JP2015501370A - 電気工学用途を意図した方向性電気鋼ストリップ又はシートの製造方法 - Google Patents

電気工学用途を意図した方向性電気鋼ストリップ又はシートの製造方法 Download PDF

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Abstract

本発明は、方向性電気鋼ストリップ又はシートの製造方法であって、（重量％で）Ｓｉ：２〜６．５％、Ｃ：０．０２〜０．１５％、Ｓ：０．０１〜０．１％、Ｃｕ：０．１〜０．５％であって、Ｃｕ対Ｓの含量比は％Ｃｕ／％Ｓ＞４である、Ｍｎ：０．１％までであって、Ｍｎ対Ｓ含量比は％Ｍｎ／％Ｓ＜２．５である、及び任意含量のＮ、Ａｌ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｓｎ、Ｖ、Ｎｂを有する鋼から成る薄スラブのスラブ温度を１０００〜１２００℃に均一化し、この薄スラブを≰１０３０℃の初期熱間圧延温度及び≧７１０℃の最終熱間圧延温度かつ第１及び第２の両熱間成形パスではいずれの場合も≧４０％の厚さ減少を伴って熱間圧延して０．５〜４．０ｍｍの厚さを有するホットストリップにし、このホットストリップを冷却し、巻き取ってコイルにし、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し、焼鈍コールドストリップ上に焼鈍セパレータを塗布し、この焼鈍セパレータを備えたコールドストリップの最終焼鈍を行なってゴステクスチャーを形成する方法に関する。【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ストリップ又はシートの製造方法に関する。このような電気鋼ストリップ又はシートは特に非常に明白な〔１１０〕＜００１＞集合組織を特徴とし、この集合組織は圧延方向に平行なわずかの磁化方向を有する。該集合組織は、その発見後に「ゴステクスチャー（Goss-texture, Goss-Textur（英訳、独訳））」とも呼ばれている。
ゴステクスチャーは、二次再結晶とも呼ばれる結晶粒の選択的な異常成長によって形成される。ここで、金属マトリックスの結晶粒サイズ拡大への自然な傾向は、専門用語では略して「インヒビター」又は「インヒビター相」とも呼ばれる結晶粒成長インヒビターの存在によって抑制される。
インヒビター相は、１つ以上の異物相の、できる限り均一に分散した非常に微細な粒子から成る。それぞれの粒子は、マトリックスに隣接するそれらのそれぞれの界面に既に自然の界面エネルギーを有する。その結果、界面エネルギーのさらなる節約は系全体で大いに低減されるので、マトリックスを越える結晶粒界移動が妨げられる。
それ故にインヒビター相は、ゴステクスチャーの形成及びその結果としてのそれぞれの材料の磁気特性にとって最も重要である。ここで、非常に多くの極小粒子の均一分布が重要である。析出粒子の数は実験的に減らせないので、それらのサイズはそれらの効果を解明する。従って、インヒビター相の粒子は、平均して、本質的に１００ｎｍより大きくてはいけないものと解釈する。
ゴステクスチャーを有する電気鋼ストリップ又はシートの最初の製造方法は特許文献１に記載されている。この方法によれば、ＭｎＳをインヒビターとして使用する。このためには、インゴット又は連続鋳造で従来法により製造したスラブを１４００℃に近い温度まで加熱しなければならない。このようにして、粗い一次ＭｎＳ析出物は再び溶液になり、その後の熱間圧延プロセスの過程で所要の方法で微細に分散した様式で析出することができる。このようにして製造されたホットストリップは既に所要の結晶粒成長抑制を有するので、このタイプの結晶粒成長制御は「固有抑制」と呼ばれる。
しかしながら、ＭｎＳ相の結晶粒成長抑制効果は、例えば２．３０ｍｍという通常のホットストリップ厚から開始して、ストリップの適用厚への冷間圧延は少なくとも２段階で行なわなければならず、所望特性を得るためには、個々の冷間圧延段階間に再結晶中間焼鈍操作を行なわなければならないという制限がある。しかしながら、ＭｎＳによって抑制された材料は、この処理の過程で制限された集合組織の鋭さしか達成せず、ゴス位置は平均して７°理想位置からずれる。この集合組織の鋭さは、磁界強度８００Ａ／ｍで比較的低い磁気分極Ｊ８００に反映され、まれにしか１．８７Ｔの値を超えられない。このようにして構成された材料の取引名は、「従来型方向性」材料又は略して「ＣＧＯ」材料である。
特許文献２に公開されている方法を用いて、理想位置から約３°だけのずれのため明らかに良い集合組織の鋭さを有する方向性電気鋼ストリップを製造することができる。これは、追加のインヒビター相としてＡｌＮを用いて達成された。これはＭｎＳの抑制効果を補完する。ＡｌＮインヒビターは、熱間圧延中にフェライト領域内でそれらの明確な仕方で既に析出している。しかしながら、ＣＧＯに比べて増加しているＣ含量は、その後のホットストリップの焼鈍操作においてオーステナイト領域内のＡｌＮ粒子を再溶解し、微細に分散した非常に制御された様式でそれらを析出するという選択肢を与える。これは、オーステナイトにおけるＡｌＮの約１１００〜１１５０℃という溶解温度はフェライトにおけるより明らかに低いので、連続焼鈍ライン内で技術的に容易に達成できる温度で可能である。ＡｌＮインヒビター相のこの二重形成にもかかわらず、それはホットストリップに既に適用されているので、ここでは固有抑制とも呼ばれる。結果として、単一段階の冷間圧延プロセスを用いて高グレードの方向性電気鋼シートを製造することができた。このようにして作り出された材料は、「高透磁性方向性」材料又は略して「ＨＧＯ」材料と呼ばれる。
