JP2005525469A - 無方向性電磁鋼ストリップ又は電磁鋼板及びその製造方法 - Google Patents

Abstract

本発明は、従来得られていた値と比較して、改良された磁気偏極値と低減化された磁気損失とを有する方法で、最終焼鈍されているか又は最終焼鈍されていない板として製造することができる無方向性電磁鋼板に関する。この目的のために、適切な組成を有する鋼を冷却する際に、その鋼を、１３００℃以下の初期温度から開始され、そして純粋なオーステナイト微細構造（γ相）が実質的に完全に排除されるような温度範囲の対象とする。前記の温度範囲では、前記鋼はオーステナイト/フェライト２相多元構造（α、γ多元混合相）を有し、従って電気鋼板は、熱間圧延、熱間圧延後に得られる熱間圧延ストリップの酸洗い、冷間圧延及び焼鈍処理後で、磁界強度２，５００A/mにおいてストリップ又は板の縦方向で測定する磁気偏極Ｊ_２５００が１．７４Ｔ以上であり、そしてＪが１．５Ｔ及び周波数ｆが５０Ｈｚにおいてストリップの縦方向で測定する磁気損失Ｐ_１．５（５０）値が４．５Ｗ/ｋｇ未満である。

Description

発明の詳細な説明

本発明は、無方向性電磁鋼ストリップ又は電磁鋼板、及びこのタイプの生成物の製造方法に関する。

本明細書において、用語「無方向性電磁鋼板」は、ＤＩＮ ＥＮ １０１０６（最終焼鈍鋼板）及びＤＩＮ ＥＮ １０１６５（最終焼鈍していない電磁鋼板）によって組み入れられた電磁鋼板を意味する。より異方性の強いタイプも、方向性電磁鋼板でない限り、無方向性電磁鋼板に含まれるものとする。以上の範囲で、本明細書では用語「電磁鋼板」及び「電磁鋼ストリップ」を同義語として扱う。

本明細書において、「Ｊ_２５００」及び「Ｊ_５０００」は、磁界強度２，５００Ａ/m又は５，０００Ａ/mにおける磁気偏極を意味する。「Ｐ_１．５」は、分極１．５Ｔ及び周波数５０Ｈｚでの、電磁反転の損失を意味する。

従来型の電磁鋼板と比較して磁気偏極値の高い無方向性電磁鋼板を提供することは、加工工業において求められている。この要求は、電気機械を電気的に励起する用途の分野に特に存在する。磁気偏極の増加は、磁化要件を低下させ、このことは、多数の電気機械において、電気機械の作動中に発生する損失の本質的な部分を構成する、銅損失の減少に関係することになる。

増加した透磁性を有する無方向性電磁鋼板は、経済的価値が高い。電気的励起を伴う電気機械、特に、１ｋＷ〜１００ｋＷやそれ以上の出力を伴う産業伝導装置は、無方向性電磁鋼板の用途の主要な分野を構成している。

より高い透磁性を有する無方向性タイプの電磁鋼板の需要は、高損失の無方向性電磁鋼板（Ｐ１．５≧５−６Ｗ/ｋｇ）だけではなく、中損失板（３．５Ｗ/ｋｇ≦Ｐ１．５≦５．５Ｗ/ｋｇ）や低損失の板（Ｐ１．５≦３．５）にも関係する。従って、本発明の目的は、磁気偏極の値の点から、弱ケイ素、中ケイ素及び高ケイ素の電気技術鋼の全分野を改良することである。市場における可能性の点で、Ｓｉ含有量が２．５重量％までの電磁鋼板のタイプは特に重要である。

磁気偏極値Ｊ_２５００又はＪ_５０００が高く、５０Hzでの磁気反転損失値Ｐ_１．５が低い（有利には、４Ｗ/ｋｇ未満）電磁鋼板のタイプは、特に興味深い。電気的に励起された機械では、磁気励起電流を減少させることができ、そして、これは、５０HzでのＰ_１．５が４Ｗ/ｋｇよりも高い従来のタイプの電磁鋼板と比較した場合に、鉄損失を減少させることができるからである。

