JP2009503265A - 方向性電磁鋼ストリップの製造方法 - Google Patents

Abstract

本発明は、連続薄スラブ鋳造方法による、合金鋼（ケイ素２．５〜４．０質量％、炭素０．０２〜０．１０質量％、アルミニウム０．０１〜０．５０質量％を含むものとする）からの高品質の方向性電磁鋼ストリップの製造方法、特に、いわゆるＨＧＯ材料（ｈｉｇｈｌｙ ｇｒａｉｎ ｏｒｉｅｎｔｅｄ ｍａｔｅｒｉａｌ：高方向性材料）の製造方法であって、前記発明は操作順序を提供し、前記操作順序の個々の段階はそれらが従来のユニットを用いて最適特性を示す電磁鋼シートを得ることを可能にする前記方法において調和され、前記個々の段階が、溶融物の第２冶金処理を実施することと、バーを成型するために溶融物を連続鋳造することと、薄スラブに前記バーを分けること、前記スラブを加熱すること、熱間圧延ストリップを成形するために前記薄いバーの熱間圧延を連続して行うことと、コールドストリップを得るためにホットストリップを冷間圧延することと、前記コールドストリップの再結晶及び脱炭焼きなましを行うことと、ストリップ表面上に焼きなましセパレータを付与することと、そして従来型ユニットを使用することにより最適な電磁特性を示す電磁鋼シートを製造することを可能にする方法で、ゴス集合組織を形成するために再結晶及び脱炭焼きなましにさらされるコールドストリップをきれいに焼きなましすることからなる、前記方法に関する。

Description

発明の詳細な説明

本発明は、薄スラブの連続鋳造プロセスを使用する、高品質の方向性電磁鋼ストリップ（ｋｏｒｎｏｒｉｅｎｔｉｅｒｔｅｍ Ｅｌｅｋｔｒｏｂａｎｄ）、いわゆるＣＧＯ材料（ｃｏｎｖｅｎｔｉｏｎａｌ ｇｒａｉｎ ｏｒｉｅｎｔｅｄ ｍａｔｅｒｉａｌ：従来型方向性材料）の製造方法、特に、いわゆるＨＧＯ材料（ｈｉｇｈｌｙ ｇｒａｉｎ ｏｒｉｅｎｔｅｄ ｍａｔｅｒｉａｌ：高方向性材料）の製造方法に関する。

原則として、薄スラブの連続鋳造機が、薄スラブのインラインプロセスにより可能となる有利な温度制御のために、電磁鋼シートを製造するのに特に適していることは周知である。従って、特開２００２−２１２６３９号公報は、方向性電磁鋼シートの製造方法であって、溶融金属（質量％で、主インヒビター成分としてのケイ素２．５〜４．０％及びマンガン０．０２〜０．２０％、炭素０．００１０〜０．００５０％、アルミニウム０．００２〜０．０１０％、硫黄及びセレンの合計量、並びにさらなる任意の合金成分、例えば、銅、スズ、アンチモン、リン、クロム、ニッケル、モリブデン及びカドミウム、残部としての鉄及び不可避的不純物を含む）を、厚さ３０〜１４０ｍｍである薄鋼スラブに成型することを記載している。有利であるとして記載されているこの従来技術方法の一実施態様では、最適な電磁特性を仕上がった電磁鋼シート中で得るために、薄スラブは、熱間圧延前に１０００〜１２５０℃の温度で焼なましされる。さらに、従来技術の方法は、ホットストリップを５０〜８５％の変形ひずみを伴うコールドストリップに圧延する前に、熱間圧延後の厚さが１．０〜４．５ｍｍであるホットストリップを９５０〜１１５０℃の温度で３０〜６００秒間焼なましすることを必要とする。電磁鋼シートを製造するためのプレ材料として薄スラブを使用する利点として、薄スラブの厚みが小さいために、均一な温度分布及び等しい均一な微細構造をスラブ全体の断面にわたって保証することができ、その結果、得られたストリップが、厚さ方向にわたって、相当する均一な特性分布を有することを特開２００２−２１２６３９号公報において示している。

