(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、2.5〜4.5％のSi、150〜750ppmのC、300〜4000ppmのMn、120ppm未満のS、100〜400ppmのAlsol、30〜130ppmのN、50ppm未満のTi、残部として鉄と不純物からなる珪素鋼を連続鋳造してスラブを形成し、高温焼鈍し、熱間圧延し、冷間圧延を１段階でまたは２段階以上で実施し、こうして得られた冷間圧延ストリップを１次再結晶および脱炭をおこなうために連続焼鈍し、その後焼鈍分離剤を被覆し、最終の２次再結晶処理のために箱焼鈍することを含んでなる、珪素鋼板の製造方法であって、以下の段階：
・連続鋳造スラブに対して1200〜1320℃の温度で平衡熱処理を実施する段階；
・こうして得られたスラブを熱間圧延し、熱間圧延ストリップをコイルに巻き上げる段階；
・熱間圧延ストリップの加熱を1000〜1150℃の温度で実施し、続いて800〜950℃の温度にまで冷却してその温度で停止し、その後急冷する段階；
・少なくとも１段階で冷間圧延を実施する段階；
・冷間圧延ストリップの連続脱炭焼鈍を、湿潤窒素−水素雰囲気中で800〜950℃の温度において合計50〜350秒間にわたり実施する段階；
・連続窒化焼鈍を、水蒸気含有量が0.5〜100g/m3で、NH3を含有する窒素−水素をベースとしたガスを炉に供給して、850〜1050℃の温度で15〜120秒間にわたり実施する段階；
・焼鈍分離剤の被覆及び２次再結晶最終焼鈍を含む最終処理を実施する段階；
を含む前記方法。
【請求項２】
連続鋳造スラブが質量％で、2.5〜3.5％のSi、250〜500ppmのC、800〜1500ppmのMn、250〜350ppmの可溶性Al、60〜100ppmのN、60〜80ppmのS、40ppm未満のTi、残部として鉄と不純物からなる、請求項１に記載の方法。
【請求項３】
連続鋳造スラブが、質量％で、2.5〜4.5％のSi、250〜500ppmのC、500〜2000ppmのMn、200〜350ppmの可溶性Al、60〜100ppmのN、50〜70ppmのS、30ppm未満のTi、残部として鉄と不純物からなる、請求項１記載の方法。
【請求項４】
スラブ平衡化温度が1270〜1310℃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】
熱間圧延ストリップの加熱を1060〜1130℃の温度で実施する、請求項１〜４のいずれか１項に記載の方法。
【請求項６】
前記加熱後に冷却される熱間圧延ストリップの停止温度が900〜950℃である、請求項１〜５のいずれか１項に記載の方法。
【請求項７】
熱間圧延ストリップを900〜950℃の温度に冷却し、その温度で維持し、その後、700〜800℃の温度から開始して水と水蒸気中で急冷する、請求項１〜６のいずれか１項に記載の方法。
【請求項８】
冷間圧延温度を２回の中間圧延パスにおいて180〜250℃に維持する、請求項１〜７のいずれか１項に記載の方法。
【請求項９】
圧延パスの少なくとも一部の圧延温度を180℃〜250℃の温度にして、冷間圧延処理を１段階で実施する、請求項１〜８のいずれか１項に記載の方法。
【請求項１０】
２回の中間圧延パスにおける冷間圧延温度が200〜220℃である、請求項１〜９のいずれか１項に記載の方法。
【請求項１１】
脱炭温度が830〜880℃であり、一方、窒化焼鈍処理を950℃またはそれ以上の温度で実施する、請求項１〜10のいずれか１項に記載の方法。
【請求項１２】
２次再結晶焼鈍における700〜1200℃の温度での加熱時間が２〜10時間である、請求項１〜11のいずれか１項に記載の方法。
【請求項１３】
700〜1200℃の温度での加熱時間が４時間未満である、請求項12に記載の方法。
【発明の詳細な説明】
発明の分野
本発明は、高磁気特性を備えた方向性電磁鋼板（oriented-grain electrical steel sheet、以下本明細書では配向粒電気鋼板等と称する）の製造方法に関し、より詳細には、存在する硫化物および窒化物の部分の溶解を可能にして、その後脱炭焼鈍において結晶粒寸法を制御するのに適した形での再析出を可能にする温度で、連続鋳造から得られたスラブを焼鈍する方法に関する。この方法はその後の高温連続熱処理を可能にし、前記熱処理の間に、ストリップの厚さ全体への窒素の拡散により、アルミニウムが窒化物として直接析出して、最終製品の結晶粒方向を制御するのに必要な２次相を補足するものである。