特許文献３には、ＳｂＳｅをも固有インヒビター相として使用できることがさらに開示された。
ホットストリップ内に既に適用されている固有インヒビターに基づいている前述した公知の各方法は、１３５０℃超えの非常に高いスラブ加熱温度を必要とする。これは、相当なエネルギーの使用及び高量の技術的努力の他に、焼鈍中に蓄積する大量の液体スラグをさらにもたらす。これは、それぞれ用いられる焼鈍設備に相当な負担をかけ、相当の維持コストを生み出す。
これらの欠点を改善するため、いわゆる「低加熱法」が開発された。これらの方法は、１３００℃未満、典型的に１２５０℃である低いスラブ予熱温度を可能にし、インヒビター相はホットストリップ内に既に形成されておらず、製造手順全体の後期段階でのみ形成されるという事実に基づいている。該電気鋼ストリップ又はシートの製造は、既にその化学組成に一定量のＡｌを有する鋼から始める。次に、適用厚に冷間圧延されたストリップ内に、適切な窒化によってインヒビター相ＡｌＮが形成される。このように、このインヒビター相はホットストリップに既に内在しておらず、コールドストリップ加工の後期工程でのみ生成される。このプロセスは、専門用語では「獲得抑制」とも呼ばれる。
獲得抑制に基づいて電気鋼シート又はストリップを製造する方法の例は、特許文献４に記載されている。
さらに、固有抑制と獲得抑制の混合形を使用する電気鋼ストリップ又はシートの製造方法は特許文献５及び特許文献６に記載されている。これらの方法の場合、スラブ加熱温度は、低加熱法の温度より高いが、限界を超えると焼鈍の過程で望ましくない液体スラグ形成につながる温度未満であるように設定される。焼鈍温度を下げる結果として、制限された固有抑制のみが起こり、それ自体は完成材料の十分な磁気特性の形成を可能にしない。さらに窒化処理を行なってこれを補完する。このようにして固有抑制を併用してもたらされた追加の獲得抑制は、十分な全体的抑制を確保する。
獲得抑制に頼る方法で必要とされるように、窒化処理は、連続焼鈍炉内でそれを行なう場合、技術的に複雑で、コストがかかり、かつ非常に正確に制御しなければならない表面反応のため、制御するのが困難なことが多い。窒素供与接着保護添加剤を用いる他の窒化処理は限定的に有効なだけである。
従って、固有であり、同時に、低加熱加工に適した抑制系を開発する努力が為された。この方向を目指した１つの方法が特許文献７に開示されている。この方法によれば、Ｃｕ硫化物のみをインヒビター相として使用する。Ｃｕ硫化物はＭｎＳ、ＡｌＮ及びその時までに既知の他のインヒビター系より明らかに低い溶解温度を有するので、Ｃｕ硫化物に基づいて電気鋼ストリップ又はシートを製造する方法では、明らかに低いスラブ予熱温度で十分である。しかし、他方で、このようにして製造された方向性鋼板製品は、ＨＧＯ材料から予想される磁気特性を常に得るわけではないことを容認しなければならない。
前述の全ての既知の方法は、出発材料として明らかに１５０ｍｍを超えるスラブ厚を有するスラブを従来法により鋳造するという事実に基づいている。それぞれの溶融物をスラブに鋳造した後、スラブは最初に室温に冷める。
いわゆる「鋳造−圧延プロセス」を用いてこの欠点を防止することができる。この方法では、それぞれの鋼溶融物をまず比較的狭い厚さの鋼片に鋳造してから、この鋼片からいわゆる「薄スラブ」を分離し、その厚さは典型的に３０〜８０ｍｍの範囲内である。このアプローチの大きな経済的利点は、薄スラブの製造とさらなる加工の間にもはや薄スラブを周囲温度に冷まし、引き続き再加熱する必要がないことである。代わりに、薄スラブが製造された後、薄スラブは連続鋳造プラントに沿って位置する同等化炉を通過し、この中で薄スラブは同等化焼鈍を受けて、それらの温度分布を均一にし、かつ引き続き実行される熱間圧延プロセスに必要な温度を整える。その直後に、薄スラブを熱間圧延することができる。このプロセスフローは有意なロジスティック及びコスト利点をもたらす。
