JP2001520311A - ヒステリシス損が少なく、高い極性を有する方向性けい素鋼板の製造方法 - Google Patents
ヒステリシス損が少なく、高い極性を有する方向性けい素鋼板の製造方法Info
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Abstract
(57)【要約】
本発明は、けい素鋼を溶解しその溶鋼を25〜100 mm厚のストリップに連続的に形成することによる、磁性結晶粒が配向した鋼板を製造する方法に関する。凝固工程において、そのストリップは700 ℃以上の温度で冷却し、薄いスラブに分割される。その薄いスラブは、インライン再加熱炉に送られ、1170℃以下の温度に再加熱され、3.0 mm以下の厚みの熱間ストリップを形成するように複数の圧延スタンドを備えた熱間圧延機で連続的に圧延される。第１の成形作業は圧延した製品の内部温度が最大でも1150℃で行う。圧下率は少なくとも20％である。その熱間ストリップは、0.15〜0.50mmの最終厚みを有するように、中間再結晶化焼き鈍しを伴って１又は複数の工程で冷間圧延される。その冷間ストリップは、再結晶化及び脱炭焼き鈍しにかけられ、主にMgO を含む焼鈍分離剤を付与され、結晶粒が配向した集合組織を改善するために最終焼き鈍しにかけられる。最終的にそのストリップは電気絶縁物で被覆され、応力を緩和するため焼き鈍しにかけられる。
Description
【０００１】 本発明は、ヒステリシス損が少なく、高い極性(polarisation)を有する方向性
けい素鋼板（結晶粒が配向した電磁鋼板）の製造方法に関する。
けい素鋼板（結晶粒が配向した電磁鋼板）の製造方法に関する。
【０００２】 方向性けい素鋼板（ＫＯ鋼板）の製造には、2.5 〜4.0 ％のＳｉ、0.010 〜0.
100 ％のＣ、0.150 ％までのＭｎ、0.065 ％までのＡｌ及び0.0150％までのＮ、
並びにそれぞれ任意選択による 0.010〜0.3 ％のＣｕ、0.060 ％までのＳ、0.10
0 ％までのＰ、それぞれ 0.2％までのＡｓ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｔｅ、及びＢｉ、残部
の鉄並びに不可避不純物を、溶融して鋳造する。凝固した鋳片は、厚さが25〜10
0 mmであり、700 ℃未満で冷却することなしに薄いスラブに切断、そしてインラ
インに続く均熱炉において1170℃までの温度で均質に加熱されるが、その滞留時
間は、最大で６０分である。これらの均質に加熱された薄いスラブは、次に多重
スタンド式の熱間圧延機において連続的に厚さ 0.5〜3.0 mmの熱間ストリップに
圧延され、巻き上げられる。熱間ストリップは、最後にオプションで焼なまし処
理を受ける。このような処理を受けた熱間ストリップは、１つ又はそれ以上の工
程において冷間圧延されて厚さ0.15〜0.50mmの仕上ストリップになる。冷間スト
リップは、再結晶を行い、そして焼なまし処理で脱炭される。冷間ストリップは
、引き続いて主成分としてＭｇＯを含む焼鈍分離剤を付与され、高温下の焼なま
し処理で２次再結晶化が起こると非常に鮮鋭なゴス型集合組織が現れる。続いて
最終焼なましで絶縁され、内部の残留応力が消失する。
100 ％のＣ、0.150 ％までのＭｎ、0.065 ％までのＡｌ及び0.0150％までのＮ、
並びにそれぞれ任意選択による 0.010〜0.3 ％のＣｕ、0.060 ％までのＳ、0.10
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の鉄並びに不可避不純物を、溶融して鋳造する。凝固した鋳片は、厚さが25〜10
0 mmであり、700 ℃未満で冷却することなしに薄いスラブに切断、そしてインラ
インに続く均熱炉において1170℃までの温度で均質に加熱されるが、その滞留時
間は、最大で６０分である。これらの均質に加熱された薄いスラブは、次に多重
スタンド式の熱間圧延機において連続的に厚さ 0.5〜3.0 mmの熱間ストリップに
圧延され、巻き上げられる。熱間ストリップは、最後にオプションで焼なまし処
理を受ける。このような処理を受けた熱間ストリップは、１つ又はそれ以上の工
程において冷間圧延されて厚さ0.15〜0.50mmの仕上ストリップになる。冷間スト
リップは、再結晶を行い、そして焼なまし処理で脱炭される。冷間ストリップは
、引き続いて主成分としてＭｇＯを含む焼鈍分離剤を付与され、高温下の焼なま
し処理で２次再結晶化が起こると非常に鮮鋭なゴス型集合組織が現れる。続いて
最終焼なましで絶縁され、内部の残留応力が消失する。
【０００３】 方向性けい素鋼板は、特に出力変成器において磁束を通過させるために使用さ
れる。そのためにヒステリシス損を可能な限り低くして、できるだけ高い極性を
与えることが必要である。この目的のために方向性けい素鋼板に目標を定めて非
常に鮮鋭に現れるゴス型集合組織を作ると、磁性が優先される方向である圧延方
向に沿って非常に良好な磁気特性が得られる。
れる。そのためにヒステリシス損を可能な限り低くして、できるだけ高い極性を
与えることが必要である。この目的のために方向性けい素鋼板に目標を定めて非
常に鮮鋭に現れるゴス型集合組織を作ると、磁性が優先される方向である圧延方
向に沿って非常に良好な磁気特性が得られる。
【０００４】 ２０年以上前から平鋼の生産が開始され、溶湯を連続的に鋳造する連続鋳造技
術が用いられている。ここで溶湯は、鋳型に注入され、厚さがほぼ 100〜300 mm
の凝固した鋳片として取り出される。引き続いて鋳片は、通常、垂直曲げ型から
水平型に導かれて冷却される。連続鋳造設備から出された鋳片は、それぞれのス
ラブに分割される。単純な軟スラブは、通常、スラブ倉庫に保管されて周辺温度
に至るまで冷却される。2.5 〜4.0 ％のＳｉ合金である方向性けい素鋼板に使用
するスラブは、逆により高温において貯蔵しなければならない。その理由には、
予め余りにも低い温度で冷却した場合は、熱間ストリップの圧延の前に再加熱を
行うと非常にき裂が生じ易くなることが挙げられる。ここで従来からの連続鋳造
工程で製造した厚いスラブには、特に欠点があることが明らかであり、それはス
ラブの再加熱の際に温度勾配が高まり、かつ不均一になることによって内部応力
が高まるからである。従って、ＫＯ鋼板用のスラブは、通常、加熱された保持炉
において、例えば、温度１００〜５００℃で貯蔵しなければならない。この作業
方法の欠点は、エネルギー消費がかさむこと、そして加工工程が複雑化し、費用
が高騰することにある。
術が用いられている。ここで溶湯は、鋳型に注入され、厚さがほぼ 100〜300 mm
の凝固した鋳片として取り出される。引き続いて鋳片は、通常、垂直曲げ型から
水平型に導かれて冷却される。連続鋳造設備から出された鋳片は、それぞれのス
ラブに分割される。単純な軟スラブは、通常、スラブ倉庫に保管されて周辺温度
に至るまで冷却される。2.5 〜4.0 ％のＳｉ合金である方向性けい素鋼板に使用
するスラブは、逆により高温において貯蔵しなければならない。その理由には、
予め余りにも低い温度で冷却した場合は、熱間ストリップの圧延の前に再加熱を
行うと非常にき裂が生じ易くなることが挙げられる。ここで従来からの連続鋳造
工程で製造した厚いスラブには、特に欠点があることが明らかであり、それはス
ラブの再加熱の際に温度勾配が高まり、かつ不均一になることによって内部応力
が高まるからである。従って、ＫＯ鋼板用のスラブは、通常、加熱された保持炉