磁気反転鉄損失における減少は、Ｓｉ含有量を増加させることによって、達成することができる。相当程度に減少された損失は、従って、問題のタイプの電磁鋼板の製造に使用される鋼における、Ｓｉ含有量と２倍量のＡｌ含有量とから形成されるＳｉ％＋２Ａｌ％の総計が１．４％より高い場合に、確立される。

Ｓｉ含有量及びＡｌ含有量が高い電磁鋼板に関して、高いＪ_２５００又はＪ_５０００の値を達成することができる種々の方法は、公知である。従って、この目的で、中間焼鈍を使用する二段階で冷間圧延を実施することができ、冷間圧延の間に、高い程度の再成形を達成することがＥＰ０６５１０６１Ａ１に提案された。熱ストリップの中間焼鈍をすることによって、透磁性がより高いタイプの電磁鋼板を製造することができることも公知である（ＥＰ０４６９９８０Ｂ１、ＤＥ４００５８０７Ｃ２）。ＥＰ０４３５０２Ａ２で公知の方法によれば、鋼投入ストック〔Ｃ０．０２５％以上、Ｍｎ０．１％未満、Ｓｉ０．１〜４．４％及びＡｌ０．１〜４．４％（重量％で表示）を含有〕を最初に３．５ｍｍ以上の厚さで熱間圧延して、無方向性電磁鋼板を最終的に製造する。こうして得られる前記熱ストリップを、次に、少なくとも８６％の変形度を伴って、中間焼鈍で再結晶化せずに冷間圧延し、そして焼鈍処置の対象とする。公知の方法によって製造される前記ストリップは、磁界強度Ｊ_２５００の２５００Ａ/mにおいて１．７Ｔより高い値の特に高い磁気偏極値、及び低い磁気反転損失を有する。

しかしながら、実際には、ストリップの縦方向に測定する磁気偏極値Ｊ_２５００が１．７Ｔ以上を有し、Ｓｉ及びＡｌの合計含有量が１．４重量％より高い電磁鋼ストリップ又は板を、大規模生産に要求される信頼性を伴って、公知の方法で製造することはできないことが、分かっている。（ストリップの横方向測定におけるＪ_２５００に確認される値及びＪ_２５００の多値は、ストリップ方向で測定されるＪ_２５００の値よりも常に小さい。）

Ｊ_２５００のより高い値についての改良は、非常に高純度の高ケイ素合金、特に、Ｓｉ及びＴｉの含有量が非常に低いのと同時にＣの含有量が低い高ケイ素合金を使用する場合に、達成することができる。しかしながら、この方法では、製造の際に、従来から実際に使用されているＦｅＳｉ鋼に比べると、追加経費を必要とする。

従って、本発明の目的は、前記の従来技術から出発し、追加の製造経費を必要とせずに、最終焼鈍されたタイプ及び最終焼鈍されていないタイプの両方のタイプとして製造することができ、従来達成された値と比較すると改良された高磁気偏極と低減化された磁気反転損失とを有する高品質の無方向性電磁鋼板を製造することである。

前記目的は、本発明により、鉄に加え、通常の不可避の含有量の不純物（例えばＳ、Ｔｉ）並びに場合により存在する量のＭｏ、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｚｎ、Ｗ及び/又はV、（重量％で表示）
Ｃ：＜０．００５％、
Ｍｎ：≦１．０％、
Ｐ：＜０．８％、
Ａｌ：＜１％、及び
Ｓｉを
１．４％＜％Ｓｉ＋２％Ａｌ＜２．５％
（式中、％Ｓｉは、Ｓｉ含有量であり、そして、％Ａｌは、Ａｌ含有量である）の条件で含有する鋼から製造され、呼称厚さが０．７５ｍｍ以下である無方向性電磁鋼ストリップ又は電磁鋼板であって、
こうして構成される鋼が、最大初期温度１，３００℃から開始される冷却の間に、純粋なオーステナイト構造（γ相）の実質的に完全な排除を伴う温度範囲〔この範囲において、前記鋼は、オーステナイト/フェライト２相の多元構造（α、γ多元相）を含む〕を通過し、そして
前記電磁鋼板は、熱間圧延、熱間圧延後に得られる熱ストリップのエッチング、冷間圧延及び焼鈍後に、磁界強度２，５００A/mにおいてストリップ又は板の縦方向で測定される磁気偏極Ｊ_２５００が１．７４Ｔ以上であり、そしてＪが１．５Ｔ及び周波数ｆが５０Ｈｚにおいてストリップの縦方向で測定される磁気損失のＰ_１．５（５０）値が４．５Ｗ/ｋｇ未満である、前記電磁鋼ストリップ又は電磁鋼板によって達成される。