鋳造−圧延プロセスを利用する電気鋼ストリップ又はシートの製造方法は特許文献８に記載されている。この方法では、適切に構成された溶融物を垂直インゴット型で連続的に鋳造する。溶融物は浴の表面上で凝固し始め、このようにして形成された鋼片は円弧を通って水平位置に運ばれて冷却される。この鋼片は、たった２５〜１００ｍｍ、好ましくは４０〜７０ｍｍの厚さを有する。その温度は７００℃を下回らない。薄スラブは、連続実行プロセスで、一列に位置する同等化炉を通って（その中に薄スラブは最大６０分間、好ましくは３０分までの間留まる）、これらの薄スラブが引き続き直接運ばれるように、加熱された鋼片から分離される。同等化炉を通るこのパスによって、薄スラブはプロセスを通して均一に加熱され、このプロセスでは最高１１７０℃の比較的低い温度に達する。その直後に、順次同等化炉と一列に位置する１群の熱間圧延スタンドを通って薄スラブは運ばれ、そこで薄スラブは連続的に０．５〜３．０ｍｍのホットストリップ厚まで熱間圧延される。ホットストリップ厚は好ましくは、得られるコールドストリップ材料の所要の最終厚を達成するために、引き続く冷間圧延プロセスのみを１段階で行なわざるを得ないように選択される。この冷間圧延が行なわれる変形度は、別々に設定し得るそれぞれのインヒビター効果によって決まる。
薄スラブの限定された高温強度及びローラーコンベヤーでそれらを搬送する必要性のため、鋳造−圧延プロセスでは、薄スラブの温度が１２００℃を超えないようにする。この理由のため、今まで鋳造−圧延プロセスと組み合わせて方向性電気鋼シート又はストリップを製造するためには窒化処理による獲得抑制の使用のみが考慮された。このような方法は特許文献９及び特許文献１０にそれぞれ記載されている。
米国特許第３４３８８２０号明細書 米国特許第３１５９５１１号明細書 独国特許出願公開第２３５１１４１（Ａ１）号明細書 欧州特許第０２１９６１１（Ｂ１）号明細書 欧州特許第０６４８８４７（Ｂ１）号明細書 欧州特許第０９４７５９７（Ｂ１）号明細書 欧州特許第０６１９３７６（Ｂ１）号明細書 欧州特許第１０２５２６８（Ｂ１）号明細書 国際公開第２００７／０１４８６７（Ａ１）号パンフレット 国際公開第２００７／０１４８６８（Ａ１）号パンフレット
前述した従来技術のこの背景に対して、本発明の目的は、鋳造−圧延プロセスを利用してコスト効率よく、少ない操作努力で、方向性電気鋼ストリップ又はシートの磁気特性が少なくともＣＧＯ材料の特性に相当する方向性電気鋼ストリップ又はシートを製造できるようにする方法を特定することであった。
この目的を達成するため、本発明は、請求項１に従って製造工程を行なう方法を提案する。
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。
本発明により電気工学用途を意図した方向性電気鋼ストリップ又はシートを製造するための本発明の方法は下記製造工程を含む：
ａ）鉄及び不可避不純物に加えて、（重量％で）Ｓｉ：２〜６．５％、Ｃ：０．０２〜０．１５％、Ｓ：０．０１〜０．１％、Ｃｕ：０．１〜０．５％（Ｃｕ含量％Ｃｕ対Ｓ含量％Ｓの％Ｃｕ／％Ｓ比については％Ｃｕ／％Ｓ＞４が当てはまる）、Ｍｎ：０．１％まで（Ｍｎの存在下では、Ｍｎ含量％Ｍｎ対Ｓ含量％Ｓの％Ｍｎ／％Ｓ比については％Ｍｎ／％Ｓ＜２．５が当てはまる）、及びいずれの場合も任意にＮ：０．００３％まで、０．０８％までの酸可溶性Ａｌ含量（Ａｌの存在下では、Ｎ含量％Ｎ対Ａｌ含量％Ａｌの％Ｎ／％Ａｌ比については％Ｎ／％Ａｌ＜０．２５が当てはまる）、いずれの場合も０．２％までの含量で群「Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｓｎ」からの１つ以上の元素、いずれの場合も０．１％までの含量で群「Ｖ、Ｎｂ」からの１つ以上の元素を含有する鋼から成る薄スラブを準備する工程、
ｂ）薄スラブの温度を１０００〜１２００℃のスラブ温度に均一化する工程、
ｃ）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工程であって、この熱間圧延の開始時のスラブの熱間圧延初期温度は１０３０℃未満であり、熱間圧延最終温度は少なくとも７１０℃であり、第１及び第２の両熱間成形パスは少なくとも４０％の厚さ減少を伴って行なわれる、
ｄ）ホットストリップを冷却する工程、
ｅ）ホットストリップを巻き取ってコイルにする工程、
ｆ）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、
ｇ）焼鈍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、
ｈ）焼鈍セパレータを備えたコールドストリップの、ゴステクスチャーを形成するための最終焼鈍工程。
本発明の電気鋼ストリップ又はシートの製造に有利な鋼合金を決定するとき、本発明は、それ自体が方向性電気鋼ストリップ又はシートで知られており、かつ鉄及び不可避不純物に加えて、２〜６．５重量％、典型的に約３．２重量％のＳｉ含量を有する基合金系から出発し、本発明により製造される電気鋼ストリップ又はシートの特性を整えるためにさらなる合金化元素を含有した。特に考慮した該合金化元素は、炭素、硫黄、窒素、銅、マンガン、アルミニウム及びクロムであった。
この多成分合金系について熱力学モデル計算を行なった。ここで特殊な要点は時間に関する動的アプローチであった。このアプローチは、電気鋼シート又はストリップの製造時の平衡状態が中心的になってはならず、むしろ技術的に現実的時間内に再現され得る拡散及び析出の当該プロセスが中心的になるべきであるという知見に基づいた。モデル計算を用いて合金化元素間の相互作用を考慮することができた。とりわけ、拡散によって制御された析出プロセスにおいて競合プロセスを観察することができた。