において、例えば、温度１００〜５００℃で貯蔵しなければならない。この作業
方法の欠点は、エネルギー消費がかさむこと、そして加工工程が複雑化し、費用
が高騰することにある。
【０００５】 引き続いて、従来の連続鋳造工程で製造されたスラブは、プッシュ炉、ウォー
キングビーム炉又はその効果が同等な連結炉に投入されて高温で十分に加熱され
る結果、良好な熱間成形性が得られる。熱間圧延は、通常、２ステップで行われ
る。すなわち厚さ１００〜３００mmのスラブは、最初に約３０〜６０mmの厚さに
粗圧延される。この粗圧延は、可逆式スタンドで行われることがよくある。粗ス
ラブは、次に多重スタンドの仕上ステップにおいて厚さ 2.0〜6.0 mmの熱間スト
リップに連続圧延される。
キングビーム炉又はその効果が同等な連結炉に投入されて高温で十分に加熱され
る結果、良好な熱間成形性が得られる。熱間圧延は、通常、２ステップで行われ
る。すなわち厚さ１００〜３００mmのスラブは、最初に約３０〜６０mmの厚さに
粗圧延される。この粗圧延は、可逆式スタンドで行われることがよくある。粗ス
ラブは、次に多重スタンドの仕上ステップにおいて厚さ 2.0〜6.0 mmの熱間スト
リップに連続圧延される。
【０００６】 従来の方法によって製造されたＫＯ鋼板には特殊な性質があり、スラブ中の異
相粒子を溶かすために１４００℃までの温度でスラブを加熱することが不可欠に
必要であり、結果として異相粒子を、次の熱間圧延において細かく分散して析出
させることができる（米国特許 US 2 599 340)。よく知られた方法では、これら
の粒子は、例えば、主にＭｎの硫化物又はＭｎのセレン化物として扱われている
（J.E.May and D.Turnbull: Trans. AIME, 212 (1958), 769) 。ほかの方法にお
いてさらにＡｌの窒化物（米国特許 US 3 159 511; US 3 287 183)が製作さられ
ている。その他の方法においてＭｎＳｅ及びＭｎＳｂが製作される（ドイツ特許
DE 23 51 141 A)。そしてさらにＶＮ、（Ａｌ、Ｓｉ）Ｎ、．．．などの他の窒
化物も知られている（ドイツ特許 DE 19 20 666 A 、欧州特許 EP 0 219 611)、
そしてＣｕ2 Ｓ、ＴｉＳ、ＣｒＳ、．．．などの硫化物も知られる（欧州特許 E
P 0 619 376 A1、ドイツ特許 DE 23 48 249 A)。これらの粒子によって解決され
る課題は一般的であり、次にくる仕上工程において２次再結晶化の前に至るまで
結晶粒界の運動を封鎖することによって種々の焼なまし処理の間で正常な粒子成
長を抑制する。従って、これらの粒子は、粒子成長インヒビターと名付けられる
。粒子分布においてサイズが約100nm 未満の粒子だけが、結晶粒界の運動を十分
に阻止することができ、インヒビターとして機能できる。高温における焼なまし
では、結局、インヒビターが、２次再結晶化の工程を制御し、ここで所望するよ
うな非常に鮮鋭なゴス型集合組織が生成するに至る。
相粒子を溶かすために１４００℃までの温度でスラブを加熱することが不可欠に
必要であり、結果として異相粒子を、次の熱間圧延において細かく分散して析出
させることができる（米国特許 US 2 599 340)。よく知られた方法では、これら
の粒子は、例えば、主にＭｎの硫化物又はＭｎのセレン化物として扱われている
（J.E.May and D.Turnbull: Trans. AIME, 212 (1958), 769) 。ほかの方法にお
いてさらにＡｌの窒化物（米国特許 US 3 159 511; US 3 287 183)が製作さられ
ている。その他の方法においてＭｎＳｅ及びＭｎＳｂが製作される（ドイツ特許
DE 23 51 141 A)。そしてさらにＶＮ、（Ａｌ、Ｓｉ）Ｎ、．．．などの他の窒
化物も知られている（ドイツ特許 DE 19 20 666 A 、欧州特許 EP 0 219 611)、
そしてＣｕ2 Ｓ、ＴｉＳ、ＣｒＳ、．．．などの硫化物も知られる（欧州特許 E
P 0 619 376 A1、ドイツ特許 DE 23 48 249 A)。これらの粒子によって解決され
る課題は一般的であり、次にくる仕上工程において２次再結晶化の前に至るまで
結晶粒界の運動を封鎖することによって種々の焼なまし処理の間で正常な粒子成
長を抑制する。従って、これらの粒子は、粒子成長インヒビターと名付けられる
。粒子分布においてサイズが約100nm 未満の粒子だけが、結晶粒界の運動を十分
に阻止することができ、インヒビターとして機能できる。高温における焼なまし
では、結局、インヒビターが、２次再結晶化の工程を制御し、ここで所望するよ
うな非常に鮮鋭なゴス型集合組織が生成するに至る。
【０００７】 従来の連続鋳造では鋳造と凝固の後における析出物は、多くの場合に粗くなり
ほぼ100nm 未満のサイズを有する粒子は実際には存在しない。従って、スラブを
予熱する間に粗大粒子を、溶解しなければならない。Ｍｎの硫化物の場合は、そ
のために約1400℃までの焼なまし温度が必要とされる。これに続く熱間圧延にお
いて適切に設定されたパラメータ（サンプリングプラン及び種々のスタンドにお
ける成形温度、冷却）により、粒子は、望ましい方法を用いて再び析出される。
ほぼ100nm 未満のサイズを有する粒子は実際には存在しない。従って、スラブを
予熱する間に粗大粒子を、溶解しなければならない。Ｍｎの硫化物の場合は、そ
のために約1400℃までの焼なまし温度が必要とされる。これに続く熱間圧延にお
いて適切に設定されたパラメータ（サンプリングプラン及び種々のスタンドにお
ける成形温度、冷却）により、粒子は、望ましい方法を用いて再び析出される。
【０００８】 粒子成長のインヒビターとして機能する粒子を、溶解させるために必要な高温
におけるスラブの加熱は、じかに単一の炉で、又は２つの炉で順次に行うことが
できる。後者の場合に、スラブを、第１炉において、例えば、1250℃に加熱し、
次に第２炉において1400℃までの温度で加熱する。その工程がより複雑になり、
高価になっても仕上製品の磁気特性が優れていることが示され、この２つのステ
ップの間で微細構造の均一化と微細化のために、スラブの第１熱間成形（プレロ
ーリング）が採用される（欧州特許 EP 0 193 373 B1) 。
におけるスラブの加熱は、じかに単一の炉で、又は２つの炉で順次に行うことが
できる。後者の場合に、スラブを、第１炉において、例えば、1250℃に加熱し、
次に第２炉において1400℃までの温度で加熱する。その工程がより複雑になり、
高価になっても仕上製品の磁気特性が優れていることが示され、この２つのステ
ップの間で微細構造の均一化と微細化のために、スラブの第１熱間成形（プレロ
ーリング）が採用される（欧州特許 EP 0 193 373 B1) 。
【０００９】 インヒビター相の生成に必要とされる高温でのスラブ予熱は、ＫＯ鋼板用の熱
間ストリップの仕上工程を、困難にして高価にするが、それは、特殊で費用を要
する高温炉に対する投資が必要であり、けい素鋼のスラブには、1350℃を超える
と液状スケールが発生して炉を傷つけ、スラブの下側を損傷することに繋がり、
精錬の損失になるからである。オプションによるプレローリングを間に入れると
製造費がかさみ、ほかの平鋼製品の製造に利用できるような能力を駆除すること
になる。
間ストリップの仕上工程を、困難にして高価にするが、それは、特殊で費用を要
する高温炉に対する投資が必要であり、けい素鋼のスラブには、1350℃を超える
と液状スケールが発生して炉を傷つけ、スラブの下側を損傷することに繋がり、
