JP2014524978A - 電気工学用途を意図した方向性電気鋼板製品の製造方法 - Google Patents

電気工学用途を意図した方向性電気鋼板製品の製造方法 Download PDF

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Abstract

本発明は、電気工学用途を意図した方向性鋼板製品の製造方法であって、溶融物を鋳造してストランドにし、この鋳造ストランドから薄スラブを分離し、薄スラブを加熱し、熱間圧延してホットストリップにし、ホットストリップを冷却し、巻き取り、冷間圧延してコールドストリップにし、コールドストリップを脱炭及び窒化焼鈍処理に供し、コールドストリップの表面上に焼鈍セパレータを塗布し、コールドストリップを最後に焼鈍してゴステクスチャーを形成する方法に関する。製造工程「脱炭及び窒化焼鈍」を２段階で行ない、焼鈍プロセスの第１段階は第１の時間間隔に及び、開始温度から始めて第１の目標焼鈍温度までコールドストリップを加熱する工程及びそれをこの目標焼鈍温度で保持する工程を含み、焼鈍プロセスの第２段階は第２の時間間隔に及び、この時間間隔内でコールドストリップを第２の目標焼鈍温度に加熱し、引き続きこの目標焼鈍温度で保持する。第１の目標焼鈍温度は第２の目標焼鈍温度より１０〜５０℃低く、第１の時間間隔の持続時間は、第１及び第２の時間間隔を含む焼鈍処理の全持続時間の３０〜７０％である。
【選択図】なし

Description

本発明は、電気工学用途を意図した方向性電気鋼板製品の製造方法に関する。このような電気鋼板製品は、実際には、方向性「電気シート」又は方向性「電気ストリップ」とも呼ばれる。
方向性電気鋼板製品は、特殊な磁気特性を有し、精巧な製造プロセスによって製造される。電気鋼板製品用の基材はケイ素鋼シートである。この材料の冶金学的特性、圧延プロセスの変形度及び熱処理工程のパラメータは、目標とする再結晶プロセスが起こるようにコーディネートされる。これらの再結晶プロセスは、該材料に典型的な「ゴステクスチャー（goss-texture, Goss-Textur（英訳、独訳））」をもたらし、この組織では、最も容易な磁化率（magnetisability, Magnetisierbarkeit（英訳、独訳））の方向は完成ストリップの圧延方向である。
結晶粒が明確なアライメントを持たない電気鋼板製品は、本明細書で問題になっている種類の方向性電気ストリップ又はシートとは区別されるべきである。このような非方向性電気ストリップ又はシートでは、磁束がいずれの特定の方向にも固定されないので、全ての方向に同一の磁気特性が生じる（等方性磁化）。
対照的に、本明細書で問題になっている種類の方向性電気ストリップ又はシートは、強い異方性の磁気挙動を有する。これは微細構造の結晶粒（結晶子）の均一な方位に起因し得る。この結晶学的集合組織は、製造プロセスにおいて対応手段によってもたらされる有効な結晶粒成長の選択を利用して達成される。この目的は、製造プロセスの最後に行なわれる最終焼鈍後に、結晶粒が低い方位差を有し、ひいてはほとんど理想的な集合組織を有する電気鋼板製品を得ることである。
方向性電気ストリップは、例えば、変圧器を構築するときのように、磁気特性について特に高い要件が課される用途に特に適している。
高グレードの方向性電気シートを製造するためにかなり多数の方法が知られている。
特許文献１に記載されているいわゆる「低温加熱法」によれば、最適な特性分布を有する高透過性の方向性電気シートを製造することができる。この方法は、１２５０℃未満のスラブ加熱温度を特徴とする。この比較的低い温度のため、製造プロセスの最後に行なわれる高温焼鈍工程中に完全に溶液になる窒化アルミニウムは一部だけが溶解して再析出する。結果として、低温加熱プロセスにより製造される電気ストリップは、高温スラブ加熱を経る通常のプロセスによって製造される材料より弱い固有抑制を有する。
粒子抑制の目的は、脱炭焼鈍中及びその後にコールドストリップの一次微細構造における結晶粒成長を抑えることである。ゴス方位［００１］（１１０）を有する高い集合組織の鋭さを可能にするためには、９５０〜１１００℃の温度範囲で制御される異常な結晶粒成長が、１２００℃までの温度でコールドストリップを焼鈍する最後の粗結晶粒焼鈍中にのみ起こるべきである。
脱炭焼鈍後に、推進力と復原力の間の理想的な平衡状態が整えられるはずであり、その結果、高い集合組織の鋭さを有する最適の異常な結晶粒成長が始まる。粗結晶粒焼鈍中の結晶粒成長の推進力は、微細構造内に貯えられている粒界エネルギーである。これは、基本的に一次再結晶後の結晶粒径によって決まる。