前記の目的は、前記請求項のいずれか一項に記載の無方向性電磁鋼ストリップ又は電磁鋼板の製造方法であって、以下の工程、すなわち：
・鉄に加え、通常の不可避の含有量の不純物（例えばＳ、Ｔｉ）並びに場合により存在する含有量のＭｏ、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｚｎ、Ｗ及び/又はV、（重量％で表示）
Ｃ：＜０．００５％、
Ｍｎ：≦１．０％、
Ｐ：＜０．８％、
Ａｌ：＜１％、及び
Ｓｉを
１．４％＜％Ｓｉ＋２％Ａｌ＜２．５％
（式中、％Ｓｉは、Ｓｉ含有量であり、そして％ＡｌはＡｌ含有量である）の条件で含む鋼を鋳造して、加工材料、例えばスラブ、薄スラブ、又は鋳造ストリップを形成し、
・１３００℃以下から開始され、純粋なオーステナイト構造（γ相）の実質的に完全な排除を伴い、処理された鋼がオーステナイト/フェライト２相多元構造（α、γ多元相）及びフェライト領域を有する温度範囲を通過する方法で調節される熱間圧延温度における熱間圧延方法において前記加工材料を処理して熱ストリップを形成し、
・こうして、前記電磁鋼ストリップ又は電磁鋼板が、前記熱間圧延後に得られる熱ストリップのエッチング、冷間圧延又は焼鈍を含む表面処理後に、磁界強度２，５００A/mにおいてストリップ又は板の縦方向で測定される磁気偏極Ｊ_２５００が１．７４Ｔ以上であり、そしてＪが１．５Ｔ及び周波数ｆが５０Ｈｚにおいてストリップの縦方向で測定される磁気損失Ｐ_１．５（５０）値が４．５Ｗ/ｋｇ未満である、
工程を含む、前記の製造方法によっても達成される。

驚くべきことに、適切に構成された鋼合金を選択すること、及び、前記の鋼合金より鋳造される加工材料の熱処理工程の間での特定の温度制御の結果として、従来技術と比較して磁気損失及び透磁率の値において、大幅に改善された電磁鋼板を製造することができることが分かった。本発明による電磁鋼板においては、縦方向で測定される磁気偏極Ｊ_２５００が少なくとも１．７４Ｔ、特には、少なくとも１．７６Ｔでさえも、保証することができる。４．５Ｗ/ｋｇ未満、特に４Ｗ/ｋｇ未満の磁気損失Ｐ_１．５も、保証することができる。

このための必要条件は、本発明で使用される鋼が、１，３００℃から開始される冷却に関して、可能な限り、その間の任意の時点で、純粋なオーステナイト構造を有することがないようにすることである。あるいは、冷却中に、鋼構造がγ相とα相との混合物を含むような温度領域を、必然的に通過するように、組成を選択するべきである。純粋なオーステナイト構造が、最大５０℃の温度間隔を越えて生じる場合は、前記の条件からの逸脱は、本発明において依然として許容することができる。このことは、純粋なオーステナイト構造が形成される場合に関して、２相多元構造が、遅くとも更に５０℃だけ温度が低下した後に、存在しなければならないということを意味する。

温度許容範囲を５０℃越える逸脱においては、本発明によって達成される電磁鋼板の品質向上を達成することができない、ということを証明することができた。従って、本発明による電磁鋼ストリップの製造中においては、臨界温度間隔を回避するように、温度を制御することが好ましい。従って、この目的で、例えば、従来の熱ストリップ製造工程におけるスラブの再加熱温度、若しくは薄スラブの連続鋳造及び圧延又は薄ストリップの鋳造の温度を、それが２相領域よりも上になるように、熱間圧延の前に選択することができる。熱間圧延の最終温度は、８００℃よりも高い。