精錬の損失になるからである。オプションによるプレローリングを間に入れると
製造費がかさみ、ほかの平鋼製品の製造に利用できるような能力を駆除すること
になる。
【００１０】 ＭｎＳ粒子又はＭｎＳｅ粒子は、結晶粒子成長の抑制に対して限定された効果
だけを有する。粒子を大きくする適切な駆動力だけが、成長抑制効果を妨げるの
で、２次再結晶化の間で適切な時にゴス法の選択工程が行われる。これが意味す
ることは、最後の冷間圧延ステップにおける成形度は、最終の厚さに対して大き
すぎてはならないことである。ＭｎＳ粒子又はＭｎＳｅ粒子による抑制を用いた
Ｓｉ鋼の冷間圧延ステップにおける最も好ましい圧下率は、４０〜６０％である
。慣習上の熱間圧延技術による熱間ストリップの厚さを、品質と精錬における損
失なしに2.0mm より小さくすることは困難であるから、冷間圧延において最終的
な厚さに対する最適の成形度を、多重ステップによる圧延によって実現しなけれ
ばならず、この間に再結晶化を行う中間の焼なましを行う。ここに用いた方法に
よって製作したＫＯ鋼板は、正確なゴス位置に対して約１０°までの誤方位角を
示す。
だけを有する。粒子を大きくする適切な駆動力だけが、成長抑制効果を妨げるの
で、２次再結晶化の間で適切な時にゴス法の選択工程が行われる。これが意味す
ることは、最後の冷間圧延ステップにおける成形度は、最終の厚さに対して大き
すぎてはならないことである。ＭｎＳ粒子又はＭｎＳｅ粒子による抑制を用いた
Ｓｉ鋼の冷間圧延ステップにおける最も好ましい圧下率は、４０〜６０％である
。慣習上の熱間圧延技術による熱間ストリップの厚さを、品質と精錬における損
失なしに2.0mm より小さくすることは困難であるから、冷間圧延において最終的
な厚さに対する最適の成形度を、多重ステップによる圧延によって実現しなけれ
ばならず、この間に再結晶化を行う中間の焼なましを行う。ここに用いた方法に
よって製作したＫＯ鋼板は、正確なゴス位置に対して約１０°までの誤方位角を
示す。
【００１１】 前述の方法をさらに発展させて誤方位性を少なくして磁気特性を改良する方法
には、いわゆるＨｉ−Ｂ法（米国特許 US 3 159 511 、US 3 287 183）があり、
ここでＭｎＳ、ＡｌＮ粒子に加えて他のインヒビター相が使用される。始めに述
べた方法には欠点があり、ＭｎＳ粒子を溶解するためには、例えば、1400℃のよ
うな高温のスラブ加熱温度が必要とされる。ＡｌＮは、熱間圧延後において適切
に微細分散された粒子分布を示さず、次に焼入れをした熱間ストリップに、析出
焼なましを行うことによって初めて得られる。化学組成、粒子微細構造の形成及
び第２相部分のモルホロジーに関係する熱間ストリップの内的性質は、つまりス
トリップが、ＡｌＮインヒビター相粒子を析出させる能力をもつようにしなけれ
ばならない。ＡｌＮ粒子によって、粒子成長抑制は全体的に強化される。
には、いわゆるＨｉ−Ｂ法（米国特許 US 3 159 511 、US 3 287 183）があり、
ここでＭｎＳ、ＡｌＮ粒子に加えて他のインヒビター相が使用される。始めに述
べた方法には欠点があり、ＭｎＳ粒子を溶解するためには、例えば、1400℃のよ
うな高温のスラブ加熱温度が必要とされる。ＡｌＮは、熱間圧延後において適切
に微細分散された粒子分布を示さず、次に焼入れをした熱間ストリップに、析出
焼なましを行うことによって初めて得られる。化学組成、粒子微細構造の形成及
び第２相部分のモルホロジーに関係する熱間ストリップの内的性質は、つまりス
トリップが、ＡｌＮインヒビター相粒子を析出させる能力をもつようにしなけれ
ばならない。ＡｌＮ粒子によって、粒子成長抑制は全体的に強化される。
【００１２】 これによってより高い成形度を示す１ステップによる冷間圧延工程が、好まし
い方法で可能になる。そのためにマトリックスに蓄えられた高いエネルギーは、
より強化された抑制と平衡関係にあり、そのために２次再結晶化における選択が
改良される。結果としてより鮮鋭になったゴス型集合組織（正確なゴス位置に対
する約３〜５°だけの誤方位角）及び改良された磁気特性が得られる。
い方法で可能になる。そのためにマトリックスに蓄えられた高いエネルギーは、
より強化された抑制と平衡関係にあり、そのために２次再結晶化における選択が
改良される。結果としてより鮮鋭になったゴス型集合組織（正確なゴス位置に対
する約３〜５°だけの誤方位角）及び改良された磁気特性が得られる。
【００１３】 スラブの高い予熱温度によって制約され、上述の従来からの方法が有する欠点
を克服するために、何年にもわたり方向性けい素鋼板を製造する幾つかの新規な
工程が開発されたが、ここで必要とされるスラブ温度は、1330℃未満の値まで低
下した。このような「低加熱」方法には次に挙げる２つの方法が選択されて、工
業的に実用され、そして技術の最新水準の中に入ると言われている。
を克服するために、何年にもわたり方向性けい素鋼板を製造する幾つかの新規な
工程が開発されたが、ここで必要とされるスラブ温度は、1330℃未満の値まで低
下した。このような「低加熱」方法には次に挙げる２つの方法が選択されて、工
業的に実用され、そして技術の最新水準の中に入ると言われている。
【００１４】 欧州特許 EP 0 219 611 による方法は、硫化物のインヒビターが全く使用され
ていない。従って、Ｓ含有量は、極微量の程度にまで低減している。スラブの予
熱温度は1200℃未満で特に著しく低い値を示す。すでに熱間ストリップで完成さ
れているように十分に効果的なインヒビター相が形成することは、この場合には
不可能である。このような従来の連続鋳造技術によって製作された熱間ストリッ
プには、析出焼なましによって相当するインヒビター相を形成する能力もない。
従って、インヒビターのＡｌＮは、高温の焼なましの前に仕上鋼板上に冷間圧延
したストリップを窒化(nitration) することによっ形成される。欧州特許 EP 0
321 695 B1には種々の方法が記載されるが、これらを用いて窒化を成就すること
ができる。
ていない。従って、Ｓ含有量は、極微量の程度にまで低減している。スラブの予
熱温度は1200℃未満で特に著しく低い値を示す。すでに熱間ストリップで完成さ
れているように十分に効果的なインヒビター相が形成することは、この場合には
不可能である。このような従来の連続鋳造技術によって製作された熱間ストリッ
プには、析出焼なましによって相当するインヒビター相を形成する能力もない。
従って、インヒビターのＡｌＮは、高温の焼なましの前に仕上鋼板上に冷間圧延
したストリップを窒化(nitration) することによっ形成される。欧州特許 EP 0
321 695 B1には種々の方法が記載されるが、これらを用いて窒化を成就すること
ができる。
【００１５】 そのほかの方法（欧州特許 EP 0 619 376 A1) では、Ｃｕの硫化物をインヒビ
ターとして使用する。この物質は、ＡｌＮ及びＭｎＳよりも明らかに低い溶解温
度、そして迅速な溶解の動力学を示している。インヒビターは、熱間圧延におい
てまだ正常な方法で形成されないにしても、この方法によって製造された熱間ス
トリップは、Ｃｕ−硫化物−インヒビター粒子を析出する能力を有している。こ
れらの粒子は熱間ストリップの析出焼なまし処理の間にできる。
ターとして使用する。この物質は、ＡｌＮ及びＭｎＳよりも明らかに低い溶解温
度、そして迅速な溶解の動力学を示している。インヒビターは、熱間圧延におい
てまだ正常な方法で形成されないにしても、この方法によって製造された熱間ス
