(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量％で、2.5〜5のSi、0.002〜0.075のC、0.05〜0.4のMn、0.015未満のS、0.010〜0.045のAl、0.003〜0.0130のN、0.2以下のSn（0を含まない）、0.040〜0.3のCu、残部として鉄と不可避不純物からなる鋼を連続鋳造し、高温焼鈍し、熱間圧延し、冷間圧延を１段階でまたは中間焼鈍をともなった複数の段階でおこない、このようにして得られる冷間圧延ストリップを１次焼鈍および脱炭をおこなうために焼鈍し、最終の２次再結晶処理のために焼鈍分離剤で被覆して箱焼鈍することを含んでなる、珪素鋼ストリップの製造方法であって、以下の工程の組合せ：
（ｉ）20〜80mmの厚さの薄いスラブを、鋳造速度３〜５m/min、鋳造時の鋼過熱20〜40℃、30〜100sで完全凝固を得るような冷却速度、鋳型振動振幅１〜10mm、振動周期200〜400サイクル／分で、連続鋳造すること；
（ii）このようにして得られたスラブを1150〜1300℃の温度で均一化すること；
（iii）均一化したスラブを圧延開始温度1000〜1200℃、圧延最終温度850〜1050℃で熱間圧延すること；
（iv）熱間圧延したストリップを900〜1170℃の温度で30〜300sにわたり連続焼鈍し、これを850℃より低くない温度に冷却し、この温度を30〜300sにわたり保持し、その後これを沸騰水中で冷却すること；
（v）ストリップを１段階でまたは中間焼鈍をともなって数段階で冷間圧延し、最終段階を少なくとも80%の圧下率でおこなうこと；
（vi）冷間圧延したストリップを、pH2O/pH2が0.3〜0.7の湿潤窒素／水素雰囲気中で850〜1050℃の温度で合計時間100〜350sにわたり、連続焼鈍すること；
（vii）焼鈍分離剤でストリップを被覆し、コイルに巻き上げ、このコイルを加熱中に次の組成の雰囲気中で箱焼鈍すること：すなわち、900℃までは少なくとも30% volの窒素と混合した水素、1100〜1200℃までは少なくとも40% volの窒素と混合した水素、その後はコイルを純水素中でこの1100〜1200℃の温度に保持すること；
を特徴とする上記方法。
【請求項２】
スラブの厚さが50〜60mmである、請求項１に記載の方法。
【請求項３】
鋼の炭素含有量が20〜100ppmである、請求項１または２に記載の方法。
【請求項４】
銅含有量が700〜2000ppmである、請求項１〜３のいずれか１項に記載の方法。
【請求項５】
錫含有量が1000〜1700ppmである、請求項１〜４のいずれか１項に記載の方法。
【発明の詳細な説明】
発明の分野
本発明は、薄いスラブより出発して高磁気特性を備えた、方向性電磁鋼板の製造方法に関するものであり、より詳細には、製造工程を単純化しなおかつ優れた磁気特性を得ることを可能にするような、そのようなミクロ構造特性（柱状粒に対する等軸粒の高割合、等軸粒の寸法、微細化された析出物の寸法とその特定の分布状態）を薄いスラブにおいて得るために鋳造条件を制御する方法に関するものである。
従来技術
方向性電磁珪素鋼は一般的に2種類に大別されており、これらはB800値と呼ばれる、本質的に磁場800As/mのもとで測定された関連した誘導値において異なっている。通常の方向性電磁鋼製品は約1890mTより低いB800値をもち、一方、高透磁率の製品は1900mTより高いB800値をもつ。所定の誘導値および周期数におけるW/kgで表されるコア損失値を考慮して更なる分類がなされている。
通常の方向性電磁鋼板は’30年代に最初に製造され、そしてなお重要な利用分野をもっている。高透磁率方向性電磁鋼は’60年代後半に出現し、これもまた多くの応用分野をもっており、主に、通常の製品と比較して高透磁率と低コア損の利点が高コストを補うことのできる分野である。
高透磁率電磁鋼板においては、適切に析出されると、粒界の移動性を減少させ、かつ圧延方向に平行な辺と板面に平行な対角面を有し（ゴス構造）前記の方向からのずれが少ない結晶粒（体心立方晶）の選択的成長を可能にする第2相（特にAlN）を利用することで、より高い特性が達成される。
しかしながら、溶融鋼の凝固過程で、そのような良好な結果をもたらすAlNは所望の効果に適さない（unidoneous）粗大な析出物となり、そこで固溶させそれから適正な形に再析出させて、それを、複雑で費用のかかる変態プロセス（transformation process）終了時に、つまり最終板厚への冷間圧延後、最終焼鈍段階において所望の寸法と結晶方位をもつ結晶粒構造が得られる時点まで、維持しなければならない。
