JP2020117808A - 方向性ケイ素鋼板を製造する方法、方向性電磁鋼板およびこれらの使用 - Google Patents

Abstract

【課題】１．８７０テスラを超える８００Ａ／ｍでの誘導値および１．７テスラ（Ｔ）の特定磁気誘導にて１．３Ｗ／ｋｇ未満のコア電力損失を示す方向性Ｆｅ−Ｓｉ鋼板を製造する方法を提供する。【解決手段】鋼の化学組成は、重量パーセント単位で２．８≦Ｓｉ≦４、０．２０≦Ｃｕ≦０．６、０．０５≦Ｍｎ≦０．４、０．００１≦Ａ１≦０．０４、０．０２５≦Ｃ≦０．０５、０．００５≦Ｎ≦０．０２、０．００５≦Ｓｎ≦０．０３、Ｓ≦０．０１５および任意に、累積量で０．０２未満のＴｉ、Ｎｂ、ＶまたはＢを含み、以下の関係を満たす：Ｍｎ／Ｓｎ≦４０、２．０≦Ｃ／Ｎ≦５．０、Ａ１／Ｎ≧１．２０、およびバランスはＦｅおよび他の不可避の不純物である。【選択図】なし

Description

本発明は、磁気的特性のＦｅ−Ｓｉ方向性電磁鋼の製造方法に関する。こうした材料は、例えば変圧器の製造に使用される。

Ｆｅ−Ｓｉ方向性鋼に磁気的特性を付与することは、磁気誘導の最も経済的なソースである。化学組成の観点から、鉄にケイ素を加えることは、電気抵抗率を増大させる非常に一般的な方法であり、こうして磁気的特性を改善し、同時に総電力損失も低減する。現在、電装品用の鋼の構築のために２つの系統が共存している：方向性鋼および無方向性鋼。

いわゆるゴス組織｛１１０｝＜００１＞は、結晶面｛１１０｝が理想的には圧延面に平行であり、結晶方向＜００１＞が理想的には圧延方向に平行である場合に、顕著な磁気的特性を方向性鋼にもたらす。後者の圧延方向は、容易磁化方向に対応する。

Ｆｅ−Ｓｉ方向性鋼のマトリックスを構成し、理想の｛１１０｝＜００１＞に近い結晶配向を有するフェライト粒は、通常ゴス粒と呼ばれる。

以下の特性を使用して、電磁鋼が磁気的特性をおびる場合の電磁鋼の効率を評価する：
・８００Ａ／ｍの適用磁場における測定を参考として、この文書においてＪ８００と呼ばれるテスラで表される磁気誘導。こうした値は、粒がゴス組織にどの程度近いかを示し、より高い値がより良好である。

・Ｗ／ｋｇ単位で表され、テスラ（Ｔ）単位で表される特定の磁気誘導およびヘルツ単位での作用速度で測定されるコア電力損失。総損失が低下するにつれて、より良好になる。

多くの冶金パラメータは、上述の特性に影響を与えることがあり、最も一般的なものは：材料組織、フェライト粒径、析出物サイズおよび分布、材料厚さ、隔離コーティングおよび最終的な表面熱処理である。今後、鋳造から最終的な表面熱処理までの熱−機械的加工処理は、目的とする仕様に到達するために必須である。

一方で、高磁束密度板に関して、特許文献１には、Ｃ：０．０１０〜０．０７５％、Ｓｉ：２．９５〜４．０％、酸可溶性Ａｌ：０．０１０〜０．０４０％、Ｎ：０．００１０〜０．０１５０％およびＳおよびＳｅの一方または両方０．００５〜０．１％（バランスは、Ｆｅおよび不可避の不純物である。）を用いて、Ｂ１０≧１．９０Ｔを有する方向性ケイ素等級の製造方法が開示されている。鋳造後に製造されたバーは、２０から７０ｍｍの範囲の厚さを有する。以下の元素の１つを、上記で与えられる化学組成物に添加できる：Ｓｂ：０．００５〜０．２％、Ｎｂ：０．００５〜０．２％、Ｍｏ：０．００３〜０．１、Ｃｕ：０．０２〜０．２％およびＳｎ：０．０２〜０．３％。熱間圧延の前に許容される最小温度は１２００℃である。鋳造後にバーを１２００℃を超えるまたはさらには１２５０℃を超えるように維持することは、バーが熱間圧延直後であってもより多くのエネルギーを必要とするので、こうした加工処理経路は相当なエネルギー消費型である。

