JP2001515540A - 結晶粒配向電気シートの製造時における抑制制御方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 結晶粒配向電気鋼ストリップの製造時、脱炭アニール処理中に最適結晶粒度を得るべく熱間圧延ストリップ作製後に析出第2相のタイプおよび量を規定し、更に、ストリップの厚さ方向に沿って窒素を拡散させることによりアルミニウムを窒化物として直接析出させる後続の連続高温熱処理の実施を可能にし、結果として、最終製品の結晶粒配向の制御に必要な量の第２相が得られるように、銅、アルミニウム、および炭素の含有量を注意深くバランスさせて熱間圧延ストリップの抑制制御を行う。

Description

【発明の詳細な説明】 結晶粒配向電気シートの製造時における抑制制御方法発明の分野 本発明は、結晶粒配向電気シートの製造時における抑制制御方法に関し、より 詳細には、銅、アルミニウム、および炭素の含有量を制御することにより、脱炭 アニール処理中に最適結晶粒度を得るべくかつある程度の抑制を行うべく、熱間 圧延ストリップ作製後の析出第２相のタイプおよび量を決定し、結果として、最 終製品の結晶粒配向の制御に必要な第２相比が得られるように、ストリップの厚 さ方向に沿って窒素を拡散させることによりアルミニウムを窒化物として直接析 出させる後続の連続高温熱処理の実施を可能にする方法に関する。技術の現状 磁気製品に使用される方向性珪素鋼板は、磁界800As/mによって生じる誘導値 （「B800」と呼ばれる）が本質的に異なる２つのグループ：すなわち、B800が18 90mT未満である従来型の結晶粒配向グループと、B800が1900mTを超える高透磁率 の結晶粒配向グループとに分類される。W/kgで表されるいわゆる「鉄損」に応じ て、更に細分が行われる。 1930年代から使用されてきた従来型の結晶粒配向鋼板および1960年代後半から 工業的に使用されてきたより高い透磁率の結晶粒超配向鋼板は、本質的には、変 圧器用の鉄心を作製するために使用される。この場合、超配向鋼板を使用すると 、透磁率が増大し（これにより鉄心サイズを小さくすることができる）、損失が 低下するため、エネルギー節約が行えるなどの利点が得られる。 シートの透磁率は、体心立方格子型の鉄の結晶（または結晶粒）の配向に依存 する。この場合、結晶粒のエッジのうちの1つは圧延方向に平行でなければなら ない。好適なサイズおよび分布を有するいくらかの析出物（インヒビター）（「 第2相」とも呼ばれる）を使用して結晶粒界の易動度を減少させることにより、 所望の配向を有する単一の結晶粒を選択的に成長させることができる。この 場合、鋼板中の該析出物の溶解温度が高いほど、結晶粒の配向が増大し、最終製 品の磁気特性が向上する。配向結晶粒鋼板では、硫化マンガンおよび／またはセ レン化マンガンが主要なインヒビターであり、超配向結晶粒鋼板では、アルミニ ウムに結合した窒素を含有する析出物（簡潔にするために「窒化アルミニウム」 と記す）が主要なインヒビターである。 それにもかかわらず、結晶粒配向シートまたは結晶粒超配向シートを製造する 場合、鋼板の凝固時および凝固体の冷却時、上記の改良作用を誘発する第2相が 粗い形態で析出するため、所望の目的の役に立たない。従って、該第2相の溶解 、所定の形態での再析出、およびその形態の保持を行い、結果として、所望の最 終厚さでの冷間圧延、脱炭アニール、および最終アニールなどの複雑で費用のか かる変態プロセスの終了時に所望のサイズおよび配向を有する結晶粒が得られる ようにしなければならない。 