従来技術
電気分野で用いられる配向粒珪素鋼は一般的に２種類に大別されており、これらはB800値と呼ばれる磁場800amp-turn/mの作用のもとで測定された磁気誘導値において基本的に異なっている。通常の配向粒珪素鋼は1890mTより低いB800値をもち、一方、高透磁率の配向粒珪素鋼は1900mTより高いB800値をもつ。W/kgで表される鉄損を考慮して更なる分類がなされている。
通常の配向粒珪素鋼は1930年代に導入され、そしてより良好な透磁率を有する超配向粒珪素鋼は1960年代後半に工業的に導入されて、主にトランス用鉄心の製造に使われている。高透磁率に関する超配向粒製品の利点はサイズの小さな鉄心およびより低い鉄損を可能にし、結果的にエネルギーの節約につながる。
電気鋼帯においては、透磁率は鉄の体心立方晶（結晶粒）の方向の関数であり、圧延方向に平行な角をもたねばならない。適切に析出された特定の析出物（インヒビター）、いわゆる粒界の移動を減ずる２次相を利用することにより、所望の方向をもつ結晶粒の選択的成長のみが得られる。これら析出物の鋼中での溶解温度が高いほど、方向の均一性が高くなり、最終製品の磁気特性がよくなる。配向粒鋼において、インヒビターは主にマンガン硫化物および／またはセレン化物から成り、一方、超配向粒鋼においては、インヒビターは主にアルミニウムを含有する窒化物から成る。
しかしながら、超配向性電気鋼帯の製造において、溶融鋼の凝固とその結果得られた固体の冷却過程で、所望の目的に適さない粗大形態の硫化物およびアルミニウム窒化物が析出する。したがって、析出物を再溶解して、正しい形態で再析出させ、そして所望の最終厚さに冷間圧延し脱炭焼鈍した後に、所望の寸法と方向をもつ結晶粒構造が最終焼鈍段階で得られるまで、すなわち複雑で費用のかかる変換プロセスの終了時まで、その状態で維持しなければならない。
明らかに、良好な生産性と一定の品質を得ることの困難さゆえの、製造上の問題は、鋼の全変換工程においてアルミニウム窒化物を必要な形態および分布状態に維持するためにとるべき必要な措置に主として起因する。
こうした問題を克服するために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、結晶粒の成長過程を制御するのに適している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形成されている。
後者の特許においては、アルミニウム窒化物が鋼のゆっくりした凝固中に粗大な形で析出し、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。脱炭焼鈍後に窒素を導入すると、窒素は直ちに反応して、主にストリップの表面層において、珪素窒化物およびマンガン−珪素窒化物を生成する。これらの窒化物は比較的低い溶解温度をもち、最終箱焼鈍中に溶解する。このようにして放出された窒素はストリップ全体に拡散してアルミニウムと反応し、ストリップの全厚にわたって微細かつ均一な形態でアルミニウムと珪素の混合窒化物として再析出する。このプロセスは材料を700〜800℃において、少なくとも４時間保持することを要する。上記特許には、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、窒素導入温度は脱炭温度付近（約850℃）にし、とにかくどのような場合にも900℃を越えてはならないと記述されている。実際上は、850℃が制御不能な結晶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、（結晶粒の成長制御に必要なアルミニウムと珪素の混合窒化物を得るために）箱焼鈍の間ストリップを700〜800℃で少なくとも４時間保持することが、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、上記利点はいくつかの欠点を伴っており、中でも、（i）低いスラブ加熱温度のために、結晶粒成長のインヒビターとして有用な析出物が非常に少なく、その結果、ストリップの全加熱サイクル（特に脱炭および窒化工程中の加熱）を、上記の条件下では粒界が非常に移動性で制御不能な結晶粒成長の危険を伴うため、比較的低くかつきわどく制御された温度で実施する必要があり、また（ii）最終焼鈍段階において、加熱時間を加速するために、例えば箱焼鈍炉を連続型の他の炉と取り替えるなどの、どのような改善も導入することが不可能なことである。
