却すること； （ｖ）ストリップを１段階でまたは中間焼鈍をともなって数段階で冷間圧延し、 最終段階を少なくとも圧延縮小率80%でおこない、最終段階の少なくとも２つの 圧延パスにおいて圧延温度を少なくとも200℃に維持すること； （vi）pH₂O/pH₂が0.3〜0.7の湿潤窒素／水素雰囲気中で850〜1050℃の温度で合 計時間100〜350sにわたり、冷間圧延したストリップを連続焼鈍すること； （vii）焼鈍分離剤でストリップを被覆し、コイルに巻き上げ、このコイルを加 熱中に次の組成の雰囲気中で箱焼鈍すること：すなわち、900℃までは少なくと も30%volの窒素と混合した水素、1100〜1200℃までは少なくとも40%volの窒素と 混合した水素、その後はコイルを純水素中でこの温度に保持する。 鋼の組成は従来のものと異なっていてもよい。その場合、極低炭素量を20〜10 0ppmの間で計画することができる。 銅含有量も400〜3000ppmの間、好ましくは700〜2000ppmにすることが可能であ る。 また錫の含有量を2000ppmまで、好ましくは1000〜1700ppmにすることが可能で ある。 連続鋳造の際、柱状粒に対する等軸粒の割合を35〜75%に、好ましくは50%より 高くし、等軸粒の寸法を好ましくは0.7〜2.5mmとする、ように鋳造パラメーター を選定する。この薄いスラブの連続鋳造の間の急冷却のおかげで、２次相（析出 物）は従来の連続鋳造で得られるものよりも寸法がかなり小さくなる。 脱炭焼鈍中に温度を950℃以下に保持する場合は、その後の箱焼鈍の雰囲気の 窒素含有量を制御してストリップを窒化させ、後続の２次再結晶中に効果的に粒 成長を止めるような寸法、量および分布でアルミニウムと珪素の窒化物を直接製 造することができる。この場合に導入する窒素の最大量は50ppm未満とする。 脱炭焼鈍後、窒化雰囲気中でストリップを900〜1050℃、好ましくは1000℃以 上に保持することからなる連続した時間経過を利用して、50ppmまでの窒素の吸 収を許容し、ストリップの厚さにわたって分布する微細なアルミニウム窒化物の 析出物を形成させることが可能である。 この場合に、0.5〜100g/m³の量で水蒸気が存在しなければならない。 鋼中に錫が存在する場合は、より高い窒化能力をもつ雰囲気（例えば、NH₃を 含有させる）を使用すべきである。なぜならば、錫は窒素の吸収を妨害するから である。 この方法の前記段階は以下のように解釈できる。薄いスラブの連続鋳造条件は 、従来の連続鋳造（スラブの厚さ200〜250mm程度）で得られるものよりも（通常 25%程度）高い多数の等軸粒を得るだけでなく、特に高品質の最終製品を得やす くする結晶寸法および微細な析出物分布を得るように選択される。特に、析出物 の微細な寸法およびその後の薄いスラブの1300℃までの温度での焼鈍は、熱間圧 延ストリップ中に粒寸法をある程度制御しやすいアルミニウム窒化物を得ること を可能にし、したがって最高処理温度の厳密な制御を回避でき、かつ上記のより 高い温度でより短い処理時間を採用することができる。 同じ考えで、ガンマ相よりもアルファ相において溶解しにくいアルミニウム窒 化物の溶解を制限するために、極低炭素含量、好ましくはガンマ相を形成するの に要するよりも低含量、を使用する可能性を考慮する必要がある。 