トリップは、Ｃｕ−硫化物−インヒビター粒子を析出する能力を有している。こ
れらの粒子は熱間ストリップの析出焼なまし処理の間にできる。
【００１６】 前記のように連続鋳造のスラブから熱間ストリップを慣用的に製造することは
、技術的に費用を要し、かつ時間と経費が浪費される。従って、現在は多くの鋼
材製造業者において最終寸法に近い鋳造法を開発している。この方法の目標は、
熱間ストリップの厚さを6mm 未満に、又は仕上ストリップの厚さを0.01mmまでに
さえ下げることにある（欧州特許 EP 0 417 318 B1) 。特定の特殊鋼とアモルフ
ァス素材については、商業ベースの方法が実現された。2.5 〜４％のＳｉを含む
ＫＯ鋼板を、ストリップ鋳造方法によって工業的レベルで製造することは、未だ
に達成されていない。主要な問題の１つは、厚さを薄くする凝固のときに、そし
て次の冷却のときに適切な微細構造と析出構造を得ることを目標とすることにあ
り、この構造により、次に行う冷間成形と加熱処理の後で鮮鋭なゴス型集合組織
が、仕上製品に発生する結果、磁気特性に関して、従来の連続鋳造技術によって
製造された方向性けい素鋼板に対して競争力が得られる（欧州特許 EP 0 390 16
0 B1、EP 0 540 405 B1)。
、技術的に費用を要し、かつ時間と経費が浪費される。従って、現在は多くの鋼
材製造業者において最終寸法に近い鋳造法を開発している。この方法の目標は、
熱間ストリップの厚さを6mm 未満に、又は仕上ストリップの厚さを0.01mmまでに
さえ下げることにある（欧州特許 EP 0 417 318 B1) 。特定の特殊鋼とアモルフ
ァス素材については、商業ベースの方法が実現された。2.5 〜４％のＳｉを含む
ＫＯ鋼板を、ストリップ鋳造方法によって工業的レベルで製造することは、未だ
に達成されていない。主要な問題の１つは、厚さを薄くする凝固のときに、そし
て次の冷却のときに適切な微細構造と析出構造を得ることを目標とすることにあ
り、この構造により、次に行う冷間成形と加熱処理の後で鮮鋭なゴス型集合組織
が、仕上製品に発生する結果、磁気特性に関して、従来の連続鋳造技術によって
製造された方向性けい素鋼板に対して競争力が得られる（欧州特許 EP 0 390 16
0 B1、EP 0 540 405 B1)。
【００１７】 熱間ストリップを、薄いスラブの鋳造と直接的な熱間圧延によって製作するこ
とは、その技術水準からすでに知られている（例えば、欧州特許 EP 0 286 862
B1) 。しかし、この技術を、方向性けい素鋼板の製造に使用する問題は、未だに
解決されていなかった。このとき発生する特に困難な問題は、機械的、技術的性
質に関して問題のない製品を製作することだけではなく、正常な方法で粒子成長
を抑制するインヒビター相が形成されて、仕上製品が良好な磁気特性を示すよう
にすることである。
とは、その技術水準からすでに知られている（例えば、欧州特許 EP 0 286 862
B1) 。しかし、この技術を、方向性けい素鋼板の製造に使用する問題は、未だに
解決されていなかった。このとき発生する特に困難な問題は、機械的、技術的性
質に関して問題のない製品を製作することだけではなく、正常な方法で粒子成長
を抑制するインヒビター相が形成されて、仕上製品が良好な磁気特性を示すよう
にすることである。
【００１８】 特開昭56−158816に記載された方法によれば、2.5 〜４％のＳｉを含むＫＯ鋼
板を、厚さ 3〜80mmの薄いスラブの連続鋳造により、引き続いて熱間圧延により
1.5〜3.5 mmに製造するときに、主要なインヒビターとしてＭｎＳとＭｎＳｅを
使用する。このとき熱間ストリップの厚さがさらに大きくなると欠点がでるが、
方向性けい素鋼板として販売される0.35mm未満の標準的最終厚さは、７６％を超
える冷間圧延度により１ステップ型冷間圧延又は中間に焼なましを入れた慣用の
多ステップ型冷間圧延だけを用いて製造されるからである。この作業方法におい
て不利な面は、冷間圧延の高い圧下率が、ＭｎＳとＭｎＳｅによる比較的弱い抑
制性に適合しないことにある。そのために仕上製品の磁気特性が、不安定で満足
されなくなる。その代替として費用を要する高価な多重ステップ型の、中間焼な
ましを入れた冷間圧延工程を、採用しなければならなくなる。均熱炉により連続
進行速度から鋳造速度が外されることもない。このように硫化物インヒビターの
析出を目的として、均熱炉を利用するとフレキシビリティーが減少する欠点が生
じる。
板を、厚さ 3〜80mmの薄いスラブの連続鋳造により、引き続いて熱間圧延により
1.5〜3.5 mmに製造するときに、主要なインヒビターとしてＭｎＳとＭｎＳｅを
使用する。このとき熱間ストリップの厚さがさらに大きくなると欠点がでるが、
方向性けい素鋼板として販売される0.35mm未満の標準的最終厚さは、７６％を超
える冷間圧延度により１ステップ型冷間圧延又は中間に焼なましを入れた慣用の
多ステップ型冷間圧延だけを用いて製造されるからである。この作業方法におい
て不利な面は、冷間圧延の高い圧下率が、ＭｎＳとＭｎＳｅによる比較的弱い抑
制性に適合しないことにある。そのために仕上製品の磁気特性が、不安定で満足
されなくなる。その代替として費用を要する高価な多重ステップ型の、中間焼な
ましを入れた冷間圧延工程を、採用しなければならなくなる。均熱炉により連続
進行速度から鋳造速度が外されることもない。このように硫化物インヒビターの
析出を目的として、均熱炉を利用するとフレキシビリティーが減少する欠点が生
じる。
【００１９】 本発明の課題は、従来の生産方式の欠点を克服して、薄いスラブの鋳造が有す
る経済的長所を、方向性けい素鋼板についても利用することにある。 課せられた課題の解決は、請求項１記載の方法によって行うが、製造工程の鋳
造、凝固及び熱間圧延を最大限に能率化することによる。そのために種々の機構
が選定されて、インヒビター相を形成し、次の加工工程の適合性を形成するため
に結びつけられる。
る経済的長所を、方向性けい素鋼板についても利用することにある。 課せられた課題の解決は、請求項１記載の方法によって行うが、製造工程の鋳
造、凝固及び熱間圧延を最大限に能率化することによる。そのために種々の機構
が選定されて、インヒビター相を形成し、次の加工工程の適合性を形成するため
に結びつけられる。
【００２０】 本発明による方法においては、今の技術水準と同様に溶湯を、連続的に垂直型
の鋳型に注入し、末端部において溶湯を凝固させ、ここに生成した鋳片を円弧湾
曲部を通して水平装置に導入して冷却する。この鋳片の厚さは、25〜100 mm、好
ましくは40〜70mmである。鋳片の完全な冷却を行わずに、むしろ温度が700 ℃を
下回らないようにする。この高温の鋳片は、薄鋼板に分割され、ただちにインラ
イン均熱炉に導入され、ここで最大で６０分、好ましくは３０分までの時間の滞
留を行う。均熱炉を通過するときに薄いスラブは、均一に加熱されて比較的低い
最大で1170℃の温度になる。引き続いて薄いスラブは、じかにインライン多重ス
タンド型熱間圧延スタンド群に案内され、ここで厚さが 0.5〜3.0 mmの熱間スト
リップに連続して熱間圧延される。理想としては熱間ストリップの厚さを、次の
冷間ストリップ工程が、１ステップ型で行えるように選ぶ。冷間圧延を行うとき
の成形度は、それぞれ種々の方式で調節されるインヒビター効果に依存している
。
の鋳型に注入し、末端部において溶湯を凝固させ、ここに生成した鋳片を円弧湾
曲部を通して水平装置に導入して冷却する。この鋳片の厚さは、25〜100 mm、好