熱ストリップ処理が巻き取りを含む場合には、熱ストリップが熱間圧延処理後に巻き取られるときのコイラー温度は、６５０℃未満であることが好ましい。

本発明による電磁鋼板の製造中において、スラブ又は比較的厚い薄スラブを処理する場合、熱間圧延処理は、従来どおり、複数の圧延スタンドを含む熱間スタンド群において行われる最終圧延（最終熱間圧延）を含む。特に高品質の電磁鋼板を製造するためには、最終圧延の過程に達成される再成形の程度が、７５％を越えることが好ましい。磁気偏極値Ｊ_２５００が１．７４Ｔを越え、損失Ｐ_１．５が４Ｗ/ｋｇを大幅に下回る特に低い値を有する電磁鋼板は、２相多元領域での最終圧延過程において達成される再成形の程度を、少なくとも３５％とすることによって製造することができる。

本発明により優れた特性を有する電磁鋼板は、それぞれの熱間圧延された加工材料が熱間圧延スタンド群に入る前に、２相多元領域を通過させながら、熱間圧延中の最終圧延が、加工された鋼のフェライト構造を実質的に伴って実施される程度に、前記加工材料を冷却する場合にも製造することができる。

熱間圧延中での最終圧延を、フェライト状態にある鋼を伴って実施する際に、熱間圧延は、最終再成形パス少なくとも１つで、潤滑を伴って実施することが好ましい。潤滑を伴う熱間圧延は、一方では、剪断歪みがより少なくなる結果をもたらし、その結果として、圧延後のストリップは、断面全体が、より均質な構造を有する。他方では、潤滑は圧延力を減少させるため、それぞれの圧延パスで、厚さにおける大幅な減少が可能になる。従って、フェライト領域で実施される全ての再成形パスを、圧延潤滑を伴って実施する場合に、利点を得ることができる。

本発明による電磁鋼板の改良された表面の性質は、表面処理過程において、エッチング前に、熱ストリップを機械的にデスケールすることによって達成することができる。

熱ストリップから最終冷間圧延された電磁鋼ストリップの最終焼鈍は、コンベイヤー加熱炉又はベルタイプ加熱炉（最終焼鈍された電磁鋼ストリップ）において、基本的に実施することができる。あるいは、焼鈍されたストリップは、コンベイヤー加熱炉又はベルタイプ加熱炉での焼鈍処理後に、再成形度１２％未満で再成形することができ、そして次に７００℃を越える温度でのリファレンス焼鈍の対象とされ、こうして最終焼鈍されていない電磁鋼ストリップを得ることができる。

本発明を、実施態様に沿って、以下に更に詳細に説明する。

添付のグラフは、２成分ＦｅＳｉ合金の相グラフである。類似のグラフは産業用合金に適用されており、それぞれの「温度」は、図示された２成分合金の温度に関して変化している。

前記グラフにおいては、純粋なフェライト構造（α）、純粋なオーステナイト構造（γ）又はフェライト及びオーステナイト（α＋γ）から形成される２相多元構造が存在する領域を、それぞれの処理された鋼のＳｉ含有量及びその２倍のＡｌ含有量から形成される合計「％Ｓｉ＋２％Ａｌ」とそれぞれの温度との関数としてプロットしている。更に、本発明によって選択される合金が位置する領域は、温度軸と平行に延びている線Ｌ_Ｕ、Ｌ_Ｏによって区切られている。