ケイ素は、電気鋼ストリップ又はシートにおける特有の抵抗の増加、ひいては鉄損の低減をもたらす。２重量％未満の含量では、方向性電気鋼ストリップとしての使用に必要な特性がもはや得られない。Ｓｉ含量が２．５〜４重量％の範囲内の場合に最適の加工特性が生じる。４重量％を超えるＳｉ含量では、鋼ストリップに特定の脆性が生じるが、６．５重量％までのＳｉ含量では、ノイズを引き起こす磁歪が最小限に抑えられる。しかしながら、さらに高いＳｉ含量は、飽和分極が減少し過ぎるため有用でないようである。
特定の枠組内の炭素は、焼鈍中に微細構造の均一化を引き起す。このために、本発明により加工される鋼は、０．０２０〜０．１５０重量％の合金化含量を有し、０．０４０〜０．０８５重量％、特に０．０４０〜０．０６５重量％のＣ含量で特に確実にプラス効果に達する。
本発明の方法の特に重要な構成要素は、熱間成形中に析出される硫化物をこの方法ではインヒビターとして使用することである。均一な微細分散インヒビター粒子分布は、結晶粒成長の有効な抑制、すなわち変則的に大きい結晶粒の形成、ひいては良い磁気特性に必要なように、熱間成形中に存在する核形成部位を介してのみ達成できるからである。
これに関連して、発明者らは、熱間作業の過程で形成されるＡｌＮ粒子は、フェライト内でもオーステナイト内でも熱間成形を始める前に析出が常に起こり、それはごくわずかな、その上、非常に粗い粒子をもたらし、得られる電気鋼ストリップ又はシートに好ましくない特性をもたらすであろうことから、フェライト内又はオーステナイト内で使用可能なインヒビターとして適さないと判断した。
しかしながら、アルミニウムは、任意に行なわれる次の窒化処理で添加される、窒素のパートナーとして使用することができ、その結果、ＡｌＮの形の追加のインヒビター粒子が形成される。このためには、本発明により加工される鋼中の酸可溶性Ａｌの含量は０．０８重量％までであってよく、０．０２５〜０．０４０重量％の酸可溶性Ａｌ含量が実際にうまくいくことが分かった。
原則として、Ｎ含量はできる限り低く維持すべきであり、３０ｐｐｍを超えてはならない。窒素はＡｌと結合してＡｌＮを形成する。本発明により加工される鋼では、最適の窒化処理に利用できる十分なフリーのＡｌが残留するように、Ａｌの有効な存在の場合、Ｎ含量％Ｎ対Ａｌ含量％Ａｌの％Ｎ／％Ａｌ比について％Ｎ／％Ａｌ＜０．２５が当てはまる。
その組成のため、本発明の方法は、アルミニウムの存在によって全く影響を受けない。溶融物分析の窒素含量が低く、典型的に３０ｐｐｍ未満に維持される場合、一次的に再結晶され、脱炭され、完成ストリップ厚さに冷間圧延されるストリップ内には純粋なＡｌが存在する。このコールドストリップは次に脱炭焼鈍中又はその後に窒化処理を受けることができ、それによりＡｌＮ粒子がストリップ内に生じ、追加のインヒビター相として有効になり、その結果ゴステクスチャーのより高い鋭さを形成することができ、従来のＨＧＯ材料によくある磁気特性をもたらすことができる。
この方法では、窒化処理を行なうか行なわないかを自由に選択できることが特に実用性がある。窒化処理を行なわない場合、Ａｌは材料中に元素として残存し、有害な影響を与えない。
ここでＭｎＳは溶解温度が非常に高いので、いずれの場合も熱間成形前、すなわちそれぞれ加工された薄スラブの再加熱中又はいずれの場合も熱間圧延を行なうために用いられる熱間圧延設備への途中でＭｎＳは既に明らかに析出することから、ＭｎＳも本発明の方法のインヒビターとして適さない。さらに、硫黄に対するマンガンの強力な親和性のため、より高いＭｎ含量では、特別な目的で鋼に与えられている硫黄分はほとんど完全に結合しているであろう。それに応じて、ＭｎＳをインヒビターとして使用すると、熱間成形中に起こる硫化銅の形成にいずれのフリーの硫黄をもほとんど利用できないであろう。
この背景に対して、本発明により加工される合金中、Ｍｎ含量は０．１重量％までに制限され、同時に、Ｍｎが存在する場合、Ｍｎ含量％Ｍｎ対Ｓ含量％Ｓの％Ｍｎ／％Ｓ比について条件％Ｍｎ／％Ｓ＜２．５が規定される。
ＭｎＳの代わりに、本発明はインヒビターとしてＣｕＳを使用する。動的状況の硫化銅は基本的に非常に低い溶解温度を示すので、今日では通例の化学組成を用いると方向性電気鋼ストリップ又はシートの通常の製造の場合にはホットストリップの巻き取りが行なわれる温度でのみ硫化銅は析出するが、コイル内では避けられないように、制御されない長い析出時間とともに、目指した微細に分散したインヒビター析出という探求目標は果たせない。
従って、本発明によれば、硫化銅が熱間成形中に析出できるような合金化手段を用いて硫化銅の溶解温度を高くした。
このために、本発明により加工される合金の場合、Ｍｎ含量をできる限り少なくする。ここでの目的は、Ｍｎ範囲が最大０．１重量％、特に最大０．０５重量％に制限される理由である無効範囲に達することである。