低温加熱法による弱い固有抑制のため、脱炭焼鈍処理後に平均一次結晶粒径は、通常の方法によるより大きく、かつ冷間プロセスを通じて、より大きな変動を受ける。従って、異常な結晶粒成長の推進力は一般的に低い。他方で、異常な結晶粒成長に対抗する復原力は、コールドストリップに析出される非磁性析出物（インヒビター）によって決まる。従って、多くの微細に分布する粒子が存在することが必須である。しかしながら、低温加熱法の場合、関連粒子は、ホットストリップにではなく、種々の窒化プロセスの過程で脱炭焼鈍の前後若しくは脱炭焼鈍中又は最終焼鈍の加熱期中に生成される。
特許文献２及び特許文献３に記載されているプロセスの過程では、冷間プロセス中に、より高い温度でさえ一次結晶粒成長が抑制されるように、熱間圧延プロセスを通して抑制強度Ｉｚが窒化物及び硫化物によって整えられる。スラブは、熱間圧延前に１１００℃〜１３２０℃の温度に加熱される。脱炭焼鈍処理と同時にアンモニア含有雰囲気内で８５０℃〜１０５０℃の温度にて行なわれる窒化処理は窒化アルミニウムの直接形成を可能にする。方向性電気ストリップ製造の通常の生成経路に比べて、その後の粗結晶粒焼鈍を修正する必要がない。
対照的に、特許文献４に記載されている方法の場合、窒化は、一次再結晶後であるが、異常な結晶粒成長が始まる前に行なわれる。ここで、窒化は窒化可能性を有する雰囲気を利用するか又は窒素供与性接着保護添加剤を用いて達成可能である。
窒化温度が８５０℃未満であるアンモニア含有雰囲気を用いる方法の場合、ケイ素−マンガン窒化物は、窒化後に表面近傍に存在する（非特許文献１、Ｐ１４３〜１５４）。それらの低い熱力学的安定性のため、粗結晶粒焼鈍の加熱期中にそれらは溶解する。そして、窒素は鋼マトリックス中に拡散し、そこに存在するフリーのアルミニウムと再結合して窒化アルミニウムを形成する（非特許文献１、Ｐ５９３〜５９８）。このようにして形成された窒化アルミニウムは、その後すぐに二次結晶粒成長に有効なインヒビターになる。この抑制は、方向性電気シートを製造するために用いられる通常のプロセスに比べて弱いが、完成ストリップにおいて、より高い温度で、より大きい二次結晶粒径を有する完全な二次再結晶を可能にする（非特許文献２）。
しかしながら、この手順の欠点は、粗結晶粒焼鈍プロセスの時間−温度サイクルの修正が必要なことである。ケイ素−マンガン窒化物の溶解及び窒素の拡散によるＡｌＮの新たな形成は７００〜８００℃の温度で起こる。この重要なプロセス工程を完全に促進するためには、以前に説明した方法を行なうとき、粗結晶粒焼鈍の加熱期中に少なくとも４時間の等温保持段階が必要である。これは、プロセスの総持続時間をかなり長くするのみならず、製造コストを増大することにもなる。
以前に説明した従来技術に加えて、薄スラブ連続鋳造に基づいた高グレードの方向性電気ストリップの製造方法が特許文献５から知られている。この方法では、最適化された磁気特性を有する電気シートが通常の集合体を用いて得られるように製造工程がコーディネートされる。この過程では、熱間圧延の前及び熱間圧延中に、できる限り窒化物析出物の形成を防止し、その結果、ホットストリップの冷却中に制御様式で該析出物を生成する可能性をかなりの程度まで活用できるようにするのが目的である。このために具体的には、最初に、鉄及び不可避不純物に加えて、（体積％で）Ｓｉ：２．５〜４．０％、Ｃ：０．０２〜０．１０％、Ａｌ：０．０１〜０．０６５％、Ｎ：０．００３〜０．０１５％、任意に０．３０％までのＭｎ、０．０５％までのＴｉ、０．３％までのＰ、群Ｓ、Ｓｅからの１種以上の元素であって、その含量は合計で最大０．０４％、群Ａｓ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｔｅ、Ｂｉからの１種以上の元素であって、その含量はいずれの場合も０．２％まで、群Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｍｏからの１種以上の元素であって、その含量はいずれの場合も０．５％まで、及び群Ｂ、Ｖ、Ｎｂからの１種以上の元素であって、その含量はいずれの場合も０．０１２％まで、を含有する鋼を融かす。このように構成された溶融物を次に二次冶金工程で真空システム又は取鍋炉内にて処理し、引き続き連続鋳造してストランドにする。このようにして得られたストランドから薄スラブを分離し、引き続きインラインに位置する炉内で１０５０℃〜１３００℃の温度に加熱する。炉内の滞在時間は最大６０分である。薄スラブを加熱した後、インラインに位置する複数スタンドの熱間圧延列内で薄スラブを熱間圧延して、０．５〜４．０ｍｍの厚さを有するホットストリップにする。熱間圧延中、第１成形パスは、９００〜１２００℃の温度で４０％を超える変形度で行なわれる。