ましくは40〜70mmである。鋳片の完全な冷却を行わずに、むしろ温度が700 ℃を
下回らないようにする。この高温の鋳片は、薄鋼板に分割され、ただちにインラ
イン均熱炉に導入され、ここで最大で６０分、好ましくは３０分までの時間の滞
留を行う。均熱炉を通過するときに薄いスラブは、均一に加熱されて比較的低い
最大で1170℃の温度になる。引き続いて薄いスラブは、じかにインライン多重ス
タンド型熱間圧延スタンド群に案内され、ここで厚さが 0.5〜3.0 mmの熱間スト
リップに連続して熱間圧延される。理想としては熱間ストリップの厚さを、次の
冷間ストリップ工程が、１ステップ型で行えるように選ぶ。冷間圧延を行うとき
の成形度は、それぞれ種々の方式で調節されるインヒビター効果に依存している
。
【００２１】 本発明による作業方法の長所は、１つには鋳造工程からの熱の大部分を利用す
ることにあり、これによって技術水準から知られるようにＫＯ鋼板に必要とされ
るスラブの加熱炉における保持、そしてスラブのプッシュ炉、ウォーキングビー
ム炉における高温までの加熱が省ける。それに代わる均熱炉における焼なまし処
理の課題は、薄いスラブの厚み全体にわたり定義された均一な温度に調整するこ
とにある。厚さが薄いために、従来の 100〜300 mmの厚さを有するスラブに較べ
て、薄いスラブに必要とされる時間は実質的に少なくなる。このような方式によ
り今の技術水準に較べてエネルギー量と再加熱時間が大幅に節約される。
ることにあり、これによって技術水準から知られるようにＫＯ鋼板に必要とされ
るスラブの加熱炉における保持、そしてスラブのプッシュ炉、ウォーキングビー
ム炉における高温までの加熱が省ける。それに代わる均熱炉における焼なまし処
理の課題は、薄いスラブの厚み全体にわたり定義された均一な温度に調整するこ
とにある。厚さが薄いために、従来の 100〜300 mmの厚さを有するスラブに較べ
て、薄いスラブに必要とされる時間は実質的に少なくなる。このような方式によ
り今の技術水準に較べてエネルギー量と再加熱時間が大幅に節約される。
【００２２】 そのほかにもスラブの厚さが減少したために、微細構造の均一化のために予備
圧延をスラブの加熱工程に挿入すること、そして熱間ストリップの圧延工程が開
始されるときに行う粗圧延が省かれる。従って、製造工程が、著しく短縮され、
ほかの平鋼製品を製造するための熱間圧延機において直にコストが節減され、容
量の増加が達成される。
圧延をスラブの加熱工程に挿入すること、そして熱間ストリップの圧延工程が開
始されるときに行う粗圧延が省かれる。従って、製造工程が、著しく短縮され、
ほかの平鋼製品を製造するための熱間圧延機において直にコストが節減され、容
量の増加が達成される。
【００２３】 前記した製造工程の短縮は、部分的にその後の加工工程に継続されるが、ここ
に記載した作業方法において、従来よりも厚さが薄い熱間ストリップが加えられ
て0.5 mmより薄く調整されるので、今まで部分的に実用されていた多重ステップ
型の冷間圧延は、全く必要でなく、１ステップ型だけで冷間圧延が行える。 発明による方法で方向性けい素鋼板を生産するために鋳造−圧延工程について
前記の長所を利用することができるためには、熱間圧延のパラメータを、素材の
延性が十分に示されるように選ばなければならない。実験により示されたが、方
向性けい素鋼板に用いるインプット素材において、鋳片が、凝固の後で約 800℃
まで冷却され、引き続いて、例えば、1150℃の均熱温度で比較的短時間の滞留を
受け、ここで均一に加熱される場合に、延性が最大になる。このような素材で最
大の熱間圧延性がみられるのは、最初の成形パスが、1150℃未満の温度にあり、
そして圧下率が、少なくとも２０％であり、40mm以下でかつ８mm以上の中間厚さ
をもつ圧延材料が、高圧中間スタンド型冷却装置を使用して、たかだか２つ並ぶ
成形パスの中で1000℃未満の圧延温度に導かれるときである。これによって回避
されるのは、延性にとって臨界温度域である約1000℃における圧延材料の成形で
ある。
に記載した作業方法において、従来よりも厚さが薄い熱間ストリップが加えられ
て0.5 mmより薄く調整されるので、今まで部分的に実用されていた多重ステップ
型の冷間圧延は、全く必要でなく、１ステップ型だけで冷間圧延が行える。 発明による方法で方向性けい素鋼板を生産するために鋳造−圧延工程について
前記の長所を利用することができるためには、熱間圧延のパラメータを、素材の
延性が十分に示されるように選ばなければならない。実験により示されたが、方
向性けい素鋼板に用いるインプット素材において、鋳片が、凝固の後で約 800℃
まで冷却され、引き続いて、例えば、1150℃の均熱温度で比較的短時間の滞留を
受け、ここで均一に加熱される場合に、延性が最大になる。このような素材で最
大の熱間圧延性がみられるのは、最初の成形パスが、1150℃未満の温度にあり、
そして圧下率が、少なくとも２０％であり、40mm以下でかつ８mm以上の中間厚さ
をもつ圧延材料が、高圧中間スタンド型冷却装置を使用して、たかだか２つ並ぶ
成形パスの中で1000℃未満の圧延温度に導かれるときである。これによって回避
されるのは、延性にとって臨界温度域である約1000℃における圧延材料の成形で
ある。
【００２４】 表１において４個の鋼材の化学組成を挙げるが、熱間圧延に対する適性を、発
明による方法を用いて試験した。
明による方法を用いて試験した。
【００２５】
【表１】
【００２６】 試験は、20mmの円形引張試料を使用し、その中間部を短時間溶融し、引き続い
て冷却するが、これは60mmの薄いスラブに2.8 m/分又は4.5 m/分の鋳造速度（ｖ g ）を与えたときに相当する。冷却は、800 ℃において終了した。その後で試料
を、温度（ＴW ）の連続炉サイクルにおいて加熱し、そして種々の時間（ｔW ）
にわたり保持した。引き続いて試料を、温度ＴW における引張試験にかけた。
て冷却するが、これは60mmの薄いスラブに2.8 m/分又は4.5 m/分の鋳造速度（ｖ g ）を与えたときに相当する。冷却は、800 ℃において終了した。その後で試料
を、温度（ＴW ）の連続炉サイクルにおいて加熱し、そして種々の時間（ｔW ）
にわたり保持した。引き続いて試料を、温度ＴW における引張試験にかけた。
【００２７】 試験の結果を、表２に示す。
【００２８】
【表２】
【００２９】 破壊収縮係数は、延性に関する実質的なパラメータである。データから見られ
るように、鋼材は、その化学組成とは関係なく、それぞれの感度は異なるが、そ
のつどひずみサイクルに反応する。破壊収縮係数又は延性の損失は、鋼材Ｄで最
も少なく、鋼材Ａで最も大きい。 本発明による方法の効果は、鋼材Ａが最も印象的であることが示される。２つ
の鋳造速度においては、1130℃と1050℃の加熱温度で、比較的良好な破壊収縮係
数が得られたが、一方、加熱温度1000℃では延性が減少する。後者は、加熱温度
における保持時間の延長にも適応される。
るように、鋼材は、その化学組成とは関係なく、それぞれの感度は異なるが、そ
のつどひずみサイクルに反応する。破壊収縮係数又は延性の損失は、鋼材Ｄで最
も少なく、鋼材Ａで最も大きい。 本発明による方法の効果は、鋼材Ａが最も印象的であることが示される。２つ
の鋳造速度においては、1130℃と1050℃の加熱温度で、比較的良好な破壊収縮係
数が得られたが、一方、加熱温度1000℃では延性が減少する。後者は、加熱温度
における保持時間の延長にも適応される。
【００３０】 1000℃付近の加熱温度域において、鋼材Ｂについて前記の方法による試験を行