他方で、特許文献２は、方向性板にさらに加工処理するための、熱間圧延されたストリップケイ素合金鋼の製造方法およびシステムに関する。鋳造されるスラブは、１２０ｍｍの最大厚さを有する。この発明は、鋳造生成物の熱間圧延ラインへの取り込み温度が少なくとも１２００℃、好ましくは１２５０℃を超えることを必要とする。この発明は、多機能であることを目的とする方法およびシステムについて言及しているので、化学組成は開示されていない。先に記述されたようにスラブの再加熱は重要な工程であり、２つの要素からなる：第１の予備加熱段階が行われ、この後強力な加熱工程が続く。こうした加工処理経路は、鋳造生成物が、本文書において提示されるシステムのグラフでは番号６として言及される強力な加熱段階にて再加熱されるので、相当なエネルギー消費型である。

欧州特許第２０７７１６４号明細書 米国特許出願公開第２００９／０３０１１５７号明細書

本発明は、以下からなる連続工程を含む熱間圧延Ｆｅ−Ｓｉ鋼板の製造方法を提供することを目的とする：
−重量パーセンテージで、
２．８≦Ｓｉ≦４、
０．２０≦Ｃｕ≦０．６、
０．０５≦Ｍｎ≦０．４、
０．００１≦Ａ１≦０．０４、
０．０２５≦Ｃ≦０．０５、
０．００５≦Ｎ≦０．０２、
０．００５≦Ｓｎ≦０．０３、
Ｓ＜０．０１５、
および場合により、０．０２未満の累積量においてＴｉ、Ｎｂ、ＶまたはＢ、
を含有し：
以下の関係を満たし：
Ｍｎ／Ｓｎ≦４０、
２．０≦Ｃ／Ｎ≦５．０、
Ａｌ／Ｎ≧１．２０
ならびに残余がＦｅおよびその他の不可避の不純物を含有する、鋼組成物を溶融する工程、
−鋼を連続的に鋳造して、固化後にスラブ表面が５分を超えて８５０℃未満に冷却しないように厚さ８０ミリメートル以下のスラブを得る工程、
−スラブを１０８０℃から１２５０℃の温度まで少なくとも２０分間再加熱する工程、
−続いて、スラブを熱間圧延し、スラブ温度が１０６０℃を超えている間に第１の厚さ減少を行い、最終圧延温度９５０℃超で最後の厚さ減少を行って、ホットバンドを得る工程、
−ホットバンドを５００℃から６００℃の範囲の温度まで１０秒未満で冷却する工程、次いで
−ホットバンドを巻き取る工程、次いで
−ホットバンドの表面を洗浄する工程、
−ホットバンドを予め焼鈍することなく、少なくとも６０％の冷間圧延比でホットバンドの第１の冷間圧延工程を行う工程、次いで
−７８０℃から９２０℃の温度Ｔ_１にて一次再結晶焼鈍工程を行う工程であって、鋼が、水素、窒素および水蒸気の混合物を含む雰囲気中、２分の最小時間ｔ_１の間、Ｔ_１で保持され、次いで室温まで冷却され、冷却後に０．００４％未満の鋼炭素含有量および１６マイクロメートル未満の一次平均粒径を得る工程、
−少なくとも５０％の冷間圧延比で第２の冷間圧延工程を行い、冷間圧延鋼板最終厚さを得る工程、
−冷間圧延鋼板の表面に隔離分離剤の層を堆積させる工程、
−隔離冷間圧延鋼板が、水素および窒素を含有する雰囲気中で二次焼鈍され、鋼加熱割合Ｖ１が６００℃から１１５０℃の間で毎時１５℃未満であり、板温度が１１５０℃の最小温度Ｔ_２にて６００分の最小時間ｔ_２の間保持され、焼鈍の総時間が１２０時間超であり、硫黄および窒素の含有量をそれぞれ０．００１％未満に減少させ、ならびに二次平均粒径を１５ミリメートル未満にさせる工程、
−室温まで徐々に冷却を行う工程。

好ましくは、銅含有量は、０．４％から０．６％である。

好ましくは硫黄含有量は０．０１０％未満である。

好ましい実施形態において、鋼炭素含有量が０．０２５％から０．０３２％である。

好ましくはこのスラブが、毎分４．０メートルの最小速度で鋳造される。

好ましい実施形態において、このスラブの再加熱は、１０８０℃から１２００℃の温度範囲にて行われ、この最終圧延温度は少なくとも９８０℃である。

好ましくは熱間圧延工程、迅速な冷却および巻き取り後に形成された析出物構造は、６０％未満のＡｌ_ａｓ（酸可溶性Ａｌ）の析出を導き、この析出物構造は、５ｎｍから１５０ｎｍのサイズ範囲のＡｌＮ析出物を全く含有しない。