スラブ形成よりの、ごく少量の微細な窒化アルミニウム析出物の上述した存在 は、熱処理を容易にする(decriticize)ことを可能にし、同様に制御不能な粒成 長の危険なしに脱炭温度を上げることを可能にする。この高温はストリップ中で のより良好な窒素の拡散と、この段階での更なるアルミニウム窒化物の直接形成 には不可欠である。そのような条件下では、さらに、限られた窒素量だけがスト リップ中に拡散するという必然性が存在する。 窒化段階に関しては、条件の選択が特別に重要であるとは思えない。窒化は脱 炭焼鈍中に実施でき、その場合処理温度を1000℃付近に保持して直接にアルミニ ウム窒化物を得ることが興味深い。対照的に、脱炭温度を低く保持するとすると 、ほとんどの窒素の吸収は箱焼鈍中に起こるであろう。 実施例 本発明の方法を以下の非限定的な実施例により説明することにする。 実施例１ 以下の鋼を製造した。それらの組成を表１に示す。 上記の鋼は、鋳造速度4.3m/min、凝固時間65s、過熱温度28℃、３mmの振動振 幅で260サイクル／分における鋳型振動を使用して、厚さ60mmのスラブに連続鋳 造した。 スラブを1180℃で10分間平衡化し、その後2.05〜2.15mmの範囲のそれぞれの厚 さに熱間圧延した。次にストリップを1100℃で30s間連続焼鈍し、930℃に冷却し 、この温度で90s間保持し、その後沸騰水中で冷却した。 ストリップを１段階で、第３と第４の圧延パスで圧延温度230℃を適用して、0 .29mmに冷間圧延した。 NSと呼ばれる各組成の冷間圧延ストリップの一部は以下のサイクルに従って１ 次再結晶と脱炭処理をうけた：すなわち、pH₂O/pH₂が0.65のH₂−N₂(75:25)雰囲 気中で860℃で180s間、次にpH₂O/pH₂が0.02のH₂−N₂(75:25)雰囲気中で890℃で3 0s間。 NDと呼ばれる残余のストリップについては、アルミニウム窒化物の即時形成を 得るために炉内にNH₃を導入して、より高温の処理温度980℃を用いた。表２には 、炉に導入されたNH₃量に従ってストリップに導入された窒素量を示す。 処理したストリップにMgOを基剤とした従来の焼鈍分離剤を被覆し、以下のサ イクルに従って箱焼鈍した：すなわち、700℃に急速加熱し、この温度に５時間 保持し、H₂−N₂(60-40)雰囲気で1200℃まで加熱し、この温度にH₂中で20時間保 持する。 通常の最終処理をおこなった後、以下の磁気特性を測定した。 実施例２ 表４に示した類似した組成の鋼を異なる鋳造法を用いて鋳造した。 鋼A1は、厚さ240mmのスラブに連続鋳造し、柱状粒に対する等軸粒の割合(REX) 25%を得た。 鋼B1は、REX50%で、厚さ50mmのスラブに連続鋳造した。 鋼C1は、REX30%で、厚さ60mmのスラブに連続鋳造した。 スラブを1250℃に加熱し、2.1mmの厚さに熱間圧延し、ストリップを実施例１ のように焼鈍した後、0.29mmに冷間圧延した。 冷間圧延したストリップを３グループに分け、それぞれを以下のサイクルに従 って処理した。 サイクル１：pH₂O/pH₂が0.55のH₂−N₂(75:25)中で850℃で12Os間加熱し、 PH₂O/PH₂が0.02のH₂−N₂(75:25)中で880℃に昇温して20s間加 熱する、 サイクル２：pH₂O/pH₂が0.55のH₂−N₂(75:25)中で860℃で120s間加熱し、 NH₃が3%でpH₂O/pH₂が0.02のH₂−N₂(75:25)中で890℃に昇温し て20s間加熱する、 サイクル３：pH₂O/pH₂が0.55のH₂−N₂(75:25)中で860℃で120s間加熱し、 NH₃が3%でpH₂O/pH₂が0.02のH₂−N₂(75:25)中で1000℃に昇温し て20s間加熱する、 全てのストリップを実施例１におけるように箱焼鈍した。 