った。その結果を表３に示す。
った。その結果を表３に示す。
【００３１】
【表３】
【００３２】 表３の破壊収縮係数が示すように鋼材の延性は、1000℃から1100℃に至る温度
範囲で下降し、1000℃以下の温度で上昇する。 方向性けい素鋼板の製作を、前記の鋳造−圧延方法を用いて有利に行うために
は、さらにインヒビター相を適切な方法で形成させなければならない。ここに存
在する３つの原理的な可能性を、請求項３、４及び５において示す。
範囲で下降し、1000℃以下の温度で上昇する。 方向性けい素鋼板の製作を、前記の鋳造−圧延方法を用いて有利に行うために
は、さらにインヒビター相を適切な方法で形成させなければならない。ここに存
在する３つの原理的な可能性を、請求項３、４及び５において示す。
【００３３】 請求項３に挙げた可能性は、鋳造の後で行う凝固が、今の技術水準から知られ
る連続鋳造の凝固に比較してかなり高速で進行することに基づく。例えば、厚さ
65mmの鋳片においては、例えば、厚さ250mm の鋳片におけるよりも実質的に熱を
迅速に発散する。従来の厚さをもつスラブの中には非常に粗い硫化物、特にＭｎ
Ｓ粒子が存在して、これはインヒビターとして機能することができないが、鋳造
速度を正しく選ぶことによって実質的に薄い鋳片を急速に冷却すると、熱間圧延
の直ぐ後でインヒビターが存在する可能性がでる。
る連続鋳造の凝固に比較してかなり高速で進行することに基づく。例えば、厚さ
65mmの鋳片においては、例えば、厚さ250mm の鋳片におけるよりも実質的に熱を
迅速に発散する。従来の厚さをもつスラブの中には非常に粗い硫化物、特にＭｎ
Ｓ粒子が存在して、これはインヒビターとして機能することができないが、鋳造
速度を正しく選ぶことによって実質的に薄い鋳片を急速に冷却すると、熱間圧延
の直ぐ後でインヒビターが存在する可能性がでる。
【００３４】 均熱炉で均質的な加熱がなされる間に、しばしば硫化物粒子が完全に析出する
が、このとき炉内をできるだけ急速に通過するように試みるのは、粒子が、大き
なサイズに成長しないようにするためである。成長すればインヒビターの効果が
弱くなるはずである。この方法によって製作された熱間ストリップは、相応して
すでに完成されたインヒビター相を含んでいる。
が、このとき炉内をできるだけ急速に通過するように試みるのは、粒子が、大き
なサイズに成長しないようにするためである。成長すればインヒビターの効果が
弱くなるはずである。この方法によって製作された熱間ストリップは、相応して
すでに完成されたインヒビター相を含んでいる。
【００３５】 硫化物のインヒビター相粒子を、できるだけ微細に分散させて析出させるため
には、Ｍｎの含有量が 0.050〜0.100 ％の範囲、そしてＳの含有量が 0.015〜0.
035 ％の範囲になければならない。これらの元素の割合が少なすぎると、そのつ
どインヒビターとして十分な物質量の生成が阻止される。割合が高すぎると粗大
粒子の析出が生じる。従って、ＭｎとＳの含有率は、Ｍｎで0.05〜0.10％の範囲
、Ｓで 0.015〜0.035 ％の範囲にあることが望ましい。
には、Ｍｎの含有量が 0.050〜0.100 ％の範囲、そしてＳの含有量が 0.015〜0.
035 ％の範囲になければならない。これらの元素の割合が少なすぎると、そのつ
どインヒビターとして十分な物質量の生成が阻止される。割合が高すぎると粗大
粒子の析出が生じる。従って、ＭｎとＳの含有率は、Ｍｎで0.05〜0.10％の範囲
、Ｓで 0.015〜0.035 ％の範囲にあることが望ましい。
【００３６】 この作業方法においては、中間焼なましを入れた多重ステップ型の冷間圧延を
実施する必要はないが、むしろ熱間ストリップの厚さを低めに調節して、後加工
には１つの冷間圧延ステップだけを使用することができる。このとき冷間圧延度
は、45〜75％の範囲とすることが望ましい。 この方法による優れた長所は、多重ステップ型の冷間圧延を使用する必要のな
いことにあるが、業務上の長所が存在する場合があり、これは確実に選ばれた厚
さの熱間ストリップだけを製造すること、そして冷間圧延度を、それぞれ多重ス
テップ型の冷間圧延による応用例に適合させることである。
実施する必要はないが、むしろ熱間ストリップの厚さを低めに調節して、後加工
には１つの冷間圧延ステップだけを使用することができる。このとき冷間圧延度
は、45〜75％の範囲とすることが望ましい。 この方法による優れた長所は、多重ステップ型の冷間圧延を使用する必要のな
いことにあるが、業務上の長所が存在する場合があり、これは確実に選ばれた厚
さの熱間ストリップだけを製造すること、そして冷間圧延度を、それぞれ多重ス
テップ型の冷間圧延による応用例に適合させることである。
【００３７】 従って、実施例３に記載される方法には、中間焼なましを入れた多重ステップ
型冷間圧延にも許容される。 実施例４は、800 〜1100℃において有利に実施される焼なましを挙げている。
その他の方法として 900℃以下の巻き上げ温度に調節することもる。この焼なま
しは、熱間ストリップにおける粒子構造を改良し、特に表面に近い微細構造域が
拡大されるが、これはその後の加工工程にとって重要である。添加されるインヒ
ビターは、前記の熱処理においては形成されない。
型冷間圧延にも許容される。 実施例４は、800 〜1100℃において有利に実施される焼なましを挙げている。
その他の方法として 900℃以下の巻き上げ温度に調節することもる。この焼なま
しは、熱間ストリップにおける粒子構造を改良し、特に表面に近い微細構造域が
拡大されるが、これはその後の加工工程にとって重要である。添加されるインヒ
ビターは、前記の熱処理においては形成されない。
【００３８】 請求項５記載の方法における熱間ストリップには、最終的な形状をした粒子成
長インヒビターは含有されておらず、むしろストリップには、均熱焼なましの間
に相当するインヒビター粒子を形成する能力が備えられている。ここでインヒビ
ターとして特にＣｕの硫化物とＡｌの窒化物が適当である。この処理方法が有利
であるのは、熱間ストリップの製作（鋳造、凝固、均熱焼なまし、熱間圧延）は
、インヒビター相の最適形成に関してまだ最大の能率を、必ずしも発揮しなくて
もよく、そのために自由度がさらに開かれる。いずれにしても鋳造鋳片に高い冷
却速度を選択して、薄いスラブの粒子構造が粗大にならないようにする。この目
的のために均熱炉における滞留時間をできるだけ短く選ぶことが、重要であるこ
とが示される。インヒビター粒子の析出は、950 〜1150℃で熱間ストリップを析
出焼なましする間に行われ、特別な急冷を行って終了する。焼なまし処理におい
てインヒビター相を形成する元素が溶解して、次に急速に、好ましくは噴霧水を
使用して冷却すると、20K/秒以上の冷却でインヒビター相が、微細に分散して析
出する。この作業方法が可能であるのは、Ｃｕの硫化物が、例えば、ＭｎＳに較
べて明らかに低い溶解温度とより速い反応速度を示すからである。同じことがオ
ーステナイト中のＡｌＮについても言える。従って、請求項３よりも高いＣ含有
量を使用することも推奨される。Ｃ含有量は高くなければならず、その結果、オ
ーステナイトへ変態が、少なくとも僅かな規模で進行する。しかしながら、0.10
％を超えるＣ含有量が選ばれると脱炭性の問題が発生してくる。
長インヒビターは含有されておらず、むしろストリップには、均熱焼なましの間
に相当するインヒビター粒子を形成する能力が備えられている。ここでインヒビ