好ましくは、方向性鋼板は、コロイド状シリカエマルションに基づく絶縁および張力コーティングでコーティングされる。

好ましくは一次焼鈍の後、鋼の炭素含有量は０．００２５％未満である。

好ましい実施形態において、一次焼鈍後、一次平均粒径は１０マイクロメートル未満である。

別の好ましい実施形態において、二次焼鈍後、二次平均粒径は１０ミリメートル未満である。

好ましい実施形態において、本発明に従う方法によって得られる方向性鋼板は、１．８７０テスラを超える８００Ａ／ｍでの誘導値および１．７テスラ（Ｔ）の特定磁気誘導において１．３Ｗ／ｋｇ未満のコア電力損失を示す。

本発明に従う方向性鋼板で製造された部品は、電力変圧器を得るために使用できる。

所望の特性を到達するために、本発明に従う鋼は、以下の元素を含む。

まず、本発明の鋼は、ゴス組織を得るためにおよび鋼の電気抵抗率を増大させるために２．８％から４％であるケイ素を含有する。含有量が２．８％未満である場合、方向性鋼の高い磁気的特性および低いコア電力損失値は、得られない。他方で、ケイ素の添加が４％を超える場合、冷間圧延中のクラッキング感受性が、受容不可能なレベルに到達する。

硫黄含有量は、鋳造スラブの中心ラインに近い偏析を避けるために、厳密に０．０１５％（１５０ｐｐｍ）未満である。これらの偏析は、製造された熱間圧延マイクロ構造および析出物分布の均一性を損なう。スラブ厚さにわたって硫黄濃度を均質化するために、スラブ再加熱温度は上昇させなければならず、スラブは、長期間、高温にて維持されなければならず、製造性が損なわれ、製造コストが増大する。加えて、硫黄含有量が１５０ｐｐｍを超える場合、高温焼鈍（ＨＴＡ）中の精製段階は、有害な元素、例えばＳ、Ｎなどが７５％を超える水素を含有する乾燥雰囲気との相互作用によって除去されるが、非常に長くなり、品質、製造性を損ない、コストを増大させる。事実、この長期間の精製段階はコストがかかり、これはガラスフィルム品質を劣化させる。これらすべての欠点のうちの外観リスクを低減するために、好ましくは硫黄含有量は１００ｐｐｍ未満である。実際のところ、保持している間、雰囲気中の水素濃度は、鋼中に溶解している窒素および硫黄を除去することによって必要な金属精製を確実にするために７５％を超えるべきである。これは、鋼中の総窒素および総硫黄濃度が好ましくは１００ｐｐｍ未満であるレベルまでで水素雰囲気と相互作用させることによって生じる。

鋼はさらに、０．２０から０．６％の銅を含有して、鋼のＪ８００値を改善する。焼鈍の間、銅は、析出して、ＡｌＮのさらなる析出のための核として作用し得るナノメートル析出物を生じる。銅含有量が０．２０％未満である場合、Ｃｕ析出物の量は低過ぎて、Ｊ８００値が目標値未満となるが、銅は、金属の飽和分極を低下させることが知られており、結果として１．８７０ＴのＪ８００目標値は、０．６％を超える鋼含有量に関しては達成不可能になる。好ましくは、銅含有量は０．４％から０．６％である。

マンガン濃度は、熱間圧延段階の間のクラッキングを回避するために０．０５％よりも高くなければならない。さらに、Ｍｎが添加されて再結晶を制御する。０．４％を超えるＭｎ濃度は、不必要に合金化コストを増大させ、飽和磁化を低下させ、目標値未満のＪ８００値が目標値未満になる。０．０５から０．４％の含有量でマンガンを鋼に添加する。この元素は、硫黄と共に析出して、ＡｌＮのさらなる析出のための核としても作用し得るＭｎＳの析出物を生じる。このためＭｎの最小量は、０．０５％である。

スズ（Ｓｎ）は、一次および二次再結晶構造の粒径を制御するために添加できる粒界分離元素である。Ｓｎ濃度は、高温の焼鈍中に過剰の粒成長を回避するのに有効であり、故に磁気損失を低下させるように少なくとも０．００５％でなければならない。Ｓｎ濃度が０．０３％を超える場合、再結晶は不規則になる。このためＳｎ含有量は、０．０３％の最大値に限定すべきである。スズ含有量は、粒界移動度を低下させる粒界偏析元素として作用するように、好ましい実施形態において０．０１０％から０．０２２％である。このため粒成長は阻害される。スズはモリブデンまたはアンチモンによって置き換えることができる。