方向性電磁鋼シートの別の製造方法［しかし、これは、いわゆるＣＧＯ材料（従来型方向性材料）と呼ばれる、標準品質の製造のみに関係する］は、特開昭５６−１５８８１６号公報により公知である。この方法では、溶融金属（質量％で、インヒビターの主要成分としてのマンガン０．０２〜０．１５％、０．０８％を超える炭素、４．５％を超えるケイ素、合計が０．００５〜０．１％である硫黄及びセレン、残部としての鉄及び不可避的不純物を含む）を、厚さ３〜８０ｍｍを有する薄スラブに鋳造する。薄スラブの温度が７００℃未満に降下する前に、これら薄スラブの熱間圧延が始まる。熱間圧延の過程では、薄スラブを圧延して、厚さ１．５〜３ｍｍであるホットストリップにする。熱間圧延の過程では、薄スラブを圧延して、厚さ１．５〜３．５ｍｍであるホットストリップにする。この場合のホットストリップの厚さは、方向性電磁鋼シートの商業規準である標準最終厚さ０．３５ｍｍ未満が、７６％を超える冷間圧延変形ひずみを伴う一段階式の冷間圧延プロセスにおいてか又は中間焼なましを用いる従来型多段式の冷間圧延でしか製造することができない欠点がある。これによって、高い冷却変形ひずみがＭｎＳ及びＭｎＳｅによる比較的弱いインヒビション（ｉｎｈｉｂｉｔｉｏｎ）に適用されないというこの方法の欠点がある。これは、仕上げ製品の不安定であり不十分な磁気特性をもたらす。あるいは、中間焼なましを用いるより精密でありより高価である多段式冷間圧延プロセスを受け入れなければならない。

薄スラブの連続鋳造機を使用する、方向性電磁鋼シート製造の更なる可能性は、独国特許第１９７４５４４５（Ｃ１）号明細書中で十分に示されている。独国特許第１９７４５４４５（Ｃ１）号明細書中から発展した方法及びこの時点で公知である従来技術の背景に対する方法では、ケイ素鋼溶融物を製造し、この溶融物を厚さ２５〜１００ｍｍであるストランド（ｓｔｒａｎｇ）に連続鋳造する。凝固プロセス中に、そのストランドを７００℃よりも高い温度に冷却し、薄スラブに分ける。その後、インラインに配置している均一化設備（Ａｕｓｇｌｅｉｃｈｓｏｆｅｎ）に薄スラブを供給し、それらを１１７０℃以下の温度に加熱する。引き続いて、複数スタンドの熱間圧延機中で、前記方法で加熱した薄スラブを連続圧延し、３．０ｍｍ以下の厚さであるホットストリップを成形する。第１成形操作（Ｕｍｆｏｒｍｓｔｉｃｈ）は、圧延されたストリップの内部温度が最大１１５０℃であり、厚さの減少が少なくとも２０％である場合に実行される。

プレ材料として薄スラブを使用することにより生じる方向性電磁鋼シートを製造する鋳造／圧延プロセスの利点を利用することを可能にするために、金属が十分な延性を常に残している前記方法で、独国特許第１９７４５４４５（Ｃ１）号明細書の実施例に従う熱間圧延パラメータを選択しなければならない。これに関して、方向性電磁鋼シート用のプレ材料について、凝固後約８００℃にストランドを冷却し、次に均一な温度、例えば１１５０℃で、相対的に短い間だけストランドを保持し、そしてそれによって全体にわたって均一に加熱する場合に、延性は最大となるということを、独国特許第１９７４５４４５（Ｃ１）号明細書中で示している。従って、このような材料の最適な熱間圧延能力は、第１成形操作が少なくとも２０％の変形ひずみを伴う１１５０℃未満の温度で行われ、そして中間厚さ４０〜８ｍｍから開始するストリップが、多くても２つの連続成形操作中で、高圧力内部スタンド冷却装置を用いて、１０００℃未満の圧延温度に導かれる場合である。従って、それは、ストリップが約１０００℃の温度範囲で成型されることを回避する。これは延性に関して重要である。