本発明によって処理される合金のＳｉ及びＡｌ含有量である合計「％Ｓｉ＋２％Ａｌ」の下限を示す線Ｌ_Ｕは、温度間隔Ｔ_Ｓにまたがっており、合計「％Ｓｉ＋２％Ａｌ」の量がより少ない方向に拡がっているオーステナイト相領域γ（この領域では、純粋なオーステナイトが形成される）を切断していることが分かっている。オーステナイト相領域γと線Ｌ_Ｕとの上方交点Ｔ_ＳＯと下方交点Ｔ_ＳＵとの間の温度差は、５０℃未満である。従って、線Ｌ_Ｕによってオーステナイト相領域γから線Ｌ_Ｏの方向に切り離された区域Ａ_Ｔは、２相多元領域（γ＋α）に囲まれる許容範囲を構成し、この範囲内では本発明を実行する際に純粋なオーステナイトが形成されることが許される。

それに対して、本発明によって処理される合金のＳｉ及びＡｌ含有量である合計「％Ｓｉ＋２％Ａｌ」の上限を示す線Ｌ_Ｏは、２相多元構造が製造される２相多元領域（γ＋α）の限界にちょうどほぼ到達している。従って、線Ｌ_Ｕと線Ｌ_Ｏとの中間に合計「％Ｓｉ＋２％Ａｌ」を有する本発明による任意の合金は、１，３００℃以下での初期温度からの冷却中に、２相多元領域（γ＋α）を通過する。

本発明の効果を示すために、２つの鋼Ｓ１及びＳ２を融解した。それらの組成を表１（重量％、残留物：鉄及び不可避の不純物）に示す。

鋼Ｓ１の合金は、この場合、１，３００℃から開始される冷却の間のいずれの時点においても、純粋なオーステナイトγからなる鋼Ｓ１の構造とならないように選択されている。それに対して、鋼Ｓ２では、冷却の過程において、純粋なオーステナイト構造が、５０℃未満である温度間隔Ｔ_Ｓの先の２相多元構造γ＋αから、短期間だけ生成され、前記の構造は、次に温度が更に低下すると、直ちに２相多元構造γ＋αに再び変化する。

鋼Ｓ１及びＳ２を、それぞれスラブに鋳造し、次に１３００℃未満であるが、２相多元領域（γ＋α）への移行を示す移行限界温度より高い温度に、再加熱した。この再加熱の温度において、それぞれのスラブは純粋なフェライト構造を有していた。

次に、各スラブを予備圧延し、テスト１〜４の４つの異なる過程において、熱間圧延の初期温度で、７つの圧延スタンドを含む熱間圧延スタンド群に通過させ、そのスタンド群において、各熱ストリップに最終圧延された。

テスト１において、熱間圧延スタンド群への挿入時に、鋼Ｓ１から鋳造された４つのスラブＢ１．１、スラブＢ２．１、スラブＢ３．１、スラブＢ４．１の熱間圧延の初期温度が非常に高かったために、前記鋼は、オーステナイトとフェライトとから形成される２相多元構造を有していた。従って、熱間圧延のスタンド群において、スラブＢ１．１〜スラブＢ４．１は、２相多元領域中に最初に圧延された。２相多元領域での圧延の間に達成される再成形の程度は、４０％であり、フェライト領域での再成形の程度は、６６％であった。

２相多元領域における圧延に続いて、フェライト構造での処理鋼の圧延を行った。フェライト領域における前記の圧延の過程で、再成形の程度６６％が得られた。スラブＢ１．１〜スラブＢ４．１から最終熱間圧延された熱ストリップは、熱間圧延最終温度ＥＴで熱間圧延スタンド群を離れ、巻き取り温度ＨＴで巻き取られた。

表２は、スラブＢ１．１〜スラブＢ４．１及びそれらから製造された熱ストリップに関し、熱間圧延の最終温度ＥＴ（℃）、コイラー温度ＨＴ（℃）、コイラーの保持時間ｔＨ（分）並びに磁気的性質であるＰ_１．５（Ｗ/ｋｇ）、Ｊ_２５００及びＪ_５０００（Ｔ）をそれぞれ示している。同様に、表２は、スラブＢ１．１〜スラブＢ４．１に関し、多元領域における圧延中に達成された再成形の程度Ｕｇγ/α及びフェライト領域における圧延中に達成された再成形度Ｕｇαも示している。