さらに、硫黄含量は、典型的な方向性電気鋼ストリップに比べて０．０１重量％に増加したので、質量比％Ｍｎ／％Ｓがいずれの場合も＜２．５、特に＜２である程度まで増加した。このようにして、硫化銅の形成に利用できる十分な量のフリーの硫黄が常に存在することを確保する。硫黄含量を増やすことによって、本発明により加工される鋼の場合、溶解温度、結果として析出温度をも５０℃より多く上昇させることができた。ここで「硫化銅」と言及するとき、全体的に実際に意味することは、ＣｕｘＳｙ化合物の群（これらが非常に異なる量比を有し得る場合でさえ）である。
硫化銅の所望の析出が起こるようにするため、本発明により加工される鋼は、０．１重量％以上のＣｕを有する。本発明により製造される方向性電気鋼シート又はストリップの表面状態への損傷を防止するため、Ｃｕ含量の上限は０．５重量％である。
同じ理由で、また別にＦｅＳの存在に起因する恐れのある連続鋳造中の問題回避のため、本発明の鋼のＳ含量は最大０．１００重量％である。
化学合金組成に加えて、本発明の方法の開発では、さらなる制限条件として、使用すべき薄スラブ鋳造−圧延技術を視野に入れて、今日利用可能な鋳造機械によって達成できる最大１２００℃までのスラブ加熱温度及び鋳造と凝固との間の時間、均一化焼鈍と熱間圧延との間の時間を想定する。本発明の方法で利用される熱間圧延パススキームは、圧延された材料の温度が、できる限り多くの熱間成形パスにわたって硫化銅の析出温度未満にあるようにも適応している。
この背景に対して、本発明により構成される鋼は、本発明のプロセスの過程で、それ自体既知のやり方で３５〜１００ｍｍの厚さ、特に最大８０ｍｍの厚さの薄スラブに加工される。これは従来の連続鋳造によって普通に行なわれる。
高いＳ含量、同時に低いＭｎ含量及びＦｅＳの付随的形成のため、本発明より構成された溶融物を鋳造して鋼片（この鋼片から本発明により加工される薄スラブが引き続き分離される）にするとき、鋳造速度は、鋼片破壊の恐れを回避するため、比較的遅くなるように選択すべきである。実際には、鋳造中の鋳造速度は、この目的では最大４．６ｍ／分に制限することができる。
タンディッシュ内の溶融物の過熱は好ましくは３〜５０Ｋである。特に、２５〜５０Ｋの過熱温度で、十分な量の鋳造粉末がタンディッシュ浴の表面上に融合されて、インゴット型と鋼片シェルとの間に潤滑薄膜を形成するのに必要な量のスラグが確実に存在するようになる。３〜２５Ｋの低い過熱温度を設定すれば、鋳造粉末を利用することによって鋳造を達成することができ、高過熱による鋳造に比べて、高い融合速度を有するように改変される。炭素担体の量とタイプを適合させ、鋳造粉末の流動比率を増やすことによって、これをもたらすことができる。非常に低い過熱による鋳造の利点は、インゴット型内における急速の鋼片シェル成長及び凝固微細構造の有意な精密化が存在することである。
鋳造後に行なわれる加熱処理のパラメーター及び薄スラブの熱間圧延中に行なわれる製造工程のパラメーターは特に、そうでなければＦｅＳ（硫化鉄）の形成によって起こり得る問題を回避するように設定される。本発明のアプローチでは、いずれの場合も少量でのみ存在するマンガンの飽和後に、フリーの硫黄が未だに利用可能であり、硫化銅が生じる前に別のやり方で完全に凝固した鋼マトリックス内に液体硫化鉄が生じる。液体ＦｅＳは、熱間圧延が不可能であろうような高温脆性を引き起こす。
ここで、発明者らは、％Ｍｎ／％Ｓ比＜２．５から、約１０３０℃の温度に至るまではっきりと認識できる量の液体ＦｅＳが存在すると判断した。さらに％Ｍｎ／％Ｓ比を下げると硫黄に有利になり、形成される液体ＦｅＳの体積による含量が高くなる。従って、本発明は、熱間圧延前の薄スラブの温度について１０００〜１２００℃に設定すべきと規定し、実際に最適な温度範囲は１０２０〜１０６０℃である。熱間圧延プロセスの第１成形パスを１０３０℃未満、特に１０１０℃未満の薄スラブ温度で行なうことが必須である。同時に、同等化炉から第１圧延スタンドへ薄スラブを搬送するとき、実際によくある条件下では一般に７０℃までに達する一定の熱損失が生じることを念頭に置くべきである。第１熱間圧延パスの実用向きの温度は９５０〜１０００℃の範囲内であり、第２熱間成形パスの温度は９２０〜９８０℃である。
典型的に、薄スラブは同等化炉内で１０〜１２０分にわたって熱的に均一化される。
以前に説明したように加熱された薄スラブは、それぞれ本発明により使用される熱間圧延スタンド群に到達し、そこで熱間圧延されて０．５〜４．０ｍｍの厚さを有するホットストリップにされる。
できる限り微細に分散した粒子の析出を促すためには、ＣｕＳ粒子が生じる温度範囲内で十分な数の核形成部位を与えるべきである。熱間圧延中に一時的に存在する、材料内の転位によってこれらは与えられる。従って十分に多数の転位を与えるため、最初の２回の圧延パスの過程で得られる熱変形度はいずれの場合も少なくとも４０％でなければならない。「変形度」は、それぞれの圧延パス前の圧延材料の厚さに対して減少した厚さの割合を意味する（変形度＝（圧延パス前の圧延材料の厚さ−圧延パス後の圧延材料の厚さ）／（圧延パス前の厚さ））。