マンガンとスズとの比（Ｍｎ／Ｓｎ）は、好ましい実施形態において、再結晶を通して粒径分布を制御するために４０以下である：Ｍｎ／Ｓｎ≦２０。

一次平均粒径目標値は、１６マイクロメートル未満、好ましくは１０マイクロメートル未満である。

アルミニウムは、窒素と析出し、二次再結晶の間に粒成長の阻害剤としてＡｌＮを形成するために０．００１〜０．０４％の範囲で鋼に添加される。Ａｌの量は、酸素と結合しないアルミニウムの量である酸可溶性アルミニウムを指す。好適な量のＡｌＮを有するために、アルミニウムは、析出動力学の制御が一層困難になるので、０．０４％未満でなければならない。Ａｌ含有量は、十分なＡｌＮを有するために０．００１％を超えなければならない。

窒素は、十分なＡｌＮ析出を形成するために０．００５〜０．０２％の範囲でなければならない。窒素含有量は、所望でないフェロ窒化物または炭窒化物形成により０．０２％を超えることはできず、ＡｌＮの量は０．００５％未満では低過ぎる。

アルミニウムと窒素との重量比は、１．２０（Ａｌ／Ｎ≧１．２０）以上であり、ＡｌＮ析出動力学および量のためにＡｌとＮとの良好な原子比を有する。アルミニウムに比べて低量の窒素が、これらの阻害役割について役立つより微細な析出物の形成を導く。好ましくはＡｌ／Ｎの比は以下の通りである：Ａｌ／Ｎ≧１．５。

好ましい実施形態において、ホットバンドの６０％未満の酸可溶性アルミニウムは、ＡｌＮとしての析出形態であり、この析出物構造は、５ｎｍ〜１５０ｎｍのサイズ範囲のＡｌＮ析出物を含有しない。

炭素含有量に関して、熱間圧延工程において、Ｃ濃度は、熱間圧延中にオーステナイト量に対する制御を通してホットバンドのマイクロ構造および結晶学的組織に顕著な影響を与えることが検証される。炭素濃度はまた、熱間圧延の間にＡｌＮの早期の粗い析出を防止するので阻害剤の形成に影響を与える。Ｃ含有量は、０．０２５％を超えなければならず、溶液中に析出を維持し、ホットバンドマイクロ構造および組織を制御するのに十分なオーステナイトを形成する。０．０５の限度は、製造性を遅延するので、経済的な欠点となる脱炭工程が長くなり過ぎないように存在する。好ましくは、炭素含有量は、０．０２５％から０．０３２％であり、この濃度範囲は、最終生成物中で最も高いＪ８００値を得ることが証明された。

炭素と窒素との比は、２から５（２≦Ｃ／Ｎ≦５）であるべきであり、Ｊ８００値が１．８７０Ｔを超えるのを保証する。Ｃ／Ｎ比が２未満である場合、熱間圧延中のオーステナイト含有量が不十分になる。フェライトよりオーステナイトに可溶性である窒素は、オーステナイトに拡散し、熱間圧延マイクロ構造に最終的に均一に分配されず、アルミニウムとの効率良い析出を損なう。他方では、Ｃ／Ｎ比が５を超える場合、脱炭工程は、窒素含有量が低過ぎると、高いＣまたはＡｌＮ形成が不十分な場合に長く困難になる場合がある。好ましくは、Ｃ／Ｎの比は：３≦Ｃ／Ｎ≦５である。

ミクロ合金化元素、例えばチタン、ニオブ、バナジウムおよびボロンは制限され、これらのミクロ合金化元素の合計は０．０２％を超えない。実際のところ、これらの元素は、上述されたように窒化アルミニウム阻害剤を形成するために必要とされる窒素を消費する窒化物形成剤であるので、これらの含有量は、不純物レベルと一致する。

他の不純物は：Ａｓ、Ｐｂ、Ｚｎ、Ｚｒ、Ｃａ、Ｏ、Ｐ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｓｂ、ＢおよびＺｎ。

本発明に従う方法は、液相鋼から最終の熱間圧延ストリップへの製造ワークフローを短縮する。完全な製造方法は、連続的に生じ、達成可能なストリップ厚さは１ｍｍから８０ｍｍである。

本発明に従う方法は、ミクロ構造の安定性、テクスチャ、熱間圧延されたコイルの長さおよび幅にわたる析出物の観点から、一次材料として優れた品質のホットバンドを提供する。さらにホットバンド焼鈍処理は、ホットバンドの優れた品質によって回避される。