［テスト１］

テスト２において、熱間圧延の初期温度が低すぎたため、鋼Ｓ１から再び鋳造された５つのスラブＢ１．２〜スラブＢ５．２は、スラブの構造が冷却処理の過程で２相多元領域（γ＋α）を通過した後、純粋なフェライト構造を再び有していた。熱間圧延スタンド群における熱間圧延は、従って、フェライト中において限定的に実施した。８０％の再成形の合計度Ｕｇαが達成され、ストリップの表面は２度目又は３度目のパス中に潤滑された。

表３は、スラブＢ１．２〜スラブＢ５．２及びそれらから製造された熱ストリップに関して、熱間圧延の最終温度ＥＴ（℃）、コイラー温度ＨＴ（℃）、コイラーの保持時間ｔＨ（分）並びに磁気的性質であるＰ_１．５（Ｗ/ｋｇ）、Ｊ_２５００及びＪ_５０００（Ｔ）を示している。

［テスト２］

テスト１と同様に、テスト３における熱間圧延の初期温度が非常に高いため、熱間圧延スタンド群への挿入時に、鋼Ｓ２から鋳造されたスラブＢ１．３、スラブＢ２．３、スラブＢ３．３、スラブＢ４．３は、オーステナイト及びフェライトから形成される２相多元構造を有していた。熱間圧延のスタンド群において、スラブＢ１．３〜スラブＢ４．３は、従って、２相多元領域において最初に圧延された。この圧延において、再成形度Ｕｇγ/α７０％が達成された。２相多元領域での圧延に続いて、フェライト構造における処理鋼の圧延を行った。このフェライト圧延の過程において、再成形度Ｕｇα３３％が達成された。

表４は、スラブＢ１．３〜スラブＢ４．３及びそれらから製造された熱ストリップに関して、熱間圧延の最終温度ＥＴ（℃）、コイラー温度ＨＴ（℃）、コイラーの保持時間ｔＨ（分）並びに磁気的性質であるＰ_１．５（Ｗ/ｋｇ）、Ｊ_２５００及びＪ_５０００（Ｔ）を示している。

［テスト３］

テスト４において、熱間圧延の初期温度は、熱間圧延スタンド群への挿入時に、鋼２から鋳造された３つのスラブＢ１．４、スラブＢ２．４及びスラブＢ３．４は、オーステナイトとフェライトとから形成される２相多元構造を有するように選択した。従って、熱間圧延のスタンド群において、スラブＢ１．４〜スラブＢ３．４は、同様に、２相多元領域において最初に圧延された。しかしながら、テスト３とは対照的に、比較的低い再成形度Ｕｇγ/α４０％が維持された。

２相多元領域での圧延に続いて、フェライト構造で処理鋼の圧延を行った。フェライト圧延の過程において、再成形度Ｕｇα６６％が達成された。２度目及び３度目のパスは、ストリップの表面の潤滑を伴って実施した。最終熱間圧延された熱ストリップは、熱間圧延の最終温度ＥＴで熱間圧延スタンド群を離れ、そして巻き取り温度ＨＴで巻き取られた。

表５は、スラブＢ１．４〜スラブＢ３．４及びそれらから製造された熱ストリップに関して、熱間圧延の最終温度ＥＴ（℃）、コイラー温度ＨＴ（℃）、コイラーの保持時間ｔＨ（分）並びに磁気的性質であるＰ_１．５（Ｗ/ｋｇ）、Ｊ_２５００及びＪ_５０００（Ｔ）を示している。

［テスト４］

表６は、比較の目的で、従来の方法で製造された２つの電磁鋼板の磁気的性質Ｐ_１．５（Ｗ/ｋｇ）並びにＪ_２５００及びＪ_５０００（Ｔ）を示しており、これらの電磁鋼板は本出願人から商品名Ｍ８００−５０Ａ及び５３０−５０ＡＰとして供給されており、その合金のＳｉ含有量は１．３重量％であり、従ってその製造過程において、明確なオーステナイト構造を有している。電磁鋼板Ｍ８００−５０Ａは、工程中において、標準的な製造を施されたものであるのに対し、電磁鋼板５３０−５０ＡＰは、標準的な製造作業処置に加え、熱ストリップのベルタイプ焼鈍を適用したものである。