熱間圧延最終温度、すなわち本発明の熱間圧延に用いられる熱間圧延スタンド群の最後の熱間圧延スタンドを出るときに得られるホットストリップの温度は少なくとも７１０℃である。実際には、最後の圧延パス中の圧延材料の温度は典型的に８００〜８７０℃の範囲内である。
本発明の方法で製造されるホットストリップは、方向性電気鋼ストリップの製造に適している。冷間成形前のホットストリップの焼鈍は必須ではないが、有利な集合組織を有する表面に近いホットストリップの領域を増やし、それによってさらに完成方向性電気鋼ストリップ又はシートの磁気特性を改善するため、任意に９５０〜１１５０℃の温度で行なうことができる。
１つ以上の工程でホットストリップを０．５０〜０．１５ｍｍの適用厚さまで冷間圧延する。複数の冷間圧延工程がある場合、その間に再結晶中間焼鈍工程が行なわれる。
冷間圧延中、成形熱を数分間ストリップに作用させること（いわゆる「時効」）が有利なことがある。それによって溶解炭素が拡散して転位し得る。このようにして、冷間圧延の過程で導入されるストリップ内の変形エネルギーが増加する（コットレル効果）。
冷間成形後に、再結晶と、同時に、脱炭焼鈍処理が行なわれる。このプロセスでＣ含量が３０ｐｐｍ未満の値に減少し、その結果フェライト的に溶解した炭素のみがマトリックス内に存在し、炭化物は析出し得ない。
脱炭焼鈍処理中又はその後に、ストリップがＮＨ３含有焼鈍雰囲気内で焼鈍される窒化処理が既に行なわれ、それによってストリップのＮ含量を増やすことができる。
最後に、このようにして製造されたコールドストリップを、その後の高温バッチ焼鈍のため、通常ＭｇＯから成る焼鈍セパレータで被覆する。焼鈍セパレータは、窒化プロセスを補助する窒素供与添加剤を含有することができる。このためには６００〜９００℃の範囲で熱分解するＮ含有物質が特に適している。
二次再結晶につながる高温焼鈍は、それ自体既知の様式で行なえる。実用向き実施形態によれば、高温焼鈍をバッチ焼鈍操作として行ない、この操作では４００〜１１００℃の範囲で１０〜５０Ｋ／時間の加熱速度が達成される。
引き続き、得られた電気鋼ストリップに連続ストリップ焼鈍及び加工ラインで表面絶縁層を与えて応力を緩和する。それ自体既知の様式で行なわれる磁区細分化処理が後に続くこともできる。
典型的実施形態を用いて本発明を以下に詳細に説明する。
鉄及び不可避不純物に加えて、（重量％で）３．０５％のＳｉ、０．０４５％のＣ、０．０５２％のＭｎ、０．０１０％のＰ、０．０３０％のＳ、０．２０６％のＣｕ、０．０６７％のＣｒ、０．０３０％のＡｌ、０．００１％のＴｉ、０．００３％のＮ、０．０１１％のＳｎ、０．０１６％のＮｉを有する溶融物を鋳造して鋼片とし、この鋼片から６３ｍｍの厚さと１１００ｍｍの幅を有する薄スラブを分離した。約９００℃に至る自由な非制御冷却後に、薄スラブを１０５０℃まで加熱する均一化焼鈍を行なった。引き続き、７つの圧延スタンドを含む熱間圧延スタンド群に連続的に薄スラブを通して熱間圧延して２．３０ｍｍのホットストリップ厚さを有するホットストリップにした。圧延材料の温度は第１圧延パス内では９６０〜９８０℃の範囲内であり、第２圧延パス内では９３０〜９５０℃であった。最後の圧延温度は８４０℃であった。
このようにして得たホットストリップを焼鈍せずに酸洗いし、冷間圧延工程で０．２８５ｍｍの完成ストリップ厚さまで冷間圧延した。この後に再結晶及び脱炭連続焼鈍処理を行なった。この処理では、窒素、水素及び約１０％のＮＨ３を含有する湿潤雰囲気内で８５０℃にて１８０秒間コールドストリップを焼鈍した。引き続き、コールドストリップの表面を焼鈍セパレータとしてのＭｇＯで被覆した。ＭｇＯ焼鈍セパレータは、その後の高温バッチ焼鈍操作のための接着保護物として働いた。この高温バッチ焼鈍操作では、コールドストリップを水素下及び２０Ｋ／時間の加熱速度で１２００℃の温度まで加熱してから、この温度でストリップを２０時間保持した。
得られた完成ストリップに最後にホスファートコーティングを与え、引き続き８８０℃で応力を緩和し、その後均一に冷却した。
上述したように製造した方向性電気鋼ストリップは、市販のＨＧＯ電気鋼ストリップの範囲内にある良い磁気特性を示した。その５０Ｈｚ及び１．７Ｔ励起での鉄損は０．９８０Ｗ／ｋｇであり、８００Ａ／ｍの磁場強度下で分極は１．９３Ｔであった。
本発明の溶融物Ａと本発明に従わない溶融物Ｂを溶かした。その組成は表１に特定してある。
連続鋳造プロセスで溶融物を６３ｍｍの厚さを有する薄スラブに鋳造した。タンディッシュ内の溶融物の過熱温度は２５〜４５Ｋであった。連続鋳造中の鋳造速度は３．５〜４．２ｍ／分の範囲内であった。その後、ローラハース炉に入る前に約９００℃に至るまで鋼片を冷却した。
鋼片から分離した薄スラブを同等化炉内で１０３０〜１０７０℃の温度に２０分間再加熱してから熱間圧延のために搬送した。特別に設定した再加熱温度ＳＲＴをも溶融物Ａ及びＢの合金中に存在する比％Ｍｎ／％Ｓ及び％Ｃｕ／％Ｓと同様に表２に明記する。
同等化炉から第１熱間成形パスへの途中で、薄スラブの温度は約１０００℃の値に下がった。冶金学的理由のため非常に重要である１０３０℃という限界を絶対的に確実に超えないことをチェックした。