実際、本発明に従う方法は、結果として従来のスラブより５倍まで小さいスラブ厚さをもたらす。最大スラブ厚さは８０ｍｍである。

早期のＡｌＮ析出を回避するためにスラブ表面温度が５分より長い期間、８５０℃未満になることを回避することが必須である。こうした析出は、これらが工程を通してより粗くなるので、ＡｌＮ阻害役割能の妨げになり、製造中の冶金経路に対して有用でない。こうした場合に、析出物を溶解させ、析出元素、例えば窒素を溶液に戻すための別の熱処理が必須である。この操作は、均質化のために高温および長い保持時間を必要とし、製造性を損ない、製造コストを増大させる。これを達成するために、１つの解決策は、毎分４メートルの最小鋳造速度を選択することである。１２５０℃未満および１２００℃未満にスラブを再加熱させることもまた本発明の重要な特徴の１つであり、これが本発明の強力なコスト削減の特徴である。

この後、スラブは、１０８０℃の最小温度で２０分間再加熱される。１０８０℃未満において、この熱間圧延工程は、ＡｌＮの析出が生じ始める９５０℃未満にてＦＲＴを導く場合がある。こうした早期の析出は、ゴス粒配向および阻害力の低下のために好ましい組織の低下を生じる。阻害力は、総Ｚｅｎｅｒピン止め力であり、これは、粗大化を防止するために粒界において微細な分布析出によって発揮される。

再加熱を使用して、スラブのあらゆる点において同じ温度を有し、潜在的に存在する析出を溶解するように、スラブの温度を均質化する。

熱間圧延ミルにおいて、第１の低下圧延温度エントリーは、エントリーから最後のスタンドまで熱間圧延段階全体を通して熱エネルギーのインプットはないので、１０６０℃を超え、９５０℃未満のＦＲＴ降下を回避する。ＦＲＴが９５０℃未満である場合、テクスチャは、顕著には影響には与えないが、析出物の阻害力は弱過ぎ、１．８７０ＴのＪ８００目標値は、本発明の化学組成および加工処理経路を用いても到達しない。最終仕上げ圧延工程の後、１０秒の最大時間枠は、ホットバンド冷却を開始する前に与えられる。この冷却は、粗い窒化アルミニウムの析出を回避することを目的とし、こうした析出は、低温にて形成されるべきである。

理想的には、ＦＲＴは９８０℃を超えて、阻害力を最大化し、これはマトリックスに保持され、製造経路の下方で使用され、再結晶および阻害析出を誘発する。

巻き取り温度は、５００℃から６００℃未満で生じるが、これはこの範囲外ではＡｌＮを含有する本発明の目標析出物が適切な分布およびサイズを有していないからである。

熱間圧延されたバンドは、この工程において得られる。冷間圧延工程の前に方向性電磁鋼の製造に典型的なホットバンドの焼鈍工程の適用を回避することは、エネルギー消費に関する利益を伴う本発明の追加の特徴である。熱間圧延工程は、以下のミクロ構造特徴を有するホットバンドを導く：
圧延方向を含有するホットバンドの厚さにわたる切断断面は、３つの等しい部分を示す：等軸フェライト粒を含む２つの外側対称性領域および小さい等軸およびより大きなパンケーキ粒の混合物を含有する厚さの３分の１を覆う内部領域。

ホットバンドの他の特定の特徴は、２つの外側領域において剪断変形組織、例えばゼータ繊維（１１０）［ｘ，ｙ，ｚ］ならびにＣｕ（１１２）［−１，−１，１］が支配的である一方で、内部の第３の区域において、Θ（００１）［ｘ，ｙ，ｚ］およびａ（ｕ，ｖ，ｗ）［１，−１，０］繊維が最も支配的な構成成分である。

ホットバンド品質のさらなる特殊性は、熱間圧延冷却および巻き取り工程中に形成されたＡｌＮ析出物の存在にある。上述のＡｌＮにおいて酸可溶性アルミニウムの部分的な析出は、特別な特徴を示す：好ましい実施形態において、析出構造は、５ナノメートルから１５０ナノメートルの窒化アルミニウム析出物（ＡｌＮ）を含有しない。この範囲の析出物は、後続の加工処理経路において相当粗粒化し、析出物が粗い場合は、これらの阻害容量が非常に劣り、Ｊ８００値が低下し、１．８７０Ｔ未満になり得る。

ホットバンド表面は、いずれかの酸化物層またはいずれかのタイプの二次スケールの他の残渣を除去するために、ピクリング方法またはいずれかの代替法を用いて洗浄される。

続いて、第１の冷間圧延工程が生じる；これは、少なくとも２つの工程パスで適用される６０％の最小冷間圧延比を用いて１ｍｍ未満の中間厚さを導く。より低い変形度は、活性化して、粒成長のために近づきつつある所望の再結晶および析出レベルに達成するために十分な貯蔵エネルギーを保証しない。