本質的に、高収率で一定の品質を得ることの難しさに関連した製造上の問題は 、主に、第2相、特に所望の形態および分布を有する窒化アルミニウム、を保持 するための鋼の変態プロセス全体をわたって採るべき対策が原因である。こうし た問題を軽減するために、米国特許第4,225,366号および欧州特許第0,339,474号 に開示されているように、好ましくは冷間圧延後にストリップを窒化することに よって、結晶粒成長を制御するのに好適な窒化アルミニウムを得る技法が開発さ れてきた。 後に記載の特許によれば、ゆっくりと鋼板を凝固させる際に粗い形態で析出し た窒化アルミニウムを、熱間圧延処理前、低いスラブ加熱温度（1280℃未満、好 ましくは1250℃未満）を使用することによってその状態で保持し；脱炭アニール 処理後、窒素を導入して直ちに反応させて、本質的にストリップの表面付近に、 比較的低い溶解温度を有する窒化珪素および窒化マンガン／窒化珪素を生成させ 、この生成物を箱焼鈍炉中での最終アニール処理時に溶解し；こうして放出され た窒素をシート中に拡散させてアルミニウムと反応させ、窒化アルミニウムと窒 化珪素との混合物として薄くかつ均質な形態でストリップの厚さ全体にわたり再 び析出させる。このプロセスでは、材料は少なくとも4時間にわたり700〜800℃ に保たれる。上記の特許には、好適なインヒビターが存在しないことが原因で生 じ る無制御な結晶粒の成長を回避するために、ほぼ脱炭処理温度（約850℃）で、 しかもいかなる場合にも900℃以下の温度で、窒素を導入しなければならないと 記載されている。実際上、最適な窒化温度は約750℃となるはずであり、こうし た無制御な成長を回避するための上限値は850℃である。 明らかに、上記のプロセスにはいくつかの利点がある。こうした利点としては 、熱間圧延処理、脱炭処理、および窒化処理の前のスラブ加熱温度が比較的低い こと、また箱焼鈍炉中で少なくとも4時間にわたリストリップを700〜850℃に保 持しなければならないが（結晶粒の成長を制御するのに必要な窒化アルミニウム と窒化珪素との混合物を得るため）、いずれの場合にも箱焼鈍炉中での加熱には 同程度の時間がかかるため、実際上、製造コストの増大にはつながらないことが 挙げられる。 しかしながら、上記の利点があると同時に、上記のプロセスには、（i）スラ ブ加熱温度が低いため、実際上、結晶粒の成長を抑制する析出物がシート中に含 まれず、従って、ストリップの加熱ステップはいずれも、特に、脱炭処理ステッ プおよび窒化処理ステップに関連した加熱ステップは、上記の条件では結晶粒界 が非常に動き易く無制御な結晶粒成長を起こす恐れがあるため、比較的低い温度 でかつ限界付近の制御温度で行なわなければならないこと、（ii）導入する窒素 を、窒化珪素および窒化マンガン／窒化珪素としてストリップの表面付近に残存 させ、これを溶解して窒素をシートの中心部まで拡散させ、更に反応させて所望 の窒化アルミニウムを生成させなければならず、その結果、最終アニール処理時 、例えば、箱焼鈍炉の代わりに他のタイプの連続炉を使用することによって、加 熱時間を短くする改良が行えないことなど、いくつかの欠点がある。 上記の問題点を考慮し、本出願人は、従来技術よりもかなり進歩性のあるステ ップを含み、理論的な側面およびプロセスの特性のいずれに関しても従来技術と は異なる新規な改良方法を開発した。