薄スラブを熱間圧延するために使用され、７つの圧延スタンドを含む熱間圧延列のパススキームは、第１及び第２成形パスが第１熱間成形パスでは約５５％、第２熱間成形パスでは約４８％の減少度をもたらすように設計された。２回の第１熱間成形パス中の圧延材料の温度は、第１パスで９５０〜９８０℃、第２パスで９２０〜９６０℃であった。熱間圧延最終温度は８００〜８６０℃の範囲内であった。ホットストリップ厚さは２．０〜２．８ｍｍの範囲内であった。
このようにして製造されたホットストリップを保護ガス下で１０８０℃にて焼鈍してから加速様式で水を用いて冷却した。この後に酸洗い浴内で表面スケール除去した。
さらなる加工は、２段階の冷間圧延を含み、０．３０ｍｍの完成ストリップ呼び厚さ（finished strip nominal thickness, Fertigbandnenndieke（英訳、独訳））への再結晶中間焼鈍操作、引き続く再結晶及び脱炭焼鈍操作、本質的にＭｇＯから成る焼鈍セパレータの塗布及び二次再結晶を行なうための高温バッチ焼鈍操作、並びに絶縁体の塗布及び最後に応力緩和平坦化焼鈍を含み、これらの製造工程をそれ自体従来技術から既知のやり方で行なった。
磁気特性Ｐ１．７（５０Ｈｚ及び１．７Ｔ励起での鉄損）、Ｊ８００（８００Ａ／ｍの磁界強度下の分極）及び０．３０ｍｍの完成ストリップ呼び厚さを有する以前に説明したやり方で溶融物Ａ及びＢから製造された電気鋼ストリップの磁気低下率の平均値を表３に明記する。
組成を溶融物Ａ及びＢと同様に、表４に特定してある本発明によって構成された溶融物Ｃ及び本発明によらずに構成された溶融物Ｄを以前に説明したやり方で鋳造し、ホットストリップを製造した。その後にホットストリップの焼鈍及び急速冷却をこの場合も鋼Ａ及びＢから製造されたホットストリップについて以前に説明したやり方で行なった。
その後に０．２３ｍｍの完成ストリップ呼び厚さへの単段階の冷間圧延によってさらに加工し、引き続き再結晶及び脱炭焼鈍操作を行ない、この脱炭処理中に１５％のＮＨ３を焼鈍ガスに添加することによって窒化が同時に起こった。その後、本質的にＭｇＯから成る焼鈍セパレータを接着保護物として塗布し、高温バッチ焼鈍操作で二次再結晶を行なった。引き続き、絶縁コーティングを塗布し、応力緩和平坦化焼鈍を行なった。最後に、完成ストリップをレーザー処理による磁区細分化に供した。実施例２におけるように、ここでは従来技術からそれ自体既知のやり方でホットストリップを冷間圧延ＨＧＯ電気鋼ストリップに加工する工程を行なった。
溶融物Ｃ及びＤから製造された薄スラブの加工中に設定した再加熱温度ＳＲＴ、並びに％Ｍｎ／％Ｓ及び％Ｃｕ／％Ｓ比を表５に明記する。
表６中、以前に説明したやり方で溶融物Ｃ及びＤから製造された電気鋼ストリップについて、鉄損Ｐ１．７の様々な領域に対して、それぞれの領域に入る当該電気鋼ストリップの割合（％）を明記する。鉄損Ｐ１．７が低いほど、それぞれの電気鋼ストリップの品質は良い。０．９５Ｗ／ｋｇより大きい鉄損Ｐ１．７を有する電気鋼ストリップは、今日適用される方向性電気鋼ストリップ又はシートの要件をもはや満たさない。
溶融物Ｃから成る薄スラブを本発明の仕様から逸脱するパラメーターを用いて熱間圧延した。熱間成形温度を特に最初の２回のパスで変えた。これは最初に同等化炉の温度をわずかに高く設定し、クイックモードの操作を用いてより高い温度で熱間成形を開始することによって可能となった。引き続き、同等化炉温度を所定プラントの通常の目標値に下げ、異なるタイムラグで熱間成形開始温度を変えた。
ホットストリップの呼び厚さ０．２３ｍｍの完成コールドストリップへのさらなる加工は、実施例３について以前に説明した手順に一致した。
表７には、試験１〜１８について、試験を行なったときにそれぞれ設定した「再加熱温度ＳＲＴ」、「第１成形パス中の圧延材料の温度∂Ｆ１」、「第２成形パス中の圧延材料の温度∂Ｆ２」の操作パラメーター、並びに試験で製造された当該電気鋼シートの、鉄損Ｐ１．７のそれぞれの領域に入る比率（％）を明記した。
本発明に従って行なった試験１〜１３は大きい信頼性で規則的に良い乃至非常に良い電磁特性をもたらしたが、本発明に従わずに行なった試験１４〜１８の場合には同様に規則的に明らかに悪い特性がもたらされ（試験１６、１７及び１８）、或いはそれぞれの試験で設定した条件下では電気鋼ストリップを全く製造できなかった（試験１４及び１５）。
従って、本発明によって、方向性電気鋼ストリップ又はシートの製造方法であって、一般的に言えば、（重量％で）Ｓｉ：２〜６．５％、Ｃ：０．０２〜０．１５％、Ｓ：０．０１〜０．１％、Ｃｕ：０．１〜０．５％（Ｃｕ含量対Ｓ含量の比は％Ｃｕ／％Ｓ＞４である）、Ｍｎ：０．１％まで（Ｍｎ含量対Ｓ含量の比は％Ｍｎ／％Ｓ＜２．５である）、及びＮ、Ａｌ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｓｎ、Ｖ、Ｎｂの任意含量を有する鋼から成る薄スラブのスラブ温度を１０００〜１２００℃に均一化し、≦１０３０℃の初期熱間圧延温度及び≧７１０℃の最終熱間圧延温度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し（いずれの場合も第１及び第２の両熱間成形パスで≧４０％の厚さ減少を伴う）、ホットストリップを冷却し、巻き取ってコイルにし、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し、焼鈍コールドストリップ上に焼鈍セパレータを塗布し、この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方法を提供する。