第１の冷間圧延工程は、単一または複数工程の方法として本発明のいわゆる一次焼鈍または脱炭焼鈍と呼ばれる中間焼鈍が続き、一次再結晶および材料脱炭を提供する。脱炭後、炭素含有量は、好ましくは０．００２５％未満である。元素、例えば炭素および炭化物は磁気ドメイン壁のためのピン止め位置である。加えて、一次焼鈍後の平均粒径は、粒がこの工程にて粗い場合に、これらが１６μｍを超えることを意味し、インヘリテイジ（ｉｎｈｅｒｉｔａｇｅ）現象が、小さいおよび大きな粒で製造された顕著に不均質なミクロ構造を有するさらに粗い粒を導くので、１６マイクロメートル未満でなければならない。コア損失はまた、一次再結晶構造に関して粒径が１６μｍを超えると、顕著に増大する。

一次焼鈍とも呼ばれるこの中間焼鈍Ｔ_ｌは、２分の最小浸漬時間ｔ_１にわたって７８０℃から９２０℃で行われる。焼鈍のわずかな酸化雰囲気は、鋼炭素含有量が重量％で０．００４％未満に低下するように合わせられた水素、窒素および水蒸気の混合物であり、一次粒径は、１６マイクロメートル未満に維持される。本発明の好ましい実施において、炭素含有量は、この段階において、０．００２５％未満に維持され、フェライト粒径は、１０マイクロメートル未満に維持される。こうした組み合わせは、一次組織を改善し、これがさらに、本発明の化学組成および加工処理経路を用いて１．８７０テスラを超えるＪ８００に到達する最良のゴス組織を有するように冷間圧延される。

この後、材料は、少なくとも２つの工程パスで適用された５０％の最小冷間圧延比で第２の冷間圧延工程を行う。一般に、第２の冷間圧延後の厚さは、０．２１０．３５ｍｍ未満である。

次の工程は、隔離分離剤コーティング、例えばＭｇＯ系コーティングの堆積からなる。こうした分離剤は、第２の冷間圧延電磁鋼の表面に適用され、この後ストリップが巻き取られる。

続いて、二次焼鈍とも呼ばれる高温焼鈍（ＨＴＡ）が行われ、水素および窒素の混合物で構成された雰囲気中で行われる。４００℃〜１１５０℃への加熱割合は１５℃／ｓ未満である。一旦、１１５０℃の最小浸漬温度Ｔ_２に到達したら、１０時間の最小保持時間ｔ_２を行う。保持の後、遅い冷却が行われ、二次焼鈍時間の総量は１２０時間を上回る。二次焼鈍が行われたら、マトリックス中の硫黄および窒素含有量は、それぞれ０．００１％未満であり、鋼の平均粒径は１５ｍｍ未満である。好ましい実施形態において、二次焼鈍後、平均粒径は１０ミリメートル未満である。こうした平均粒径は、この厚さ依存パラメータが粒径に対してシャープに増大するので、コア損失を最小限にする。

二次焼鈍の後、絶縁および張力コーティングを鋼表面に適用する。これはコロイド状シリカエマルションに基づき、最適な張力を保証するとともに、鋼電気抵抗を改善する。

本発明に従ういわゆるほぼ高方向性鋼板は、１．８７０テスラを超える８００Ａ／ｍでの誘導レベルおよび１．３Ｗ／ｋｇでのコア電力損失を有する鋼を示す。

以下の例は、例示を目的とし、本明細書に開示される範囲を限定するように構成されることを意図しない：
合金の化学物質を表１に示す。鋳造は、本発明に従う方法を用いて行われ、厚さ８０ｍｍ未満であるスラブを製造する。加熱番号（Ｈｅａｔ Ｎ°）は、１〜１０の異なる化学組成を同定する。太字で下線を引いた化学組成元素は、本発明に従う元素ではない。

以下の表２において、化学組成元素の関連比は、加熱番号１〜１０について示す：

固化の後、各鋳造スラブ表面は８５０℃未満に冷却されない。

それぞれの加熱番号（１〜１０）まで行われた方法パラメータを、ここで以下の表３に示す：
・ＳＲＴ（℃）は：スラブ再加熱温度である。この温度は、２０分から１時間未満の時間保持される。