主として良い生産量と均質性を得ることの困難さに帰する製造上の問題は、主に、鋼の全変態プロセスにおいてAlNを必要な形と分布状態に維持するのに必要な配慮に帰するということが即理解された。
この点について、技術が進歩しており、例えば米国特許第4,225,366号および欧州特許第339,474号に記述されるように、粒成長過程を制御しやすいアルミニウム窒化物は、好ましくは冷間圧延後に、ストリップ窒化の方法で製造される。
この技術においては、アルミニウム窒化物が鋼のゆっくりした凝固中に粗大に析出し、熱間圧延前に、低いスラブ加熱温度（1280℃より低く，好ましくは1250℃以下）を適用してこの状態に保持される。脱炭後ストリップに導入された窒素は直ちに反応して珪素およびマンガン／珪素窒化物を形成する。これらは比較的低い溶解温度をもっており、最終の箱焼鈍中に溶解する。このように得られたフリーの窒素はストリップ中を拡散してアルミニウムと反応し、ストリップの厚さ方向に沿って細かくまた均一にアルミニウム／珪素混合窒化物として再析出する。この段階は鋼を700〜850℃において、少なくとも4時間保持することを要する。
上記特許において、適当なインヒビターを欠くことによる、制御不能な結晶粒成長を避けるために、窒化温度は、とにかく900℃を越えない、脱炭温度付近（約850℃）にしなければならないと記述されている。実際上、850℃が制御不能な粒成長を避けるための上限温度であり、最適な窒化温度は750℃と考えられる。
この方法はいくつか有利な点があるようにみえる。例えば、熱間圧延前のスラブの加熱時、脱炭時および窒化時の温度が比較的低いことや、ストリップを700〜850℃で少なくとも4時間箱焼鈍炉（結晶粒の成長制御に必要なアルミニウム／珪素混合窒化物を得るために）に保持することが、どのような場合でも箱焼鈍炉での加熱を同様な時間要求されているという点で、全体的な製造コストに加算されないことなどである。
しかしながら、上記だけが利点と思われる。というのは、（ｉ）低いスラブ加熱温度はアルミニウム窒化物の析出物を粗大形態で保持し、粒成長を制御することができず、したがって以後のすべての加熱は、制御不能な粒成長を正確に回避するために、とくに脱炭と窒化工程において、比較的低い、注意深く制御された温度でおこなわねばならない；（ii）そのような低温では処理時間を結果的に長くしなければならない；（iii）最終の熱処理において、例えば不連続な箱焼鈍の代わりに連続炉を利用することで、加熱時間をスピードアップするという可能な改良を導入することが不可能である；からである。
発明の説明
本発明は、既知の製造方法の欠点を除くことを意図しており、薄いスラブの連続鋳造法を適切に用いて、特定の凝固およびミクロ構造特性を備えた薄い珪素鋼スラブを得るものであり、多数の決定的な（critical）段階を無くした変態プロセスを可能にするものである。特に、スラブにおいて所与の等軸粒と柱状粒の比、等軸粒および微細な析出物の特定の寸法を得るように連続鋳造法が実施される。
本発明は高磁気特性の珪素鋼ストリップの製造方法に関するものであり、この方法では、重量％で、2.5〜5のSi、0.002〜0.075のC、0.05〜0.4のMn、0.015未満のS（またはS+0.504 Se）、0.010〜0.045のAl、0.003〜0.0130のN、0.2以下のSn、0.040〜0.3のCu、残部として鉄と不可避不純物からなる鋼を連続鋳造し、高温焼鈍し、熱間圧延し、冷間圧延を1段階でまたは中間焼鈍をともなった複数の段階でおこない、このようにして得られる冷間圧延されたストリップを1次焼鈍および脱炭をおこなうために焼鈍し、最終の2次再結晶処理のために焼鈍分離剤で被覆して箱焼鈍する。前記の方法は以下の工程の組合せにより特徴づけられる。すなわち、
（ｉ）20〜80mmの厚さ、好ましくは50〜60mmの厚さの薄いスラブを、鋳造速度3〜5m/min、鋳造時の鋼過熱20〜40℃、30〜100sで完全凝固を得るような冷却速度、鋳型振動振幅1〜10mm、振動周期200〜400サイクル／分で、連続鋳造すること；
（ii）このようにして得られたスラブを1150〜1300℃の温度で均一化すること；
（iii）均一化したスラブを圧延開始温度1000〜1200℃、圧延最終温度850〜1050℃で熱間圧延すること；