ターとして特にＣｕの硫化物とＡｌの窒化物が適当である。この処理方法が有利
であるのは、熱間ストリップの製作（鋳造、凝固、均熱焼なまし、熱間圧延）は
、インヒビター相の最適形成に関してまだ最大の能率を、必ずしも発揮しなくて
もよく、そのために自由度がさらに開かれる。いずれにしても鋳造鋳片に高い冷
却速度を選択して、薄いスラブの粒子構造が粗大にならないようにする。この目
的のために均熱炉における滞留時間をできるだけ短く選ぶことが、重要であるこ
とが示される。インヒビター粒子の析出は、950 〜1150℃で熱間ストリップを析
出焼なましする間に行われ、特別な急冷を行って終了する。焼なまし処理におい
てインヒビター相を形成する元素が溶解して、次に急速に、好ましくは噴霧水を
使用して冷却すると、20K/秒以上の冷却でインヒビター相が、微細に分散して析
出する。この作業方法が可能であるのは、Ｃｕの硫化物が、例えば、ＭｎＳに較
べて明らかに低い溶解温度とより速い反応速度を示すからである。同じことがオ
ーステナイト中のＡｌＮについても言える。従って、請求項３よりも高いＣ含有
量を使用することも推奨される。Ｃ含有量は高くなければならず、その結果、オ
ーステナイトへ変態が、少なくとも僅かな規模で進行する。しかしながら、0.10
％を超えるＣ含有量が選ばれると脱炭性の問題が発生してくる。
【００３９】 ７０〜９０％の冷間圧下率は、請求項３における方法よりも明らかに高いもの
と見積もられる。これによってより高いエネルギーと２次粒子成長への駆動力が
もたらされるが、これとは逆に請求項５で述べた方法では相当する成長抑制効果
が高められている。ＨｉＢ工程の場合に類似した結果になるが、仕上ストリップ
には、ゴス型集合組織がより鮮鋭に現れ、そして最終的に改良された磁気特性を
、請求項３により製作された物質と比較して示す。
と見積もられる。これによってより高いエネルギーと２次粒子成長への駆動力が
もたらされるが、これとは逆に請求項５で述べた方法では相当する成長抑制効果
が高められている。ＨｉＢ工程の場合に類似した結果になるが、仕上ストリップ
には、ゴス型集合組織がより鮮鋭に現れ、そして最終的に改良された磁気特性を
、請求項３により製作された物質と比較して示す。
【００４０】 請求項６記載の方法は、インヒビターとしてＡｌＮだけを使用する工程を特徴
とする。その長所は、溶湯内のＣｕとＳを、事実上完全に避けることにあり、そ
のために熱間圧延性が容易になり、そして素材のぜい性が減少する。請求項３に
よる方法に類似して鋳造鋳片の冷却速度が高いために、溶湯に存在するインヒビ
ター形成元素（Ａｌ及びＮ）は、部分的に析出が妨げられる。しかし、析出され
た粒子が、小さいサイズだけの場合もある。完全な析出は、請求項３と同じよう
に均熱炉において均一に加熱することによって行われる。
とする。その長所は、溶湯内のＣｕとＳを、事実上完全に避けることにあり、そ
のために熱間圧延性が容易になり、そして素材のぜい性が減少する。請求項３に
よる方法に類似して鋳造鋳片の冷却速度が高いために、溶湯に存在するインヒビ
ター形成元素（Ａｌ及びＮ）は、部分的に析出が妨げられる。しかし、析出され
た粒子が、小さいサイズだけの場合もある。完全な析出は、請求項３と同じよう
に均熱炉において均一に加熱することによって行われる。
【００４１】 そのほかこの熱間ストリップは、十分に高いＣが確実に含有される場合には、
インヒビターとして作用するＡｌＮ粒子をさらに析出する能力を有し、熱間スト
リップを、析出焼なまし処理する場合に、十分なオーステナイトが生成する。こ
のような素材に適応されるインヒビターの総合効果は、鋳片が冷却される速度、
最初の段階において有効に働く多くのインヒビターの自然形成、によって決まる
。さらに熱間ストリップの析出の際に、如何に多くのインヒビターが、追加的に
作られたかによっても決まり、これは実質的には全くＣ含有量に依存する。イン
ヒビターが示す総合効果の強さに対応して、冷間圧下率の大きな値を種々に変え
て調整しなければならない。
インヒビターとして作用するＡｌＮ粒子をさらに析出する能力を有し、熱間スト
リップを、析出焼なまし処理する場合に、十分なオーステナイトが生成する。こ
のような素材に適応されるインヒビターの総合効果は、鋳片が冷却される速度、
最初の段階において有効に働く多くのインヒビターの自然形成、によって決まる
。さらに熱間ストリップの析出の際に、如何に多くのインヒビターが、追加的に
作られたかによっても決まり、これは実質的には全くＣ含有量に依存する。イン
ヒビターが示す総合効果の強さに対応して、冷間圧下率の大きな値を種々に変え
て調整しなければならない。
【００４２】 請求項７〜１０において、補足的方法の特徴が請求され、これによって請求項
１〜６に記載した方法を適用することが容易になる。 リンを 0.10 ％まで添加すると有効に働き、凝固構造において微細構造性が強
く形成されて、従来から存在する素材のぜい性などのマイナス効果が発生しなく
なる。
１〜６に記載した方法を適用することが容易になる。 リンを 0.10 ％まで添加すると有効に働き、凝固構造において微細構造性が強
く形成されて、従来から存在する素材のぜい性などのマイナス効果が発生しなく
なる。
【００４３】 請求項８で請求した処理方法は、鋳造の際の過熱温度を、液相線温度の上に最
大で２５Ｋと制限したが、これは基本的には請求項７の処理方法と同じ目的を有
するもので、つまり凝固の微細構造を、できるだけ均一に微粒子化するためであ
る。溶湯を鋳造する温度が、該当する合金の液相線温度から僅かに上回る場合に
は、さらに微球体凝固構造が発生し、そして樹枝成長が制限される。一般的に方
向性けい素鋼板を製造する場合に常に重要なことであるが、凝固の構造を可能な
かぎり微細にして、一方では集合組織の成長、そしてまた微細構造の成長を、ス
ラブ又は薄いスラブの全体積にわたり、できるだけ均一に行わせる。そのほか特
別な方法によって構造をできるだけ微細化すると、所望するようなインヒビター
相の析出が、好ましく微細分散されて得られる。
大で２５Ｋと制限したが、これは基本的には請求項７の処理方法と同じ目的を有
するもので、つまり凝固の微細構造を、できるだけ均一に微粒子化するためであ
る。溶湯を鋳造する温度が、該当する合金の液相線温度から僅かに上回る場合に
は、さらに微球体凝固構造が発生し、そして樹枝成長が制限される。一般的に方
向性けい素鋼板を製造する場合に常に重要なことであるが、凝固の構造を可能な
かぎり微細にして、一方では集合組織の成長、そしてまた微細構造の成長を、ス
ラブ又は薄いスラブの全体積にわたり、できるだけ均一に行わせる。そのほか特
別な方法によって構造をできるだけ微細化すると、所望するようなインヒビター
相の析出が、好ましく微細分散されて得られる。
【００４４】 請求項９は、抑制の総合効果を強化する１つの可能性を示し、仕上ストリップ
上に冷間圧延されたストリップをマトリックス内で窒化処理をして、ＡｌＮ粒子
を追加して生成させる方法で、大部分の粒子は、そのサイズが100nm 未満である
。このような方法によって追加して形成されたＡｌＮ粒子は、いずれの場合にも
２次再結晶化が起きる前にマトリックス内で生成させなければならなず、その結
果、２次再結晶化に対して有利に働くことができる。窒化処理は、加熱相におい
て高温焼なましの開始と共に行い、例えば、窒素が大量に含まれる焼き鈍し雰囲
気のもとで処理される。そしてまた窒化は、過剰にＭｇＯを含む焼鈍分離剤へ添
加剤を加えて行うが、この添加剤は、高温焼なましの際に窒素を放出し、窒素が