発明の説明
本発明は、下記の方法を提案することで、既知の製造方法の欠点を除くことを目的としている。その方法とは、電気分野で使用される珪素鋼のスラブを、ストリップ窒化を伴う従来の方法で採用された温度より明らかに高いが、高透磁性鋼板の古典的製造法の温度よりは低い温度で均一に加熱し、その後熱間圧延するものである。こうして得られたストリップを２段階急速焼鈍処理にかけ、次に急冷し、その後、必要ならば180〜250℃の温度での圧延段階をいくつか経て、冷間圧延する。冷間圧延された鋼板は最初に脱炭焼鈍処理にかけ、次にアンモニアを含む雰囲気中で高温にて窒化焼鈍処理にかける。
続いて、通常の最終処理、とりわけ、焼鈍分離剤の被覆および２次再結晶最終焼鈍をおこなう。
本発明は、高磁気特性の鋼板の製造方法に関するものであり、この方法では、2.5〜4.5%のSi、150〜750ppm、好ましくは250〜500ppmのC、300〜4000ppm、好ましくは500〜2000ppmのMn、120ppm未満、好ましくは50〜70ppmのS、100〜400ppm、好ましくは200〜350ppmのAlsol、30〜130ppm、好ましくは60〜100ppmのN、50ppm未満、好ましくは30ppm未満のTi、残部として鉄と微量の不純物を含有する珪素鋼を連続鋳造し、高温焼鈍し、熱間圧延し、冷間圧延を１段階でまたは２段階以上でおこなう。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次再結晶および脱炭をおこなうために連続焼鈍し、焼鈍分離剤を被覆し、最終の２次再結晶処理のために箱焼鈍する。前記の方法は下記段階の共同的関係での組合せにより特徴づけられる。すなわち、
（ｉ）こうして得られたスラブに対して1200〜1320℃、好ましくは1270〜1310℃の温度で平衡熱処理を実施する段階；
（ii）こうして得られたスラブを熱間圧延し、その結果得られたストリップを700℃より低い、好ましくは600℃より低い温度でコイルに巻き上げる段階；
（iii）熱間圧延されたストリップの急速加熱を1000〜1150℃、好ましくは1060〜1130℃の温度で実施し、続いて800〜950℃、好ましくは900〜950℃の温度にまで冷却してその温度で停止し、その後、好ましくは水と水蒸気中で、700〜800℃の温度から開始して急冷する段階；
（iv）少なくとも１段階で冷間圧延を実施する段階；
（ｖ）冷間圧延されたストリップの連続脱炭焼鈍を、pH2O/pH2が0.3〜0.7の湿潤窒素−水素雰囲気中で800〜950℃の温度において合計50〜350秒間にわたり実施する段階；
（vi）連続窒化焼鈍を、水蒸気含有量が0.5〜100g/m3で、ストリップ１kgあたり１〜35標準リットル、好ましくは１〜９標準リットルの量のNH3を含有する窒素−水素をベースとしたガスを炉に供給して、850〜1050℃の温度で15〜120秒間にわたり実施する段階；
（vii）２次再結晶焼鈍を含む通常の最終処理を実施する段階。この焼鈍段階は700〜1200℃の温度で２〜10時間、好ましくは４時間未満加熱する。
連続鋳造されるスラブは好ましくは次の制御された組成を有し、すなわち、2.5〜3.5%bwのSi、250〜550ppmのC、800〜1500ppmのMn、250〜350ppmの可溶性Al、60〜100ppmのN、60〜80ppmのS、40ppm未満のTi、残部として鉄と微量の不純物を含有する。
好ましくは、冷間圧延を１段階で実施し、冷間圧延パスの少なくとも一部の冷間圧延温度を少なくとも180℃に保持する。特に、２回の中間圧延パスの温度を200〜220℃とする。
好ましくは、脱炭温度は830〜880℃であり、一方窒化焼鈍は950℃以上の温度で実施することが好ましい。
本発明の根拠は次のように説明することができる。連続窒化焼鈍段階まで鋼中に、結晶粒の成長を制御するのに適した量（少量ではない）のインヒビターを維持することが重要であると認められる。このようなインヒビターは、比較的高温で作業することを可能にすると同時に、生産率および磁気品質の著しい低下を伴うと考えられる制御不能な結晶粒成長の危険を回避させる。こうしたことは理論的にはいくつかの異なる方法で可能であるが、本発明の目的のために、相当量のインヒビターを溶解するのに十分高いが、溶融スラグの形成を防止する（その結果高価な特殊炉を使用する必要がない）にはまだ十分に低い数値にスラブ加熱温度を維持するように操作することが選択された。