このような方法は、本出願人のイタリア特 許出願第RM96A000600号、同第RM96A000606号、同第RM96A000903号、同第RM96A00 0904号、および同第RM96A000905号に開示されている。これらの特許出願には、 結晶粒の成長を制御するのに好適なインヒビターのいくらかの析出物が熱間圧延 ステップの後で得られれば、全プロセス、特に、加熱温度の制御をそれほど限界 付近で行わないでも済むようにできるため、一次再結晶を行う時（脱炭アニール 処理時）および次いでシートの深部まで窒化して窒化アルミニウムを直接生成さ せる時、結晶粒度の最良の制御を行うことが可能であると明記されている。発明の説明 本発明の目的は、既知の製造方法の欠点を克服すること、ならびに一次再結晶 を行う時および次いで窒素をストリップの深部まで浸透させて窒化アルミニウム を直接生成させる時、最適の結晶粒度が得られるように、加熱温度の制御に特に 注意を払って、ほとんどの製造ステップをそれほど限界付近で行わないでも済む ようにするのに好適な種々のインヒビターの系を形成し、かつ熱間圧延工程後に 該系を制御するための方法を開示することにより、上記のイタリア特許出願に記 載の技術を更に改良することである。 本発明に従って、炭素、アルミニウム、および銅の含有量を適切に組合せれば 、結晶粒配向タイプおよび結晶粒超配向タイプの両方のタイプの珪素鋼シートの 製造を、上記の本出願人のイタリア特許出願に開示されている革新技術に従って 、より簡単に実施することができる。 特に、本発明に従って、銅、炭素、およびアルミニウムの含有量をそれぞれ、 800〜1800ppm、50〜550ppm、250〜350ppmの範囲内に入るように制御すれば、熱 間圧延ストリップ作製後、疎らな析出物、特に、アルミニウムに結合した窒素と 、銅およびマンガンの窒化物の混合物とを含有する析出物が得られ、これにより 、シートの有効抑制度（Iz）を、脱炭生成物の結晶粒の寸法を制御するのに好適 な約400〜約1300cm^-1の間に設定することが容易になる。 有効抑制度は、以下の実験式により計算される。 Iz=1.91Fv/r 式中、Fvは、有用な析出物の体積分率であり、rは、該析出物の平均半径である 。 好ましくは、銅の含有量を1000〜1500ppmの範囲内に入るように制御する。炭 素の含有量は、好ましくは、最終配向結晶粒では50〜250ppmの範囲内であり、最 終超配向結晶粒では250〜550ppmの範囲内である。 アルミニウムの含有量は、好ましくは、280〜310ppmの範囲内に入るように制 御する。 なお、本発明によれば、1150℃〜1320℃、好ましくは1200℃〜1300℃で連続鋳 造スラブを加熱して熱間圧延する。 次に、熱間圧延ストリップを1100〜1150℃まで急速に加熱し、850〜950℃まで 冷却し、この温度を30〜100秒間にわたり保持し、次いで550〜850℃まで急冷す る。 冷間圧延処理には、好ましくは、180〜250℃の間の温度で行われるパスが含ま れる。 最終の脱炭処理および窒化処理は、以下のような種々の方法を用いて実施可能 である。 （i）湿った窒素−水素雰囲気下で脱炭処理を行い、プロセスの最終部分でア ンモニアを添加する1段法； （ii）脱炭プロセスの終了後にのみ、好ましくは処理温度を最大1050℃まで上 昇させて、アンモニアを添加する２段法； （iii）脱炭プロセスの終了後およびそれ以後は連続炉中に常時、アンモニア を添加する2段法、この場合にも、最終窒化段階で処理温度を1100℃まで上昇さ せることが好ましい。 