さらに、９００〜１２００℃での圧延後に少なくとも２つの成形パスが熱間圧延中に２相混合領域（α−у）内で圧延される。最終的に、最後の熱間圧延成形パスでは、パス圧下量（pass reduction, Stichabnahme（英訳、独訳））は最大３０％である。熱間圧延後、このようにして得られたホットストリップを冷却し、コイル状に巻き取る。任意に、巻取り後又は冷間圧延前にホットストリップを引き続き焼鈍することができる。その後、ホットストリップを冷間圧延して０．１５ｍｍ〜０．５０ｍｍの最終厚さを有するコールドストリップにする。得られたコールドストリップを次に再結晶及び脱炭焼鈍に供する。脱炭焼鈍に加えて、ストリップをＮＨ３含有雰囲気内で８５０℃以上の温度にて窒化することもできる。焼鈍処理を受けたコールドストリップの表面上に焼鈍セパレータを引き続き塗布し、このようにして被覆されたコールドストリップは再結晶最終焼鈍処理を受けてゴステクスチャーを形成する。同様に任意に、最終焼鈍されたコールドストリップに引き続き電気絶縁を与え、最後に応力緩和することもできる。
特許文献６では、平均結晶粒径及びその分散の重要性が示されている。従って最適な平均結晶粒径に加えて、シートにおける平均結晶粒径からの偏差がわずかであることが特に重要である。これは、より低い抑制のため結晶粒成長プロセスがより非制御様式で起こるという事実に起因する（非特許文献１、Ｐ６２３〜６２８）。結果的に、望ましくない加工条件下ではゴス方位を持たない結晶粒が成長し得るが、高温では、成長することができず、微細な結晶粒形成に寄与しない。
最後に、特許文献７では、脱炭焼鈍に適格な雰囲気が詳述されている。この文脈では、適切な酸化物層を整えるために、脱炭焼鈍及び窒化焼鈍の開始時に部分圧力ｐＨ２Ｏ／ｐＨ２を下げなければならないと指摘している。このプロセスの成果は、粗結晶粒焼鈍中に満足のいくガラス膜が形成されることである。
欧州特許第０９１０６７６（Ｂ１）号明細書 欧州特許第０９５０１１９（Ｂ１）号明細書 欧州特許第０９５０１２０（Ｂ１）号明細書 欧州特許第０２１９６１１（Ｂ１）号明細書 欧州特許出願公開第１７５２５４９（Ａ１）号明細書 欧州特許第０３７８１３１（Ｂ１）号明細書 欧州特許第０３９２５３４（Ｂ１）号明細書
Ｍａｔｅｒｉａｌｓ Ｓｃｉｅｎｃｅ Ｆｏｒｕｍ ２０４−２０６（１９９６）Ｐ１４３〜１５４、Ｐ５９３〜５９８ ＴＭＳ Ｐｒｏｃｅｅｄｉｎｇｓ ３（２００８）、Ｐ４９〜５４
上記説明した従来技術の背景に対して、本発明の目的は、結晶粒径の最適な均一分布を有する方向性電気鋼板製品を単純なやり方で製造できる方法を特定することであった。
請求項１に特定する手段を含む方法により本発明に従ってこの目的を達成した。
本発明の有利な実施形態を従属請求項に特定してあり、それらについて本発明の一般概念とともに以下に詳細に説明する。
上記説明した従来技術に一致して、電気工学用途を意図した方向性電気鋼板製品を製造するための本発明の方法は、下記製造工程：
ａ）鉄及び不可避不純物に加えて、（重量％で）Ｓｉ：２．５〜４．０％、Ｃ：０．０２〜０．１％、Ａｌ：０．０１〜０．０６５％、Ｎ：０．００３〜０．０１５％並びにいずれの場合も任意に０．３０％までのＭｎ、０．０５％までのＴｉ、０．３％までのＰ、群Ｓ、Ｓｅからの１種以上の元素であって、その含量は合計で最大０．０４％、群Ａｓ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｔｅ、Ｂｉからの１種以上の元素であって、その含量はいずれの場合も０．２％まで、群Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｍｏからの１種以上の元素であって、その含量はいずれの場合も０．５％まで、群Ｂ、Ｖ、Ｎｂからの１種以上の元素であって、その含量はいずれの場合も０．０１２％までを含有する鋼溶融物を製造する工程、
ｂ）この溶融物を連続鋳造機で鋳造してストランドにする工程、
ｃ）この鋳造ストランドから少なくとも１つの薄スラブを分離する工程、
ｄ）この薄スラブを１０５０℃〜１３００℃の温度に加熱する工程、
ｅ）この薄スラブを熱間圧延列内で熱間圧延して０．５〜４．０ｍｍの厚さを有するホットストリップにする工程、
ｆ）このホットストリップを冷却する工程、
ｇ）このホットストリップをコイル状に巻き取る工程、
ｈ）このホットストリップを冷間圧延して０．１５〜０．５０ｍｍの最終厚さを有するコールドストリップにする工程、
ｉ）得られたコールドストリップを脱炭及び窒化焼鈍する工程、
ｊ）この焼鈍されたコールドストリップの表面上に焼鈍セパレータを塗布する工程
及び
ｋ）焼鈍セパレータを備えたコールドストリップを最終焼鈍してゴステクスチャーを形成する工程