［比較例］

表７は、同様に比較の目的で、ＤＥ１９９３０５１９Ａ１に記載の方法によって製造された電磁鋼板Ｖ．１の磁気的性質Ｐ_１．５（Ｗ/ｋｇ）並びにＪ_２５００及びＪ_５０００（Ｔ）を示したものである。この方法の特性は、熱間圧延を２相多元領域において少なくとも部分的に実施する事実、及び工程中において、全体的な成形量ε_ｈが少なくとも３５％達成される点にある。

表７は、ＤＥ１９９３０５１８Ａ１に記載の方法によって製造された電磁鋼板Ｖ．２の磁気的性質Ｐ_１．５（Ｗ/ｋｇ）並びにＪ_２５００及びＪ_５０００（Ｔ）を示したものである。この方法の特性は、熱間圧延の間に、少なくとも最初の再成形パスをオーステナイト領域で圧延し、そして１回以上の再成形を、フェライト領域において少なくとも４５％の全体的な成形量ε_ｈを伴って、実施するという事実にある。

［比較例］

以上の比較から、従来の方法により製造された電磁鋼板Ｍ８００−５０Ａ又は５３０−５０ＡＰあるいは比較用鋼Ｖ１．１及びＶ１．２のいずれも、本発明による生成物が有するか、あるいは本発明の手順によって意図的に達成することができる磁気的な各値を達成しないことが分かった。これは、従来の製造方法を越える熱間圧延間に測定を行った場合でもあてはまる。

２成分ＦｅＳｉ合金の相を表すグラフである。

Claims (19)