（iv）熱間圧延したストリップを900〜1170℃の温度で30〜300sにわたり連続焼鈍し、これを850℃より低くない温度に冷却し、この温度を30〜300sにわたり保持し、その後これをできる限り沸騰水中で冷却すること；
（ｖ）ストリップを1段階でまたは中間焼鈍をともなって数段階で冷間圧延し、最終段階を少なくとも圧延縮小率80%でおこない、最終段階の少なくとも2つの圧延パスにおいて圧延温度を少なくとも200℃に維持すること；
（vi）pH2O/pH2が0.3〜0.7の湿潤窒素／水素雰囲気中で850〜1050℃の温度で合計時間100〜350sにわたり、冷間圧延したストリップを連続焼鈍すること；
（vii）焼鈍分離剤でストリップを被覆し、コイルに巻き上げ、このコイルを加熱中に次の組成の雰囲気中で箱焼鈍すること：すなわち、900℃までは少なくとも30% volの窒素と混合した水素、1100〜1200℃までは少なくとも40% volの窒素と混合した水素、その後はコイルを純水素中でこの温度に保持する。
鋼の組成は従来のものと異なっていてもよい。その場合、極低炭素量を20〜100ppmの間で計画することができる。
銅含有量も400〜3000ppmの間、好ましくは700〜2000ppmにすることが可能である。
また錫の含有量を2000ppmまで、好ましくは1000〜1700ppmにすることが可能である。
連続鋳造の際、柱状粒に対する等軸粒の割合を35〜75%に、好ましくは50%より高くし、等軸粒の寸法を好ましくは0.7〜2.5mmとする、ように鋳造パラメータを選定する。この薄いスラブの連続鋳造の間の急冷却のおかげで、第2相（析出物）は従来の連続鋳造で得られるものよりも寸法がかなり小さくなる。
脱炭焼鈍中に温度を958℃以下に保持する場合は、その後の箱焼鈍の雰囲気の窒素含有量を制御してストリップを窒化させ、後続の2次再結晶中に効果的に粒成長を止めるような寸法、量および分布でアルミニウムと珪素の窒化物を直接製造することができる。この場合に導入する窒素の最大量は50ppm未満とする。
脱炭焼鈍後、窒化雰囲気中でストリップを900〜1050℃、好ましくは1000℃以上に保持することからなる連続した時間経過を利用して、50ppmまでの窒素の吸収を許容し、ストリップの厚さにわたって分布する微細なアルミニウム窒化物の析出物を形成させることが可能である。
この場合に、0.5〜100g/m3の量で水蒸気が存在しなければならない。
鋼中に錫が存在する場合は、より高い窒化能力をもつ雰囲気（例えば、NH3を含有させる）を使用すべきである。なぜならば、錫は窒素の吸収を妨害するからである。
この方法の前記段階は以下のように解釈できる。薄いスラブの連続鋳造条件は、従来の連続鋳造（スラブの厚さ200〜250mm程度）で得られるものよりも（通常25%程度）高い割合の等軸粒を得るだけでなく、特に高品質の最終製品を得やすくする結晶寸法および微細な析出物分布を得るように選択される。特に、析出物の微細な寸法およびその後の薄いスラブの1300℃までの温度での焼鈍は、熱間圧延ストリップ中に粒寸法をある程度制御しやすいアルミニウム窒化物を得ることを可能にし、したがって最高処理温度の厳密な制御を回避でき、かつ上記のより高い温度でより短い処理時間を採用することができる。
同じ考えで、ガンマ相よりもアルファ相において溶解しにくいアルミニウム窒化物の溶解を制限するために、極低炭素含量、好ましくはガンマ相を形成するのに要するよりも低含量、を使用する可能性を考慮する必要がある。
スラブ形成よりの、ごく少量の微細な窒化アルミニウム析出物の上述した存在は、熱処理を容易にする（decriticize）ことを可能にし、同様に制御不能な粒成長の危険なしに脱炭温度を上げることを可能にする。この高温はストリップ中でのより良好な窒素の拡散と、この段階での更なるアルミニウム窒化物の直接形成には不可欠である。そのような条件下では、さらに、限られた窒素量だけがストリップ中に拡散するという必然性が存在する。
窒化段階に関しては、条件の選択が特別に重要であるとは思えない。窒化は脱炭焼鈍中に実施でき、その場合処理温度を1000℃付近に保持して直接にアルミニウム窒化物を得ることが興味深い。対照的に、脱炭温度を低く保持するとすると、ほとんどの窒素の吸収は箱焼鈍中に起こるであろう。
実施例
本発明の方法を以下の非限定的な実施例により説明することにする。
実施例1
以下の鋼を製造した。それらの組成を表1に示す。
0004653261.tif 000002