を含む。
当然に、方向性電気ストリップ又はシートの通常の製造で一般的に必要なさらなる製造工程を電気鋼板製品の製造中に行なうことができる。これには、例えば、製造工程ｇ）とｈ）の間に行なわれる単段階又は多段階ホットストリップ焼鈍処理、コールドストリップの熱平坦化及び絶縁層の塗布があり、従来技術から知られているパラメータを使用かつ考慮して本発明の方法の枠組み内でこれらの工程を行なうことができる。
本発明にとって、製造工程ｉ）「得られたコールドストリップの脱炭及び窒化焼鈍」の過程でコールドストリップが少なくとも２段階で脱炭及び窒化焼鈍を受けることが必須である。
本発明によれば、この焼鈍プロセスの第１段階は、開始温度から始まって第１の目標焼鈍温度までコールドストリップを加熱する工程及び引き続きコールドストリップをこの目標焼鈍温度で保持する工程を含む第１の時間間隔に及ぶ。
本発明によれば、焼鈍プロセスの第２段階は、同様の様式で第２の時間間隔に及び、この時間間隔内でコールドストリップが最初に第２の目標焼鈍温度に加熱され、引き続きこの目標焼鈍温度で保持される。
本発明によれば、第１の目標焼鈍温度は第２の目標焼鈍温度より１０〜５０℃低い。同時に、本発明によれば、第１の時間間隔の持続時間は、第１の時間間隔と第２の時間間隔とを含む焼鈍処理の全持続時間の３０〜７０％である。
本発明は、製造工程ｉ）中に少なくとも２段階で行なわれる「段階的焼鈍プロセス」によって、一方で、結晶粒が最適の平均粒径を有し、他方で、個々の結晶粒の粒径の平均粒径からの偏差がわずかであるコールドストリップを製造できるという知見に由来する。
実際には、これは、冷間圧延後に得られたコールドストリップを、連続焼鈍炉を通る連続パスでの脱炭及び窒化焼鈍のために搬送することによって達成され、この連続焼鈍炉は少なくとも２つのゾーンに分割され、本発明によれば、コールドストリップが最初に通過する炉の前部ゾーンでは、コールドストリップが引き続き通過する炉の第２ゾーンの目標焼鈍温度より１０〜５０℃低い目標焼鈍温度が設定され、第１焼鈍段階が行なわれる時間間隔の持続時間は、脱炭及び窒化焼鈍の全持続時間の３０〜７０％である。ゴステクスチャー形成に望ましくない方位の過剰な結晶粒成長は、脱炭及び窒化焼鈍の第１段階と第２段階の間の本発明により予め定義された温度差並びにこの焼鈍プロセスのこれら２段階のために本発明により与えられた時間を利用して抑制される。このようにして、後部炉ゾーン内でより高い焼鈍温度で行なわれる焼鈍によって整えられる同一の平均結晶粒径を有する、焼鈍後に得られたコールドストリップの微細構造は、有意に少ない変動を有するので、より高い温度で行なわれる最終焼鈍中に均質な二次結晶粒成長を可能にする。
このようにして、本発明の方法は、冷間圧延プロセスの過程で生じた結晶粒径の変動を最小限にすることに成功する。従って、全体的に見て、先行する冷間プロセスからの結果は結晶粒径分布の変動に関して安定化される。このように、本発明に従って冷間圧延の後に少なくとも２段階で行なわれる焼鈍処理後に、本発明により製造された電気鋼板製品は、結晶学的集合組織を有し、それによって最終高温焼鈍中に均質な二次結晶粒成長が最適に確保される。
このように本発明は低温加熱プロセスから知られている手順を、連続製造シーケンスを特徴とする既知の鋳造−圧延プロセスに従って行なわれる最近の薄スラブ製造と組み合わせる。結果として、本発明の手順によれば、方向性電気シート又はストリップの典型的用途に関して最適の磁気特性を有する電気鋼板製品を得ることができる。
本発明に従って少なくとも２段階で行なわれる窒化及び脱炭焼鈍（製造工程ｉ））に本明細書で言及するとき、これは、この焼鈍プロセスの両段階で、必ずしも常に窒化と脱炭が同時に起こらなければならないことを意味しない。
その代わりに、本発明に従って行なわれるこの焼鈍プロセスの第１段階を純粋な加熱段階として行ない、第２段階で脱炭及び窒化を行なうこともできる。同様に脱炭を両焼鈍段階にわたって行ない、さらなる焼鈍工程で引き続き残余の脱炭及び窒化を行なうことができる。或いは、本発明に従って行なわれる焼鈍プロセスの少なくとも２段階にわたって脱炭及び窒化を連続的に割り当てて行なうことができる。最後に、本発明に従って焼鈍段階の少なくとも１段階を脱炭又は窒化なしで行なって完了させ、本発明の焼鈍プロセスの２段階後の焼鈍工程でのみ脱炭及び窒化を完了することもできる。