こうしたインヒビターのその後の析出により、とりわけ、アルミニウムが窒化物として直接析出する数値に窒化温度を高めることができ、またストリップ中への窒素の浸透・拡散速度を速めることができる。マトリックス中に存在する第２相は窒素の拡散により誘導された前記析出のための核として働き、また、吸収された窒素のストリップの全厚にわたるより均一な分布を得ることを可能にする。
本発明による方法を以下の実施例により説明するが、こうした実施例は単なる例示であって、可能性を制限するものではない。
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。
0004651755.tif 000002
それぞれの組成の２つのスラブを、200分継続するサイクルで1300℃に加熱し、直接熱間圧延して2.1mmの厚さにした。
熱間圧延ストリップを、1100℃で30秒の第１段階と920℃で60秒の第２段階からなる２段階焼鈍処理にかけ、続いて、750℃から開始して水および水蒸気中で急冷し、サンドブラス仕上げと酸洗いをおこなった。
次に、ストリップを５回のパス（第３および第４パスでは210℃で実施した）で１段階冷間圧延処理にかけて0.30mmの厚さにした。
冷間圧延ストリップを870℃で180秒間脱炭焼鈍処理にかけ、続いて、８%volのNH3を含有する露点10℃の窒素−水素雰囲気を炉に供給して、1000℃で30秒間窒化焼鈍処理にかけた。
その後、ストリップに焼鈍分離剤を被覆し、次の加熱サイクルに従って箱焼鈍した。すなわち、25% N2と75% H2の雰囲気中で1200℃まで15℃／秒の加熱速度、その後はストリップを純水素中でこの温度に20時間放置する。
下記の表２に、得られた平均磁気特性を示す。
0004651755.tif 000003
実施例２
先の実施例に従って脱炭処理までおこなった組成４のストリップを、７%volのNH3を含有する露点10℃の窒素−水素雰囲気中770℃、830℃、890℃、950℃、1000℃および1050℃の温度で30秒間窒化焼鈍処理にかけた。製品に関して次の数値、すなわち吸収された窒素（A）、アルミニウム窒化物として吸収された窒素（B）および得られた透磁率（C）、が測定された（表３参照）。
0004651755.tif 000004
実施例３
実施例１に記載の組成４の熱間圧延ストリップを0.30、0.27および0.23mmの厚さに冷間圧延した。冷間圧延ストリップを湿潤窒素−水素雰囲気において850℃で180秒間脱炭処理し、その後厚さに応じて30、20および23秒間1000℃で窒化焼鈍処理にかけた。吸収された窒素の量および得られた透磁率の値を表４に示す。
0004651755.tif 000005
実施例４
表１の鋼２を実施例１に従って脱炭処理までおこない、その後８%volのNH3を含有する露点10℃の窒素−水素雰囲気を炉に導入して、A）1000℃およびB）770℃の２種類の温度で窒化処理をおこなった。
その後、各ストリップを２つの最終焼鈍処理にかけた。
1）25% N2と75% H2の雰囲気中で1200℃まで15℃/hの加熱速度、その後は純水素中にこの温度で20時間放置；
2）25% N2と75% H2の雰囲気中で700℃まで15℃/hの加熱速度、1200℃まで250℃/hの加熱速度、その後は純水素中にこの温度で20時間放置。
得られた透磁率（mTで表される）を表５に示す。
0004651755.tif 000006
実施例５
次の組成：3.2%bwのSi、500ppmのC、0.14%bwのMn、75ppmのS、290ppmのAlsol、850ppmのN、10ppmのTi、残部として鉄と微量の不純物を含有する鋼を連続鋳造した。スラブを200分続くサイクルでA）1150℃およびB）1300℃に加熱した。次にストリップを冷間圧延状態まで実施例１に従って処理し、その後840℃で170秒間脱炭処理にかけ、その直後に1）850℃で20秒間および2）1000℃で20秒間窒化処理をおこなった。
通常の最終処理をおこなった後、B800（mTで表す）に関する磁気特性を測定した。これらを以下の表６にまとめた。
0004651755.tif 000007