得られた磁気特性を表５に示す。*は満足できる２次再結晶を達成できなかったものである。 実施例３ 以下の組成をもつ鋼を実施例１のように薄いスラブに鋳造し、実施例２のよう に冷間圧延ストリップに変換した：Si 3.01%、C 450ppm、Mn 0.09%、Cu 0.10% 、S 100ppm、Als 310ppm、N 70ppm、Sn 1200ppm、残りは鉄と微量不純物。 次に冷間圧延ストリップを以下に従って異なる連続焼鈍サイクルにかけた：す なわち、pH₂O/pH₂が0.58のH₂−N₂(74:25)中で温度T₁で180s間、異なるNH₃含有量 でpH₂O/pH₂が0.03のH₂−N₂(74:25)中で温度T₂で30s間。 異なる温度T₁およびT₂値、ならびに異なるNH₃濃度を採用し、吸収された窒素 量を各試験につき測定した。ストリップは実施例１に従って最終処理し、磁気特 性を測定した。 表６は、T₁＝850℃およびT₂＝900℃を用いて、吸収された窒素の関数として得 られたB800値(mT)を示す。 表７は、T₂を950℃とし、温度T₁の関数として得られたB800値を示す。 表８は、T₁を850℃とし、窒化温度T₂の関数として得られたB800値を示す。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.⁷ 識別記号 ＦＩ テーマコート゛(参考） Ｂ２２Ｄ 11/12 Ｂ２２Ｄ 11/12 Ａ 11/16 １０５ 11/16 １０５ Ｃ２１Ｄ 9/46 ５０１ Ｃ２１Ｄ 9/46 ５０１Ｂ // Ｂ２１Ｂ 3/02 Ｂ２１Ｂ 3/02 Ｃ２２Ｃ 38/00 ３０３ Ｃ２２Ｃ 38/00 ３０３Ｕ 38/60 38/60 (81)指定国 ＥＰ(ＡＴ，ＢＥ，ＣＨ，ＤＥ， ＤＫ，ＥＳ，ＦＩ，ＦＲ，ＧＢ，ＧＲ，ＩＥ，ＩＴ，Ｌ Ｕ，ＭＣ，ＮＬ，ＰＴ，ＳＥ)，ＯＡ(ＢＦ，ＢＪ，ＣＦ ，ＣＧ，ＣＩ，ＣＭ，ＧＡ，ＧＮ，ＭＬ，ＭＲ，ＮＥ， ＳＮ，ＴＤ，ＴＧ)，ＡＰ(ＧＨ，ＫＥ，ＬＳ，ＭＷ，Ｓ Ｄ，ＳＺ，ＵＧ，ＺＷ)，ＥＡ(ＡＭ，ＡＺ，ＢＹ，ＫＧ ，ＫＺ，ＭＤ，ＲＵ，ＴＪ，ＴＭ)，ＡＬ，ＡＭ，ＡＴ ，ＡＵ，ＡＺ，ＢＡ，ＢＢ，ＢＧ，ＢＲ，ＢＹ，ＣＡ， ＣＨ，ＣＮ，ＣＵ，ＣＺ，ＤＥ，ＤＫ，ＥＥ，ＥＳ，Ｆ Ｉ，ＧＢ，ＧＥ，ＧＨ，ＨＵ，ＩＬ，ＩＳ，ＪＰ，ＫＥ ，ＫＧ，ＫＰ，ＫＲ，ＫＺ，ＬＣ，ＬＫ，ＬＲ，ＬＳ， ＬＴ，ＬＵ，ＬＶ，ＭＤ，ＭＧ，ＭＫ，ＭＮ，ＭＷ，Ｍ Ｘ，ＮＯ，ＮＺ，ＰＬ，ＰＴ，ＲＯ，ＲＵ，ＳＤ，ＳＥ ，ＳＧ，ＳＩ，ＳＫ，ＳＬ，ＴＪ，ＴＭ，ＴＲ，ＴＴ， ＵＡ，ＵＧ，ＵＳ，ＵＺ，ＶＮ，ＹＵ，ＺＷ (72)発明者 アブルツェッセ，ジュゼッペ イタリア国 アイ―05026 モンテカスト リリ，39／ディー，ビア セッテヴァリ