従って、本発明の枠組み内では、製造工程ｉ）１．ｉにおいて、焼鈍プロセスの第１及び第２段階を実際には相次いで完了し、引き続きさらなる焼鈍工程を行なうことができ、この工程でコールドストリップが脱炭及び窒化焼鈍を受ける。製造工程ｉ）における焼鈍プロセスの第１及び第２段階を、本発明に従ってこれらの焼鈍段階を温度レベルの位置及び焼鈍段階の全体的時間との関連で第１焼鈍段階のタイムスライスについて考慮して行なうことができる。その後に、さらなる焼鈍工程を行ない、この工程で従来法により脱炭及び窒化を行なう。従って、全体的に、本発明のこの変形の場合、製造工程ｉ）の過程で少なくとも３つのサブ焼鈍工程が連続的に完了する。この本発明の仕様は、最初の２つの焼鈍段階と、従来法で完了できる窒化を含む第３工程とを適用する。
実用試験は、第１段階の目標焼鈍温度が第２焼鈍段階の目標焼鈍温度より１０〜３０℃低い場合に本発明に従って製造された電気鋼板製品の最適な特性が生じることを示した。
同様に、第１の時間間隔の持続時間を焼鈍処理の全持続時間の３０〜６０％に制限する場合に、少なくとも２段階で本発明に従って行なわれる焼鈍工程の結果に好ましい効果がもたらされる。
できるだけ速く第１焼鈍段階の目標温度にコールドストリップを加熱すべきである。脱炭焼鈍及び窒化焼鈍の加熱期中に、冷間成形ストリップは最初に回復を経験する。次に、一次再結晶が始まる。より高い温度及びより長い焼鈍時間では、結晶粒成長プロセスも起こる。再結晶のためにできるだけ多くのエネルギーを貯蔵するためには、回復の温度範囲を迅速に通過すべきである。このために、本発明の１つの有利な実施形態は、コールドストリップが第１焼鈍段階で開始温度から第１目標焼鈍温度に加熱される加熱速度に関して、２５〜５００℃／秒という規定を設ける。従来の加熱の場合、加熱速度は典型的に３０〜７０℃／秒である。しかしながら、特に良い一次再結晶、その結果として最適の製造結果を視野に入れて、２００〜５００℃／秒の特に速い加熱速度を設定すると有利なこともある。実際には、このような速い加熱速度は、特に連続パスで行なわれる製造の場合に、それぞれの連続炉への入口で起こる、コールドストリップがストリップに誘導される電磁場の作用によって加熱される誘導急速加熱によって達成可能である。
以下、典型的実施形態を利用して本発明をさらに詳細に説明する。
従来の焼鈍電気鋼ストリップ（曲線Ａ）及び本発明の電気鋼ストリップ（曲線Ｂ）について焼鈍時間ｔにわたる温度経過Ｔの概略図を示す。 焼鈍プロセスの全持続時間ｔ２に対して本発明の焼鈍プロセスの第１焼鈍段階に与えられた、時間間隔ｔ１の持続時間の比ｔ１／ｔ２を用いてプロットした２つの異なる構成の電気鋼シートＳ１、Ｓ２について８００Ａ／ｍにおけるテスラでの分極を示す。
取鍋炉及び真空システム内で行なった二次冶金処理後に、表１に特定した組成を有する４つの鋼溶融物Ｓ１〜Ｓ４を６３ｍｍ厚さのストランドに連続鋳造した。
このストランドから薄スラブをも従来の方法で分離した。同等化炉内１１６５℃での同等化焼鈍後に、これらの薄スラブを脱スケールし、最終列で２．３４ｍｍの最終厚さまで熱間圧延し、コイル状に巻き取った。
＜実施例１＞
前述した方法で製造したホットストリップを２段階ホットストリップ焼鈍プロセスに供した。このホットストリップ焼鈍プロセスの第１段階の焼鈍温度は１０９０℃であり、第２段階の焼鈍温度は８５０℃であった。２段階ホットストリップ焼鈍プロセスの代わりに、一貫して均一な焼鈍温度で単段階ホットストリップ焼鈍プロセスを行なった。
ホットストリップ焼鈍後に、焼鈍ホットストリップを単段階で８７％の変形度にて０．２８５ｍｍの最終厚さまで冷間圧延した。このようにして得られたコールドストリップからシートサンプルを分離した。
これらのシートサンプルの比較群Ａを連続焼鈍炉内で連続パスにて焼鈍した。最初に通過する第１炉セクションでは、まず最初に水素／窒素混合物（ｐＨ２Ｏ／ｐＨ２＝０．５０）から成る湿潤雰囲気下で８６０℃の温度にて１５０秒間続く焼鈍工程を行なった。次に、残余の脱炭及び窒化を引き起こすため、第１炉セクション後に通過する第２炉セクションでアンモニア／水素／窒素混合物から成る湿潤雰囲気下で３０秒間続く第２焼鈍工程を行なった。この焼鈍温度は一貫して９１０℃であった。従って、既に上述した実際に重要な本発明の実施形態に対応して、ここでは本発明の方法の製造工程ｉ）の焼鈍プロセスは、２つの焼鈍工程に細分されて起こり、本発明により特定された細分後に、その第１焼鈍工程はこの場合もやはり２つの焼鈍段階で行なわれ、その後に、通常の脱炭及び窒化焼鈍が第２の焼鈍工程として完了した。従って、全体的に見て、製造工程ｉ）は、ここでは３つの連続部分で完了した。
対応する製造シーケンスにおいて、シートサンプルの第２群Ｂをまず最初に本発明の２つの連続焼鈍段階の第１焼鈍工程の過程で焼鈍し、シートサンプルのこの第２群Ｂの残余の脱炭及び窒化を第２焼鈍工程で引き続き行なった。本発明の２段階焼鈍プロセスの５つの変形Ｂ．ａ）〜Ｂ．ｅ）を試験した。第１持続時間ｔ１にわたって起こる第１焼鈍段階では、いずれの場合も目標焼鈍温度Ｔ１を設定し、第２焼鈍段階ではいずれの場合も目標焼鈍温度Ｔ２を設定した。２つの連続的に完了する焼鈍段階の全持続時間ｔ２は、この場合１５０秒であった。第１焼鈍工程の第１段階は、それぞれの目標焼鈍温度Ｔ１までの迅速な加熱工程をさらに含み、４０℃／秒の加熱速度で行なった。