MgOベースのアニーリングセパレーターで被覆しかつコイル状にしたストリッ プを窒素−水素雰囲気下で1210℃まで加熱し、少なくとも10時間にわたり水素下 でストリップを保持することにより箱焼鈍処理を行う。 次に、いくつかの実施形態を介して本発明を開示する。 実施例1 以下の組成を有する２つの実験用鋳物を作製した。 これらの鋳物を2つのグループに分け、それぞれ1280℃および1150℃で30分間 にわたり加熱して熱間圧延処理し、更に、次のスキーム：1135℃で30秒間、900 ℃で60秒間、750℃から焼入れを開始、に従ってストリップをアニールした。酸 洗およびサンドブラスト処理を行った後、ストリップを0.30mmの厚さに冷間圧延 処理し、湿った窒素−水素中において870℃で200秒間にわたり脱炭処理し、更に 、NH₃10%を含有する窒素−水素の混合物を炉中に送入することにより、770℃お よび1000℃で30秒間にわたり窒化処理した。静的アニール処理は、次のスキーム ：水素75%−窒素25%中において15℃/hで30℃から1200℃まで加熱、更に水素中に おいて20時間にわたり1200℃に保持、に従って行った。透磁率を表1に示す。 実施例2 以下の組成を有する２つの実験用鋳塊を作製した。 冷間圧延ステップまでは実施例1に記載の手順を実施し、その後、870℃におい て100秒間にわたリストリップを脱炭処理し、次いで、窒素の全量が約180ppmに なるように、770℃および970℃において窒化処理した。最終処理は、実施例1と 同じであった。 こうして得られた透磁率を表2に示す。実施例3 以下の６つの工業用鋳物を作製した。 こうして得られた2つのグループのスラブ、すなわち、少量の銅を含有するス ラブおよび本発明に係る量の銅を含有するスラブをすべて、次のスキーム：1280 ℃で50分間にわたリスラブを加熱；最終スタンドの許容温度1050℃の条件で2.1m mに熱間圧延処理；最終スタンドから送出された直後にストリップの冷却を開始 ；580℃でコイル状に巻き取る；1135℃で30秒間、900℃で120秒間にわたリアニ ール処理、続いて焼入処理；湿った窒素−水素中において870℃で220秒間にわた り脱炭処理、更にアンモニア10体積%を含有する窒素−水素の混合物を炉に送入 することにより1000℃で30秒間にわたり窒化処理；窒素−水素75:25中において1 5℃/hで1200℃まで加熱し、水素中において20時間にわたり1200℃に保持するこ とにより、最終箱焼鈍処理、に従って処理した。 こうして得られた透磁率を表3に示す。実施例4 次の組成：Si 3.22重量%、C 500ppm、Mn 1300ppm、S 75ppm、Als 300ppm、N 7 0ppm、Ti 14ppm、Cu 1200ppm、を有する鋼を鋳造した。1150℃でスラブを加熱し 、次いで熱間圧延処理し；ストリップの一部分は、最終スタンドから送出された 直後に冷却し、残りのストリップは、最終スタンドから送出された後、6秒遅れ て冷却を開始し；これらのストリップをそれぞれ、標準冷却（SC）および遅延冷 却（DC）と表記した。 SCストリップおよびDCストリップを1130℃で30秒間、次いで900℃で60秒間に わたリアニール処理した。その後、すべてのストリップを、0.27mmの厚さに冷間 圧延処理し、2ゾーン炉中で脱炭処理および連続して窒化処理を行った。すなわ ち、湿った窒素−水素中において870℃で220秒間にわたり脱炭処理し、更に、ア ンモニア10体積%を含有しかつ露点10℃を有する窒素−水素の混合物を炉中に供 給することにより、1000℃で30秒間にわたり窒化処理した。 