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Claims (15)

  1. 電気工学用途を意図した方向性電気鋼ストリップ又はシート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：２〜６．５％、
    Ｃ：０．０２〜０．１５％、
    Ｓ：０．０１〜０．１％、
    Ｃｕ：０．１〜０．５％
    Ｃｕ含量％Ｃｕ対Ｓ含量％Ｓの％Ｃｕ／％Ｓ比については％Ｃｕ／％Ｓ＞４が当てはまる、
    Ｍｎ：０．１％までであって、Ｍｎの存在下では、Ｍｎ含量％Ｍｎ対Ｓ含量％Ｓの％Ｍｎ／％Ｓ比については％Ｍｎ／％Ｓ＜２．５が当てはまる、
    及びいずれの場合も任意に
    Ｎ：０．００３％まで、
    ０．０８％までの酸可溶性Ａｌ含量であって、Ａｌの存在下では、Ｎ含量％Ｎ対Ａｌ含量％Ａｌの％Ｎ／％Ａｌ比については％Ｎ／％Ａｌ＜０．２５が当てはまる、
    いずれの場合も０．２％までの含量で群「Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｓｎ」からの１つ以上の元素、
    いずれの場合も０．１％までの含量で群「Ｖ、Ｎｂ」からの１つ以上の元素
    を含有する鋼から成る薄スラブを準備する工程、
    ｂ）前記薄スラブの温度を１０００〜１２００℃のスラブ温度に均一化する工程、
    ｃ）前記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工程であって、この熱間圧延の開始時の前記スラブの熱間圧延初期温度は１０３０℃未満であり、熱間圧延最終温度は少なくとも７１０℃であり、第１及び第２の両熱間成形パスは少なくとも４０％の厚さ減少を伴って行なわれる工程、
    ｄ）前記ホットストリップを冷却する工程、
    ｅ）前記ホットストリップを巻き取ってコイルにする工程、
    ｆ）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、
    ｇ）前記焼鈍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、
    ｈ）前記焼鈍セパレータを備えたコールドストリップの、ゴステクスチャーを形成するための最終焼鈍工程
    を含む方法。
  2. 前記薄スラブの厚さが最大１００ｍｍであることを特徴とする請求項１に記載の方法。
  3. それから前記薄スラブが分離される鋼片を鋳造するときの鋳造速度が最大４．６ｍ／分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. タンディッシュ内の溶融物の過熱温度が３〜５０Ｋ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. タンディッシュ内の溶融物の過熱温度が２５〜５０Ｋであることを特徴とする請求項４に記載の方法。
  6. 前記薄スラブのＳｉ含量が２．５〜４．０重量％であることを特徴とする請求項１〜５のいずれか１項に記載の方法。
  7. 前記薄スラブのＣ含量が０．０４０〜０．０８５重量％であ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. 前記薄スラブの酸可溶性Ａｌ含量が０．０２０〜０．０４０重量％であることを特徴とする請求項１〜７のいずれか１項に記載の方法。
  9. 第１熱間成形パスの温度が９５０〜１０００℃であることを特徴とする請求項１〜８のいずれか１項に記載の方法。
  10. 第２熱間成形パスの温度が９２０〜９８０℃であることを特徴とする請求項１〜９のいずれか１項に記載の方法。
  11. 前記ホットストリップが９５０〜１１５０℃でホットストリップ焼鈍を受けることを特徴とする請求項１〜１０のいずれか１項に記載の方法。
  12. 前記冷間圧延が２以上の段階で行なわれることを特徴とする請求項１〜１１のいずれか１項に記載の方法。
  13. 前記コールドストリップが脱炭焼鈍を受けることを特徴とする請求項１〜１２のいずれか１項に記載の方法。
  14. 前記コールドストリップがＮＨ３含有雰囲気下で窒化焼鈍を受けることを特徴とする請求項１〜１３のいずれか１項に記載の方法。
  15. 最終的に焼鈍された電気鋼ストリップ又はシートが磁区細分化処理を受けることを特徴とする請求項１〜１４のいずれか１項に記載の方法。
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