図１中、第１焼鈍工程の焼鈍中の温度経過はいずれの場合も焼鈍時間ｔによって、一方で、比較のために製造した群Ａの電気シートサンプルについては連続線で、他方で、変形Ｂ．ａ）〜Ｂ．ｅ）の１つについては点線で示してある。
このように、実施例を用いて本明細書で説明する本発明の方法の変形の最初の２つの焼鈍段階は、脱炭を行なうために主に使用され、この点でガス組成及び温度の観点から最適化されている。脱炭焼鈍は、温度制御に関して２段階で起こる。すなわち、できる限り結晶粒拡大を防止するため、脱炭は、最初に通過する前部セクションでまず最初に穏やかに行なわれ、引き続き通過するセクションでは脱炭プロセスの有効性に最適な温度で脱炭が続けられて完了する。
対照的に、本発明の方法の第３焼鈍段階は窒化について最適化される。同時に、ここでは残余の脱炭がわずかな程度起こる。この第３焼鈍段階は、基本的に最適化ガス組成を選択することによって窒化について最適化されるが、それは温度調整をも意味し得る。例として、図１では、焼鈍時間ｔ２が経過した後に起こる小さな温度ジャンプによって、相応に行なわれた温度制御を認識することができる。
具体的には、本発明の焼鈍処理の変形Ｂ．ａ）〜Ｂ．ｅ）を行なうため、連続焼鈍炉の第１炉セクションを等長の２つの温度ゾーンに分割し、その結果、それぞれ焼鈍すべきシートサンプルは、いずれの場合も通過するのに７５秒必要とした。従って、これらの試験では、第１焼鈍段階の持続時間ｔ１は、１５０秒の全持続時間ｔ２の５０％であった。
本発明の試験を行なうとき、それぞれのサンプルが最初に通過する第１炉セクションの第１温度ゾーンでは、変形ごとに目標焼鈍温度を変えたが、第２焼鈍段階を行なうときに第２温度ゾーンでは、いずれの場合も８６０℃という一定の目標焼鈍温度を設定した。連続焼鈍炉の第１炉セクション内で本発明に従って行なう２つの焼鈍段階は、群Ａのシートサンプルの加工と同様に、いずれの場合も水素／窒素混合物（ｐＨ２Ｏ／ｐＨ２＝０．５０）から成る湿潤雰囲気下で行なった。
そして、群Ａの比較サンプルの処理と同様に、第１炉セクションに続く第２炉セクションでアンモニア／水素／窒素混合物から成る湿潤雰囲気下にて３０秒にわたって脱炭及び窒化焼鈍を行なった。ここで第２焼鈍工程のこの間も目標焼鈍温度は９１０℃であった。
焼鈍後、引き続きサンプルを酸化マグネシウムで被覆し、最後に５０体積％のＨ２と５０体積％のＮ２から成る焼鈍雰囲気下で焼鈍した。
表２に、本発明の熱処理の各変形ａ）〜ｅ）について、いずれの場合も第１焼鈍段階で設定された目標焼鈍温度Ｔ１、第１の目標焼鈍温度と第２焼鈍段階の目標焼鈍温度との間の差ΔＴ、並びにテスラで特定される８００Ａ／ｍでの分極Ｊ８００、及び１．７Ｔの分極とそれぞれ５０Ｈｚの周波数にてＷ／ｋｇで特定される磁心損失（coreloss, Ummagnetisierungsverlust（英訳、独訳））Ｐ１．７をリストアップする。本発明により製造された電気鋼シートは、それらを製造するために変形ａ）〜ｅ）のどれを利用するかに関係なく、従来法の焼鈍処理を受けるサンプルより良い特性を有することが立証された。
＜実施例２＞
上記で説明した方法で溶融物１から製造されたホットストリップを１１３０℃／９００℃での２段階ホットストリップ焼鈍プロセスに供し、溶融物２のホットストリップを９８０℃での単段階ホットストリップ焼鈍プロセスに供した。その後、ホットストリップを単段階で８７％の変形度にて冷間圧延して、０．２８５ｍｍ厚さのコールドストリップにした。得られたコールドストリップからシートサンプルを分離した。
この場合、比較例と同様に、コールドストリップから得られた電気シートサンプルの群Ａを湿潤水素／窒素混合物雰囲気（ｐＨ２Ｏ／ｐＨ２＝０．４５）内８４０℃の温度で１５０秒の持続時間焼鈍した。引き続き、湿潤アンモニア／水素／窒素混合物内で３０秒間８６０℃で焼鈍を行ない、ここでは残余の脱炭及び窒化を行なった。引き続き、実施例１のように、９１０℃で窒化及び残余の脱炭を行なった。
用いた連続炉の第１プロセス部分において２段階で本発明の同雰囲気内でサンプルの第２群Ｂを焼鈍した。第１炉ゾーンの温度を８１０℃に設定した（ΔＴ＝３０℃）。この場合も５つの変形Ｂ．ａ）〜Ｂ．ｅ）を示した。焼鈍プロセスの第２部分において目標焼鈍温度が８４０℃に上昇するまでの焼鈍時間ｔ１は、変形Ｂ．ａ）の場合は１２０秒であり（焼鈍時間比ｔ１／ｔ２＝８０％）、変形Ｂ．ｂ）の場合は９０秒（ｔ１／ｔ２＝６０％）、変形Ｂ．ｃ）の場合は７５秒（ｔ１／ｔ２＝５０％）、変形Ｂ．ｄ）の場合は４５秒（ｔ１／ｔ２＝３０％）及び変形Ｂ．ｅ）の場合は３０秒（ｔ１／ｔ２＝２０％）であった。引き続き、実施例１のように、ここでも９１０℃で窒化及び残余の脱炭を行なった。