最終処理は、実施例1と同じであった。こうして得られた磁気特性を表4に示す 。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (81)指定国 ＥＰ(ＡＴ，ＢＥ，ＣＨ，ＤＥ， ＤＫ，ＥＳ，ＦＩ，ＦＲ，ＧＢ，ＧＲ，ＩＥ，ＩＴ，Ｌ Ｕ，ＭＣ，ＮＬ，ＰＴ，ＳＥ)，ＯＡ(ＢＦ，ＢＪ，ＣＦ ，ＣＧ，ＣＩ，ＣＭ，ＧＡ，ＧＮ，ＭＬ，ＭＲ，ＮＥ， ＳＮ，ＴＤ，ＴＧ)，ＡＰ(ＧＨ，ＫＥ，ＬＳ，ＭＷ，Ｓ Ｄ，ＳＺ，ＵＧ，ＺＷ)，ＥＡ(ＡＭ，ＡＺ，ＢＹ，ＫＧ ，ＫＺ，ＭＤ，ＲＵ，ＴＪ，ＴＭ)，ＡＬ，ＡＭ，ＡＴ ，ＡＵ，ＡＺ，ＢＡ，ＢＢ，ＢＧ，ＢＲ，ＢＹ，ＣＡ， ＣＨ，ＣＮ，ＣＵ，ＣＺ，ＤＥ，ＤＫ，ＥＥ，ＥＳ，Ｆ Ｉ，ＧＢ，ＧＥ，ＧＨ，ＨＵ，ＩＬ，ＩＳ，ＪＰ，ＫＥ ，ＫＧ，ＫＰ，ＫＲ，ＫＺ，ＬＣ，ＬＫ，ＬＲ，ＬＳ， ＬＴ，ＬＵ，ＬＶ，ＭＤ，ＭＧ，ＭＫ，ＭＮ，ＭＷ，Ｍ Ｘ，ＮＯ，ＮＺ，ＰＬ，ＰＴ，ＲＯ，ＲＵ，ＳＤ，ＳＥ ，ＳＧ，ＳＩ，ＳＫ，ＳＬ，ＴＪ，ＴＭ，ＴＲ，ＴＴ， ＵＡ，ＵＧ，ＵＳ，ＵＺ，ＶＮ，ＹＵ，ＺＷ (72)発明者 アブルツェッセ，ジュゼッペ イタリア国 アイ―05026 モンテカスト リリ，38／ディー，ビア セッテヴァリ

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １．珪素鋼板を鋳造してスラブを作製し、次いで高温まで加熱して熱間圧延処理 し；こうして得られた熱間圧延ストリップを、アニール処理および焼入処理し、 これを冷間圧延処理することにより得られた冷間圧延ストリップを一次再結晶ア ニール処理、窒化処理にかけ、更に、二次再結晶アニール処理にかけて、結晶粒 配向電気シートを製造する時の抑制制御方法であって、 次のステツプ： （i）銅、炭素、およびアルミニウムの含有量がそれぞれ、次の範囲：800〜18 00ppm、50〜550ppm、250〜350ppmである珪素鋼板を連続鋳造するステップと、 （ii）連続鋳造されたスラブを、1150〜1320℃の範囲内の温度で加熱し、これ を熱間圧延処理するステップと、 （iii）こうして得られたストリップを1100〜1150℃まで急速に加熱し、850〜 950℃まで冷却し、この温度を30〜100秒間にわたり保持し、次いで、550〜850 ℃まで急冷し、結果として、以下の実験式： Iz=l.91Fv/r 〔式中、Fvは、有用な析出物の体積分率であり、rは、該析出物の平均半径で ある〕 に従って計算される、結晶粒成長を制御するための有効抑制度（Iz）が、400 〜1300cm^-1の範囲内にあるストリップが得られるようにするステップと、 の協同的関係での組合わせを特徴とする方法。 ２．前記銅含有量が1000〜1500ppmの範囲内であることを特徴とする請求項１記 載の方法。 ３．前記炭素含有量が、配向結晶粒最終製品の場合、50〜250ppmの範囲内であり 、超配向結晶粒最終製品の場合、250〜550ppmの範囲内であることを特徴とす る請求項１または２記載の方法。 ４．前記アルミニウム含有量が280〜310ppmの範囲内であることを特徴とする請 求項１〜３のいずれか１項記載の方法。 ５．1200〜1300℃の範囲内の温度で前記スラブを加熱することを特徴とする請求 項１〜４のいずれか１項記載の方法。 ６．前記冷間圧延処理のいくつかのステップが180〜250℃の範囲内の温度で行わ れることを特徴とする請求項１〜５のいずれか１項記載の方法。