・Ｆｌは、第１の厚さ低下の温度である。

・ＦＲＴ（℃）は：最後の厚さ低下を行うスラブ最終圧延温度である。

・巻き取りＴ（℃）は：巻き取り温度である。

巻き取りの後、ホットバンド表面を洗浄し、次いで第１の冷間圧延（６０％を超える。）を行う。一次再結晶焼鈍工程は、それぞれの合金（加熱番号１〜１０）について、水素、窒素および水蒸気の混合物で構成された雰囲気中、７８０から９２０℃未満のＴ_１にて、２分を超える期間（ｔ_１）行われ、続いて室温まで冷却させた。すべての合金の炭素含有量は０．００４％未満である。

次いで、各鋼合金１〜１０について０．３ｍｍの最終厚さが得られるように第２の冷間圧延を行う（＞５０％）。

最終的に、コロイド状シリカエマルションに基づく隔離分離剤は、鋼表面に堆積させ、次いで鋼は、これ自体が既知の高温焼鈍（ＨＴＡ）サイクルを行う：これは、１０時間を超える期間中、６００から１１５０℃未満を含む温度まで、毎時１５℃未満の割合で加熱される。硫黄および窒素含有量は、合金すべてについて０．００１％未満である。

一次再結晶焼鈍工程および二次焼鈍後の測定された粒径を、Ｊ８００およびＰ１．７と共に表４に示す：
・ＤＣＡ Ｇｓｉｚｅは；脱炭焼鈍、即ち一次再結晶焼鈍工程の後の粒径である。これはマイクロメートル単位で表される。

・最終ＧＳｉｚｅは：二次焼鈍後の最終粒径である。これはミリメートル単位で表現される。

・Ｊ８００は：テスラ単位で表され、８００Ａ／ｍの磁場にて測定される磁気誘導である。

・Ｐ１．７は：Ｗ／ｋｇ単位で表され、１．７テスラ（Ｔ）の特定磁気誘導にて測定されるコア電力損失である。コア損失は、標準ＵＮＩ ＥＮ １０１０７およびＩＥＣ ４０４−２に従って測定される。

表４から示されるように、加熱番号１〜６は、本発明に従う：こうした加熱は、本発明に従う合金化元素組成物を示す。加えて、これらは本発明に従う方法パラメータを行い、１．８７０テスラを超える８００Ａ／ｍでの誘導値および１．７テスラにおいて１．３Ｗ／ｋｇ未満のコア電力損失を得た。これらは、本発明に従う方法を用いて製造されている。加熱番号１は、これが合金化元素の好ましい比を示すので、磁気誘導において最良の結果を示す。

参照７〜１０は、本発明に従わない：
・参照番号７は、１．２０未満のＡｌ／Ｎの比を表す。結果として、Ｊ８００値は、１．８７０テスラ未満である。

・参照番号８は、本発明に従う範囲外の炭素およびスズ含有量を示す。加えて、Ｍｎ／ＳｎおよびＣ／Ｎの比は本発明に従わず、最終的にＦ１は１０６０未満である。結果として、Ｊ８００値は、１．８７０テスラ未満の最も不良品であり、コア損失は、１．３Ｗ／ｋｇの受容される最大値を大きく超える。

・参照番号９は、本発明に従わないスズ含有量を示し、Ｍｎ／Ｓｎの比は４０を超える。結果として、Ｊ８００値は１．８７０テスラ未満である。

・参照番号１０は、本発明に従う化学組成を示すが、Ｍｎ／Ｓｎ比は、４０の最大限度を超え、ＦＲＴはこの限度未満であり、結果として誘導値Ｊ８００は１．８７０テスラ未満である。

本発明に従う方向性ＦｅＳｉ鋼板は、有利に、例えば１．８７０Ｔから１．９０Ｔ未満のＪ８００要件を有する変圧器の製造のために使用できる。

Claims (14)