引き続きいずれの場合も電気シートサンプルを酸化マグネシウムで被覆し、最後に５０体積％のＨ２と５０体積％のＮ２から成る焼鈍雰囲気下で焼鈍した。
図２には、本発明の溶融物１及び２から製造されたサンプルについて本発明の焼鈍プロセスの第１段階の焼鈍時間ｔ１にわたって分極Ｊ８００をプロットしてある。
＜実施例３＞
溶融物１及び２のホットストリップを９５０℃での単段階ホットストリップ焼鈍プロセスに供した。引き続き、０．１６５ｍｍの最終厚さを有するコールドストリップへの単段階冷間圧延を行なった。得られたコールドストリップからシートサンプルを分離した。
コールドストリップから分離されたサンプルシートの第１群Ａを湿潤水素／窒素混合物雰囲気（ｐＨ２Ｏ／ｐＨ２＝０．４４）内８８０℃の温度で１３０秒の持続時間焼鈍した。引き続き、湿潤アンモニア／水素／窒素混合物雰囲気内で３０秒間９００℃で焼鈍を行なった。この第２焼鈍工程の過程で、一方では、残余の脱炭が行なわれ、他方では、窒化が行なわれた。
本ケースで報告する試験のために用いた連続炉の第１プロセス部分において同雰囲気下にて２段階でシートサンプルの第２群Ｂを焼鈍した。この場合、７０秒目まで続く焼鈍プロセスの第１焼鈍段階中には（ｔ１／ｔ２〜５５％）８５０℃の目標焼鈍温度を設定してから引き続き７０秒目〜１３０秒目まで続く第２焼鈍段階では８８０℃の目標焼鈍温度を設定した。引き続き、実施例１のように、ここでもいずれの場合も９００℃で窒化及び残余の脱炭を行なった。
電気シートサンプルのこの焼鈍処理後、それぞれ引き続き酸化マグネシウムでサンプルを被覆し、最後に５０体積％のＨ２及び５０体積％のＮ２から成る焼鈍雰囲気下で焼鈍した。
本発明に従って製造されたサンプル及び比較サンプルの磁気特性Ｊ８００及びＰ１．７を表３に要約する。ここでも本発明に従って製造された製品の優位性が立証された。
＜実施例４＞
上記で説明した方法で溶融物３から製造されたホットストリップを１０７０℃／９５０℃での２段階ホットストリップ焼鈍プロセスに供し、０．２１５ｍｍの最終厚さを有するコールドストリップに単段階で冷間圧延した。得られたコールドストリップからシートサンプルを分離した。
シートサンプルの第１群Ａを、湿潤水素／窒素混合物から成る雰囲気（ｐＨ２Ｏ／ｐＨ２＝０．５１）内で８７０℃の温度にて１２０秒の持続時間焼鈍した。引き続き、湿潤アンモニア／水素／窒素混合物から成る雰囲気下で３０秒間９１０℃で焼鈍を行なった。この焼鈍では、一方で、残余の脱炭が起こり、他方で、窒化が起こった。
シートサンプルの第２群Ｂを本発明に従い、ここではｐＨ２Ｏ／ｐＨ２＝０．５１の湿潤水素／窒素混合物内で用いられる連続焼鈍炉の第１炉セクションにおいて本発明により２段階に分割された第１焼鈍工程で焼鈍した。６５秒目まで続く第１焼鈍段階では目標焼鈍温度を８５０℃に設定し、７０秒目から１２０秒目まで続く第２焼鈍段階の目標焼鈍温度は８７０℃であった。このようにして第１炉セクションにおいて２段階で完了する第１焼鈍工程の最後に、湿潤アンモニア／水素／窒素混合物内９１０℃での窒化及び残余の脱炭にシートサンプルを供した。
引き続き全てのシートを酸化マグネシウムで被覆し、最後に５０体積％のＨ２及び５０体積％のＮ２から成る焼鈍雰囲気下で焼鈍した。
本実施例では、以前に述べた実施例と同様に、第１焼鈍工程の第１焼鈍段階は、第１焼鈍段階の目標焼鈍温度までシートサンプルを急速に加熱する工程を包含した。加熱速度「ＨＲ」の効果を示すため、本実施例４では、４つの異なるテストランにおいて他の条件は変更せずに、加熱速度ＨＲを変えた。
（試験４．１：ＨＲ＝７０℃／秒；試験４．２：ＨＲ＝１５０℃／秒；試験４．３：ＨＲ＝３００℃／秒；試験４．４：ＨＲ＝５００℃／秒）
このようにして得られた電気鋼シートの磁気特性を表４に要約する。
Figure 2014524978
Figure 2014524978
Figure 2014524978
Figure 2014524978
従って、本発明の枠組み内では、製造工程ｉ）１．ｉにおいて、焼鈍プロセスの第１及び第２段階を実際には相次いで完了し、引き続きさらなる焼鈍工程を行なうことができ、この工程でコールドストリップが脱炭及び窒化焼鈍を受ける。製造工程ｉ）における焼鈍プロセスの第１及び第２段階を、本発明に従ってこれらの焼鈍段階を温度レベルの位置及び焼鈍段階の全体的時間との関連で第１焼鈍段階のタイムスライスについてのパラメータを考慮して行なうことができる。その後に、さらなる焼鈍工程を行ない、この工程で従来法により脱炭及び窒化を行なう。従って、全体的に、本発明のこの変形の場合、製造工程ｉ）の過程で少なくとも３つのサブ焼鈍工程が連続的に完了する。この本発明の仕様は、最初の２つの焼鈍段階と、従来法で完了できる窒化を含む第３工程とを適用する。