マトリックス内に拡散することができるような物質から構成される。この関連に
おいて非常に効果的な窒化方法は、相応する方法のステップを、脱炭焼なましが
終了する段階で挿入して、窒素が、焼き鈍しガスからストリップ内に拡散して入
ることができるようにする。
上に冷間圧延されたストリップをマトリックス内で窒化処理をして、ＡｌＮ粒子
を追加して生成させる方法で、大部分の粒子は、そのサイズが100nm 未満である
。このような方法によって追加して形成されたＡｌＮ粒子は、いずれの場合にも
２次再結晶化が起きる前にマトリックス内で生成させなければならなず、その結
果、２次再結晶化に対して有利に働くことができる。窒化処理は、加熱相におい
て高温焼なましの開始と共に行い、例えば、窒素が大量に含まれる焼き鈍し雰囲
気のもとで処理される。そしてまた窒化は、過剰にＭｇＯを含む焼鈍分離剤へ添
加剤を加えて行うが、この添加剤は、高温焼なましの際に窒素を放出し、窒素が
マトリックス内に拡散することができるような物質から構成される。この関連に
おいて非常に効果的な窒化方法は、相応する方法のステップを、脱炭焼なましが
終了する段階で挿入して、窒素が、焼き鈍しガスからストリップ内に拡散して入
ることができるようにする。
【００４５】 粒界に分離して偏析した元素、例えば、Ａｓ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｔｅ及びＢｉは、
それぞれ 0.2％までの量が、請求項１０に記載され、これらは２次再結晶化を安
定にして、ゴス型集合組織を鮮鋭にするために好ましい影響を与える。
それぞれ 0.2％までの量が、請求項１０に記載され、これらは２次再結晶化を安
定にして、ゴス型集合組織を鮮鋭にするために好ましい影響を与える。
───────────────────────────────────────────────────── 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） Ｃ２２Ｃ 38/60 Ｃ２２Ｃ 38/60 (72)発明者 エスペンハーン，マンフレット ドイツ連邦共和国，デー−45259 エッセ ン，オストプロイセンシュトラーセ 65 (72)発明者 ベトヒャー，アンドレアス ドイツ連邦共和国，デー−47259 デュイ スブルク，ダウナー シュトラーセ 53 (72)発明者 グュンター，クラウス ドイツ連邦共和国，デー−46562 フェル デ，リッテルシュテーク ４ (72)発明者 フノイス，ハンス ドイツ連邦共和国，デー−44627 ヘルネ, アム ホルツプラッツ 38 (72)発明者 ブッパーマン，カール−ディーター ドイツ連邦共和国，デー−47803 クレフ ェルト，ドイシュシュトラーセ 26ツェー Ｆターム(参考） 4E004 MD05 NA01 NB01 NC03 4K033 AA02 CA01 EA02 FA01 FA04 FA05 FA12 FA13 FA14 HA02 HA04 JA04 LA01 MA00
Claims (10)
- 【請求項１】 方向性けい素鋼板の製造方法であって、質量％で、 2.5 〜 4.0％のＳｉ、 0.01〜0.10％のＣ、 0.30％以下のＣｕ、 0.15％以下のＭｎ、 0.060 ％以下のＳ、 0.065 ％以下のＡｌ、 0.015 ％以下のＮ、及び 残部の鉄及び不可避不純物を含む鋼を溶融し、溶湯を厚さ25〜100 mmの鋳片に連
続的に鋳造し、前記鋳片を、凝固時に 700℃を超える温度まで冷却し、その後た
だちに薄いスラブに切断し、次に前記薄いスラブを、インライン均熱炉に連続し
て送り、1170℃以下の温度に再加熱し、この温度での滞留時間は最大で６０分で
あり、次にインライン多重スタンド式熱間圧延機で連続的に厚さ3.0 mm以下の熱
間ストリップに圧延し、最初の成形パスを、1150℃以下の圧延材料の温度で少な
くとも２０％の圧下率で行い、その後前記熱間ストリップを巻き取り、その後再
結晶化の中間焼なましを行い、１又は複数の工程で冷間圧延して0.15〜0.50mmの
最終厚さとし、次にこの冷間ストリップを、焼なまし処理で再結晶化及び脱炭さ
せ、主成分としてＭｇＯを含む焼鈍分離剤を付与し、その後にゴス型集合組織に
なるように最終的な焼なまし処理を施し、電気絶縁層で被覆し、焼なましで応力
を緩和する方向性けい素鋼板の製造方法。 - 【請求項２】 熱間圧延において、中間厚さが40mm以下でかつ８mm以上の圧
延材料を、高圧冷却装置を用いて、最大でも２つの連続する成形パスの中で1000
℃以下の温度に冷却し、そして仕上厚さに圧延することを特徴とする、請求項１
記載の方法。 - 【請求項３】 炭素、マンガン及び硫黄を次の含有量範囲、 0.01〜0.050 ％のＣ、 0.05〜0.10％のＭｎ、 0.015 〜0.035 ％のＳ、 で含む以外は、請求項１に記載した組成を有する溶鋼を、薄いスラブに鋳造し、
均熱焼なましの後に 0.7〜1.3 mmの最終厚さに熱間圧延し、ストリップを、最終
的な冷間圧延工程での圧下率が45％〜75％の範囲であるように冷間圧延すること
を特徴とする、請求項１又は２記載の方法。 - 【請求項４】 前記熱間ストリップを、800 〜1100℃において焼なましを行
うか、又は900 ℃以下の温度において巻き取ることを特徴とする、請求項３記載
の方法。 - 【請求項５】 質量％で、 2.5 〜4.0 ％のＳｉ、 0.03〜0.1 ％のＣ、 0.05〜0.10％のＭｎ、 0.015 〜0.035 ％のＳ、 0.05〜0.3 ％のＣｕ、 0.015 〜0.065 ％のＡｌ、 0.005 〜0.015 ％のＮ、及び 残部の鉄及び不可避不純物を含む溶湯を、熱間ストリップに鋳造し、そして均熱
焼なましの後に３mm以下の厚さに熱間圧延し、950 〜1150℃において30〜300 秒
の析出焼なましを行い、引き続いて20K/秒を超える冷却速度で急速に冷却し、上
記焼なましを、圧下率が70％〜90％である冷間圧延成形の最終工程の前に行うこ
とを特徴とする、請求項１又は２記載の方法。 - 【請求項６】 組成が、 最大 0.010％のＳ、 最大 0.010％のＣｕ、 最小 0.015％のＡｌ、 最小 0.005％のＮ、 を含む以外は請求項１に記載した鋼の溶湯を、薄いスラブに鋳造し、３mm以下の
厚さに熱間圧延し、熱間ストリップを1000℃〜1150℃において30〜300 秒の析出
焼なましを行い、引き続いて20K/秒を超える冷却速度で急速に冷却し、冷間圧延
成形の最終工程を圧下率が45％〜90％で行うことを特徴とする、請求項１又は２
記載の方法。 - 【請求項７】 前記溶鋼が0.10％以下のＰ含有量にして鋳造されることを特
徴とする、請求項１から６のいずれか１項記載の方法。 - 【請求項８】 前記溶鋼が液相線温度より最大で２５Ｋの過熱温度で鋳造さ
れることを特徴とする、請求項１から７のいずれか１項記載の方法。 - 【請求項９】 最大で100 nmの粒子サイズを有し、十分に多くのＡｌＮ粒子
を、仕上ストリップ上に冷間圧延されたストリップの窒化によって追加的に生成
させることを特徴とする、請求項５又は６のいずれか１項記載の方法。 - 【請求項１０】 溶鋼に、Ａｓ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｔｅ及びＢｉのうちの１又は
複数の元素を、それぞれ 0.2質量％まで添加して鋳造することを特徴とする、請
求項１から９のいずれか１項記載の方法。
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