上記の鋼は、鋳造速度4.3m/min、凝固時間65s、過熱温度28℃、3mmの振動振幅で260サイクル／分における鋳型振動を使用して、厚さ60mmのスラブに連続鋳造した。
スラブを1180℃で10分間平衡化し、その後2.05〜2.15mmの範囲のそれぞれの厚さに熱間圧延した。次にストリップを1100℃で30s間連続焼鈍し、930℃に冷却し、この温度で90s間保持し、その後沸騰水中で冷却した。
ストリップを1段階で、第3と第4の圧延パスで圧延温度230℃を適用して、0.29mmに冷間圧延した。
NSと呼ばれる各組成の冷間圧延ストリップの一部は以下のサイクルに従って1次再結晶と脱炭処理をうけた：すなわち、pH2O/pH2が0.65のH2−N2（75:25）雰囲気中で860℃で180s間、次にpH2O/pH2が0.02のH2−N2（75:25）雰囲気中で890℃で30s間。
NDと呼ばれる残余のストリップについては、アルミニウム窒化物の即時形成を得るために炉内にNH3を導入して、より高温の処理温度980℃を用いた。表2には、炉に導入されたNH3量に従ってストリップに導入された窒素量を示す。
0004653261.tif 000003
処理したストリップにMgOを基剤とした従来の焼鈍分離剤を被覆し、以下のサイクルに従って箱焼鈍した：すなわち、700℃に急速加熱し、この温度に5時間保持し、H2−N2（60-40）雰囲気で1200℃まで加熱し、この温度にH2中で20時間保持する。
通常の最終処理をおこなった後、以下の磁気特性を測定した。
0004653261.tif 000004
実施例2
表4に示した類似した組成の鋼を異なる鋳造法を用いて鋳造した。
0004653261.tif 000005
鋼A1は、厚さ240mmのスラブに連続鋳造し、柱状粒に対する等軸粒の割合（REX）25%を得た。
鋼B1は、REX 50%で、厚さ50mmのスラブに連続鋳造した。
鋼C1は、REX 30%で、厚さ60mmのスラブに連続鋳造した。
スラブを1250℃に加熱し、2.1mmの厚さに熱間圧延し、ストリップを実施例1のように焼鈍した後、0.29mmに冷間圧延した。
冷間圧延したストリップを3グループに分け、それぞれを以下のサイクルに従って処理した。
サイクル1：pH2O/pH2が0.55のH2−N2（75:25）中で850℃で120s間加熱し、pH2O/pH2が0.02のH2−N2（75:25）中で880℃に昇温して20s間加熱する、
サイクル2：pH2O/pH2が0.55のH2−N2（75:25）中で860℃で120s間加熱し、NH3が3%でpH2O/pH2が0.02のH2−N2（75:25）中で890℃に昇温して20s間加熱する、
サイクル3：pH2O/pH2が0.55のH2−N2（75:25）中で860℃で120s間加熱し、NH3が3%でpH2O/pH2が0.02のH2−N2（75:25）中で1000℃に昇温して20s間加熱する、
全てのストリップを実施例1におけるように箱焼鈍した。
得られた磁気特性を表5に示す。
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実施例3
以下の組成をもつ鋼を実施例1のように薄いスラブに鋳造し、実施例2のように冷間圧延ストリップに変換した：Si 3.01%、C 450ppm、Mn 0.09%、Cu 0.10%、S 100ppm、Als 310ppm、N 70ppm、Sn 1200ppm、残りは鉄と微量不純物。
次に冷間圧延ストリップを以下に従って異なる連続焼鈍サイクルにかけた：すなわち、pH2O/pH2が0.58のH2−N2（74:25）中で温度T1で180s間、異なるNH3含有量でpH2O/pH2が0.03のH2−N2（74:25）中で温度T2で30s間。
異なる温度T1およびT2値、ならびに異なるNH3濃度を採用し、吸収された窒素量を各試験につき測定した。ストリップは実施例1に従って最終処理し、磁気特性を測定した。
表6は、T1＝850℃およびT2＝900℃を用いて、吸収された窒素の関数として得られたB800値（mT）を示す。
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表7は、T2を950℃とし、温度T1の関数として得られたB800値を示す。
0004653261.tif 000008
表8は、T1を850℃とし、窒化温度T2の関数として得られたB800値を示す。
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