Claims (8)

  1. 電気工学用途を意図した方向性電気鋼板製品の製造方法であって、下記製造工程：
    ａ）鉄及び不可避不純物に加えて、（重量％で）
    Ｓｉ：２．５〜４．０％、
    Ｃ：０．０２〜０．１％、
    Ａｌ：０．０１〜０．０６５％、
    Ｎ：０．００３〜０．０１５％、
    任意に
    − ０．３０％までのＭｎ、
    − ０．０５％までのＴｉ、
    − ０．３％までのＰ、
    − 群Ｓ、Ｓｅからの１種以上の元素であって、その含量は合計で最大０．０４％、
    − 群Ａｓ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｔｅ、Ｂｉからの１種以上の元素であって、その含量はいずれの場合も０．２％まで、
    − 群Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｍｏからの１種以上の元素であって、その含量はいずれの場合も０．５％まで、
    − 群Ｂ、Ｖ、Ｎｂからの１種以上の元素であって、その含量はいずれの場合も０．０１２％まで
    を含有する鋼溶融物を製造する工程、
    ｂ）この溶融物を連続鋳造機で鋳造してストランドにする工程、
    ｃ）この鋳造ストランドから少なくとも１つの薄スラブを分離する工程、
    ｄ）この薄スラブを１０５０℃〜１３００℃の温度に加熱する工程、
    ｅ）前記薄スラブを熱間圧延列内で熱間圧延して０．５〜４．０ｍｍの厚さを有するホットストリップにする工程、
    ｆ）このホットストリップを冷却する工程、
    ｇ）前記ホットストリップをコイル状に巻き取る工程、
    ｈ）前記ホットストリップを冷間圧延して０．１５〜０．５０ｍｍの最終厚さを有するコールドストリップにする工程、
    ｉ）得られた前記コールドストリップを脱炭及び窒化焼鈍する工程、
    ｊ）この焼鈍されたコールドストリップの表面上に焼鈍セパレータを塗布する工程、
    ｋ）前記焼鈍セパレータを備えたコールドストリップを最終焼鈍してゴステクスチャーを形成する工程
    を含む方法において、
    − 製造工程ｉ）の過程で少なくとも２段階で前記コールドストリップを焼鈍すること、
    − この焼鈍プロセスの第１段階は第１の時間間隔に及び、かつ開始温度から始まって第１の目標焼鈍温度まで前記コールドストリップを加熱する工程及び引き続き前記コールドストリップを前記目標焼鈍温度で保持する工程を含むこと、
    − 前記焼鈍プロセスの第２段階は第２の時間間隔に及び、その時間間隔内で前記コールドストリップが最初に第２の目標焼鈍温度に加熱され、引き続きこの目標焼鈍温度で保持されること、
    − 前記第１の目標温度が前記第２の目標温度より１０〜５０℃低いこと、
    及び
    − 前記第１の時間間隔の持続時間が、前記第１の時間間隔と前記第２の時間間隔とを含む前記焼鈍処理の全持続時間の３０〜７０％であることを特徴とする方法。
  2. 前記第１の目標焼鈍温度が前記第２の目標焼鈍温度より１０〜３０℃低いことを特徴とする請求項１に記載の方法。
  3. 前記第１の時間間隔の持続時間が前記焼鈍処理の全持続時間の３０〜６０％であることを特徴とする請求項１〜２のいずれか１項に記載の方法。
  4. 前記第１焼鈍段階で前記コールドストリップを前記開始温度から前記第１目標焼鈍温度まで加熱する加熱速度が２５〜５００℃／秒であることを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の方法。
  5. 前記加熱速度が少なくとも２００℃／秒であることを特徴とする請求項４に記載の方法。
  6. 前記コールドストリップを誘導加熱することを特徴とする請求項５に記載の方法。
  7. 製造工程ｉ）１．ｉ）において、前記第１及び第２焼鈍段階を相次いで完了し、引き続きさらなる焼鈍工程を行ない、この工程で前記コールドストリップが脱炭及び窒化焼鈍を受けることを特徴とする請求項１〜６のいずれか１項に記載の方法。
  8. 製造工程ｉ）において前記第１及び第２焼鈍段階を純粋な脱炭焼鈍プロセスとして行なうことを特徴とする請求項７に記載の方法。
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