1. 冷間圧延Ｆｅ−Ｓｉ鋼板の製造方法であって、以下からなる連続工程：
   −重量パーセンテージで、
   ２．８≦Ｓｉ≦４、
   ０．２０≦Ｃｕ≦０．６、
   ０．０５≦Ｍｎ≦０．４、
   ０．００１≦Ａ１≦０．０４、
   ０．０２５≦Ｃ≦０．０５、
   ０．００５≦Ｎ≦０．０２、
   ０．００５≦Ｓｎ≦０．０３、
   Ｓ＜０．０１５、
   および場合により、０．０２未満の累積量においてＴｉ、Ｎｂ、ＶまたはＢ、
   を含有し：
   以下の関係を満たし：
   Ｍｎ／Ｓｎ≦４０、
   ２．０≦Ｃ／Ｎ≦５．０、
   Ａｌ／Ｎ≧１．２０
   ならびに残余がＦｅおよびその他の不可避の不純物を含有する、鋼組成物を溶融する工程、
   −熱間圧延板を製造して、固化後にスラブ表面が５分を超えて８５０℃未満に冷却しないように厚さ８０ミリメートル以下のスラブを製造する工程、
   −スラブを１０８０℃から１２５０℃未満の温度まで少なくとも２０分間再加熱する工程、
   −続いて、スラブを熱間圧延し、スラブ温度が１０６０℃を超えている間に第１の厚さ減少を行い、最終圧延温度９５０℃超で最後の厚さ減少を行って、ホットバンドを得る工程、
   −ホットバンドを５００℃から６００℃未満の範囲の温度まで１０秒未満で冷却する工程、次いで
   −ホットバンドを巻き取る工程、次いで
   −ホットバンドの表面を洗浄する工程、
   −ホットバンドを予め焼鈍することなく、少なくとも６０％の冷間圧延比でホットバンドの第１の冷間圧延工程を行う工程、次いで
   −７８０℃から９２０℃未満の温度Ｔ_１にて一次再結晶焼鈍工程を行う工程であって、鋼が、水素、窒素および水蒸気の混合物を含む雰囲気中、２分の最小時間ｔ_１の間、Ｔ_１で保持され、次いで室温まで冷却され、冷却後に０．００４％未満の鋼炭素含有量および１６マイクロメートル未満の一次平均粒径を得る工程、
   −少なくとも５０％の冷間圧延比で第２の冷間圧延工程を行い、冷間圧延鋼板最終厚さを得る工程、次いで
   −冷間圧延鋼板の表面に隔離分離剤の層を堆積させる工程、
   −隔離冷間圧延鋼板が、水素および窒素を含有する雰囲気中で二次焼鈍され、鋼加熱割合Ｖ１が６００℃から１１５０℃未満の間で毎時１５℃未満であり、板温度が１１５０℃の最小温度Ｔ_２にて６００分の最小時間ｔ_２の間保持され、焼鈍の総時間が１２０時間超であり、硫黄および窒素の含有量をそれぞれ０．００１％未満に減少させ、ならびに二次平均粒径を１５ミリメートル未満にさせる工程、次いで
   −室温まで徐々に冷却を行う工程
   を含む製造方法。
2. 銅含有量が０．４％から０．６％未満である、請求項１に記載の熱間圧延されたＦｅ−Ｓｉ鋼板の製造方法。
3. 硫黄含有量が０．０１０％より低い、請求項１または２に記載の熱間圧延Ｆｅ−Ｓｉ鋼板の製造方法。
4. 炭素含有量が、０．０２５％から０．０３２％未満である、請求項１または３に記載の熱間圧延Ｆｅ−Ｓｉ鋼板の製造方法。
5. スラブが、毎分４．０メートルの最小速度で鋳造される、請求項１から４のいずれかに記載の熱間圧延Ｆｅ−Ｓｉ鋼板の製造方法。
6. スラブ再加熱温度が、少なくとも２０分間で１０８０℃から１２００℃未満である、請求項１から５のいずれかに記載の熱間圧延Ｆｅ−Ｓｉ鋼板の製造方法。
7. 最終圧延温度が少なくとも９８０℃である、請求項１から６のいずれかに記載の熱間圧延Ｆｅ−Ｓｉ鋼板の製造方法。
8. 酸可溶性Ａｌの６０％未満が析出形態であり、析出物が、５ｎｍから１５０ｎｍのサイズ範囲のＡｌＮ析出物を含有しない、請求項１から７のいずれかに記載の熱間圧延Ｆｅ−Ｓｉ鋼板の製造方法。
9. 方向性鋼板が、コロイド状シリカエマルションに基づく絶縁および張力コーティングでコーティングされる、請求項１から８のいずれかに記載の製造方法。
10. 一次再結晶焼鈍の後、鋼の炭素含有量が０．００２５％未満である、請求項１から９のいずれかに記載の製造方法。
11. 一次焼鈍の後、一次平均粒径が１０マイクロメートル未満である、請求項１から１０のいずれかに記載の製造方法。
12. 二次焼鈍の後、二次平均粒径は１０ミリメートル未満である、請求項１から１１のいずれかに記載の製造方法。
13. ８００Ａ／ｍで１．８７０テスラを超える誘導値および１．７テスラ（Ｔ）の特定磁気誘導にて１．３Ｗ／ｋｇ未満のコア電力損失を示す、請求項１から１２のいずれかに記載の方法によって得られる方向性鋼板。
14. 請求項１３に記載の方向性鋼板で構成される部品を含む電力変圧器。