1. 鉄に加え、通常の不可避の含有量の不純物並びに場合により存在する含有量のＭｏ、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｚｎ、Ｗ及び/又はV、（重量％で表示）
   Ｃ：＜０．００５％、
   Ｍｎ：≦１．０％、
   Ｐ：＜０．８％、
   Ａｌ：＜１％、及び
   Ｓｉを
   １．４％＜％Ｓｉ＋２％Ａｌ＜２．５％
   （式中、％Ｓｉは、Ｓｉ含有量であり、そして％Ａｌは、Ａｌ含有量である）の条件で含む鋼から製造され、呼称厚さが０．７５ｍｍ以下である無方向性電磁鋼ストリップ又は電磁鋼板であって、
   こうして構成される鋼が、最大初期温度１，３００℃から開始される冷却の間に、純粋なオーステナイト構造（γ相）の実質的に完全な排除を伴う温度範囲〔この範囲において、前記鋼は、オーステナイト/フェライト２相の多元構造（α、γ多元相）を含む〕を通過し、そして、
   前記電磁鋼板は、熱間圧延、熱間圧延後に得られる熱ストリップのエッチング、冷間圧延及び焼鈍後に、磁界強度２，５００A/mにおいてストリップ又は板の縦方向で測定される磁気偏極Ｊ_２５００が１．７４Ｔ以上であり、そしてＪが１．５Ｔ及び周波数ｆが５０Ｈｚにおいてストリップ又は板の縦方向で測定される磁気損失のＰ_１．５（５０）値が４．５Ｗ/ｋｇ未満である、
   前記電磁鋼ストリップ又は電磁鋼板。
2. 前記鋼の熱間圧延中に、限定的なオーステナイト構造（γ相）が生じる温度範囲が、５０℃未満の温度間隔に限定されることを特徴とする、請求項１に記載の無方向性電磁鋼ストリップ又は電磁鋼板。
3. 縦方向で測定される磁気偏極Ｊ_２５００が、１．７Ｔ以上であることを特徴とする、請求項1又は２に記載の無方向性電磁鋼ストリップ又は電磁鋼板。
4. 請求項１〜３のいずれか一項に記載の無方向性電磁鋼ストリップ又は電磁鋼板の製法であって、以下の工程、すなわち：
   ・鉄に加え、不可避の不純物並びに場合により存在する含有量のＭｏ、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｚｎ、Ｗ及び/又はV（重量％で表示）
   Ｃ：＜０．００５％、
   Ｍｎ：≦１．０％、
   Ｐ：＜０．８％、
   Ａｌ：＜１％、及び
   Ｓｉを
   １．４％＜％Ｓｉ＋２％Ａｌ＜２．５％
   （式中％、Ｓｉは、Ｓｉ含有であり、そして％Ａｌは、Ａｌ含有である）の条件で含む鋼を鋳造して、加工材料、例えばスラブ、薄スラブ、又は鋳造ストリップを形成し、
   ・１３００℃以下から開始され、純粋なオーステナイト構造（γ相）の実質的に完全な排除を伴い、処理された鋼がオーステナイト/フェライト２相多元構造（α、γ多元相）を有する温度範囲を通過する方法で調節される熱間圧延温度における熱間圧延方法において、前記加工材料を処理して熱ストリップを形成し、
   ・こうして、前記電磁鋼ストリップ又は電磁鋼板が、前記熱間圧延後に得られる熱ストリップのエッチング、冷間圧延及び焼鈍を含む表面処理処理後に、磁界強度２，５００A/mにおいてストリップ又は板の縦方向で測定される磁気偏極Ｊ_２５００が１．７４Ｔ以上であり、そしてＪが１．５Ｔ及び周波数ｆが５０Ｈｚにおいてストリップの縦方向に測定される磁気損失のＰ_１．５（５０）値が４．５Ｗ/ｋｇ未満である、
   工程を含む、前記の方法。
5. 前記の処理された鋼が純粋なオーステナイト構造（γ相）を有する温度範囲の間隔が、５０℃未満であること、及び前記の熱間圧延工程の間の温度が、前記の温度間隔を回避しながら制御されることを特徴とする、請求項４に記載の方法。
6. 前記加工材料の前記温度が、熱間圧延工程の開始前に、１，１５０℃に到達することを特徴とする、請求項４又は５に記載の方法。
7. 前記熱間圧延工程の間に到達する最終圧延温度が、８００℃より高いことを特徴とする、請求項６に記載の方法。
8. 前記の熱間圧延工程後に熱ストリップを巻き取る巻き取り温度が、６５０℃より低いことを特徴とする、請求項４〜７のいずれか一項に記載の方法。
9. 前記熱間圧延工程が、複数の圧延スタンドを含む熱間圧延スタンド群において行われる最終圧延を含むことを特徴とする、請求項４〜８のいずれか一項に記載の方法。
10. 最終圧延の過程に達成される前記再成形の程度が、７５％を越えることを特徴とする、請求項１１に記載の方法。
11. ２相多元領域において、最終圧延の過程に達成される再成形の程度が、４５％未満であることを特徴とする、請求項１０に記載の方法。
12. ２相多元領域において、最終圧延の過程に達成される再成形の程度が、少なくとも３５％であることを特徴とする、請求項１０に記載の方法。
13. 最終圧延が、それぞれに処理された鋼がフェライト構造を限定的に有する温度で、限定的に行われること特徴とする、請求項９に記載の方法。
14. 処理された鋼のフェライト構造において実施される前記熱間圧延パスが、潤滑を伴って実施されることを特徴とする、請求項９、１２、又は１３に記載の方法。
15. 前記熱ストリップが、エッチング前に、表面処理の過程中に、機械的にデスケールされることを特徴とする、請求項４〜１４のいずれか一項に記載の方法。
16. 冷間圧延後に得られる前記冷ストリップが、コンベイヤー加熱炉で焼鈍の対象となることを特徴とする、請求項４〜１５のいずれか一項に記載の方法。
17. 焼鈍が、非脱カーボン雰囲気中において行われることを特徴とする、請求項１６に記載の方法。
18. 冷間圧延後に得られる前記冷ストリップが、ベルタイプ焼鈍炉で焼鈍の対象となることを特徴とする、請求項４〜１５のいずれか一項に記載の方法。
19. 前記の焼鈍ストリップを、再成形の程度１２％未満で再成形し、そして続いて７００℃より高い温度でのリファレンス焼鈍の対象とし、そして最終焼鈍電磁鋼ストリップを得ることを特徴とする、請求項１６又は１８に記載の方法。

Images