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １．重量％で、2.5〜5のSi、0.002〜0.075のC、0.05〜0.4のMn、<0.015のS(また はS+0.503 Se)、0.010〜0.045のAl、0.003〜0.0130のN、0.2までのSn、0.040 〜0.3のCu、残部として鉄と微量の不純物を含有する鋼を連続鋳造し、高温焼 鈍し、熱間圧延し、冷間圧延を１段階でまたは中間焼鈍をともなった複数の段 階でおこない、このようにして得られる冷間圧延ストリップを１次焼鈍および 脱炭をおこなうために焼鈍し、最終の２次再結晶処理のために焼鈍分離剤で被 覆して箱焼鈍することを含んでなる、高磁気特性の珪素鋼ストリップの製造方 法であって、以下の協力関係での組合せ： （ｉ）20〜80mmの厚さの薄いスラブを、鋳造速度３〜５m/min、鋳造時の鋼過 熱20〜40℃、30〜100s以内での完全凝固を得るような冷却速度、鋳型振動振幅 １〜10mm、振動周期200〜400サイクル／分で、連続鋳造すること； （ii）このようにして得られたスラブを1150〜1300℃の温度で平衡化するこ と； （iii）平衡化したスラブを圧延開始温度1000〜1200℃、圧延最終温度850〜 1050℃で熱間圧延すること； （iv）熱間圧延したストリップを900〜1170℃の温度で30〜300sにわたり連続 焼鈍し、これを850℃より低くない温度に冷却し、この温度を30〜300sにわた り保持し、その後これをできる限り沸騰水中で冷却すること； （ｖ）ストリップを１段階でまたは中間焼鈍をともなって数段階で冷間圧延し 、最終段階を少なくとも圧延縮小率80%でおこなうこと； （vi）pH₂O/pH₂が0.3〜0.7の湿潤窒素／水素雰囲気中で850〜1050℃の温度 で合計時間100〜350sにわたり、冷間圧延したストリップを連続焼鈍するこ と； （vii）焼鈍分離剤でストリップを被覆し、コイルに巻き上げ、このコイルを 加熱中に次の組成の雰囲気中で箱焼鈍すること：すなわち、900℃までは少な くとも30%volの窒素と混合した水素、1100〜1200℃までは少なくとも40%volの 窒素と混合した水素、その後はコイルを純水素中でこの温度に保持する こと； を特徴とする上記方法。 ２．スラブの厚さが50〜60mmである、請求項１に記載の方法。 ３．鋼の炭素含有量が20〜100ppmである、請求項１または２に記載の方法。 ４．鋼が400〜3000ppmの銅を含有する、請求項１〜３のいずれか１項に記載の 方法。 ５．銅含有量が700〜2000ppmである、請求項４に記載の方法。 ６．鋼が2000ppmまでの錫を含有する、請求項１〜５のいずれか１項に記載の方 法。 ７．錫含有量が1000〜1700ppmである、請求項６に記載の方法。 ８．連続鋳造において、柱状粒に対する等軸粒の割合を35〜75%とし、等軸粒の 寸法が0.7〜2.5mmとなるように鋳造パラメーターを選択する、請求項１〜７ のいずれか１項に記載の方法。 ９．柱状粒に対する等軸粒の割合を50%より高くする、請求項８に記載の方法。 10．冷間圧延ストリップを連続焼鈍した後、0.5〜100g/m³の水蒸気量をもつ雰 囲気中で、900〜1050℃の温度で窒化処理をおこなう、請求項１〜９のいずれ か１項に記載の方法。 11．脱炭焼鈍中、温度を950℃以下に保持し、かつ、窒素のストリップ中への拡 散を50ppmまで許容するように、後続の箱焼鈍の雰囲気中の窒素含有量を選択 する、請求項ｌ〜９のいずれか１項に記載の方法。 12．最後の冷間圧延段階において、ストリップの温度を少なくとも２つの圧延パ スにおいて少なくとも200℃に維持する、請求項ｌ〜11のいずれか１項に記載 の方法。