独国特許第１９７４５４４５（Ｃ１）号明細書に従って、次に、この方法で成形されたホットストリップは、中間再結晶焼きなましを伴う１種又は複数の段階で、０．１５ｍｍから０．５０ｍｍまでの最終厚さに冷間圧延される。最後に、主としてＭｇＯを含有する焼きなましセパレータ（Ｇｌｕｅｈｓｅｐａｒａｔｏｒ）を備える、再結晶及び脱炭焼きなましにコールドストリップをさらし、次に、ゴス集合組織を形成するために仕上げ焼きなましにコールドストリップをさらす。最後に、電気絶縁でそのストリップをコーティングし、そして応力を除去するために焼きなましにそのストリップをさらす。

従来技術に記載されている実用への幅広い提案にもかかわらず、方向性電磁鋼シートを製造するための、（一般に、通常４０〜１００ｍｍの厚さであるストランドを鋳造し、次に薄スラブに分ける）鋳造機の使用は、溶融金属組成及びプロセス制御に関する電磁鋼シートの製造で生じる、特別な条件のための例外が残っている。

薄スラブの連続鋳造機の使用に関して、極めて重要なことが、トリベ炉に存在するということを実用的な調査は明らかにしている。このユニットでは、薄スラブの連続鋳造機に溶鋼を供給し、鋳造のための所望の温度へ加熱により溶鋼を調整する。さらに、最後に、トリベ炉において、合金化元素を添加することにより、前記鋼の化学組成を調整することができる。さらに、通常、トリベ炉中のスラグのコンディショニングを行う。アルミニウムでカーム化（ｂｅｒｕｈｉｇｔｅｎ）した鋼を加工する場合には、この鋼の可鋳性を保証するために、トリベ設備中で少量のカルシウムを溶鋼に添加する。

方向性電磁鋼シートに必要とされるケイ素−アルミニウムでカーム化した鋼の場合には、可鋳性を保証するためにカルシウムの添加を必要としないが、トリベスラグ中の酸素活量を減少させなければならない。

方向性電磁鋼シートの製造では、目標への化学分析に関して、非常に正確な調整が更に要求される。すなわち、個々の成分の含有量は、相互に調和させて、非常に厳密に調整する必要があり、その結果、選択された含有量の絶対量に応じて、いくつかの成分の限界が非常に厳しくなる。現状では、トリベ設備中の処理は、その限界に達している。

この点について、真空設備を使用することにより、実質的により良好なコンディショニングを達成することができる。しかし、トリベの脱ガスと異なり、ＲＨ又はＤＨ真空設備はスラグコンディショニングに適していない。なお、コンディショニングは、方向性電磁鋼シートを製造するのに使用される溶融物の可鋳性を保証するために必要である。

従って、本発明の目的は、前記従来技術に基づいて、薄スラブの連続鋳造機を使用する、高品質の方向性電磁鋼シート（特に、ＨＧＯ）を経済的に製造することを可能にする方法を創作することである。

本発明の目的は、下記のルーチン工程：
（ａ）鋼
［鉄及び不可避的不純物以外に、下記の組成（質量％）：
ケイ素：２．５〜４．０％、
炭素：０．０２〜０．１０％、
アルミニウム：０．０１〜０．０６５％、
窒素：０．００３〜０．０１５％
場合により、
０．３０％までのマンガン、
０．０５％までのチタン、
０．３％までのリン、
最大合計含有量０．０４％である硫黄、セレンの群から選択される１種又は複数の元素、
各々の場合において、０．２％までの含有量である、ヒ素、スズ、アンチモン、テルル、ビスマスの群から選択される１種又は複数の元素、
各々の場合において、０．５％までの含有量である、銅、ニッケル、クロム、コバルト、モリブデンの群から選択される１種又は複数の元素、
各々の場合において、０．０１２％までの含有量である、ホウ素、バナジウム、ニオブの群から選択される１種又は複数の元素
を含むものとする］の溶融工程と、
（ｂ）トリベ炉中又は真空設備中での、溶融金属の第２冶金処理工程と、
（ｃ）溶融金属からストランドへの連続鋳造工程と、
（ｄ）ストランドを薄スラブへ分ける工程と、
（ｅ）インラインで配置している炉中での、温度１０５０〜１３００℃への薄スラブの加熱工程（前記設備内での滞留時間は、最大６０分間である）と、
（ｆ）インラインで配置している複数スタンドの熱間圧延機での、０．５〜４．０ｍｍの厚さであるホットストリップへの、薄スラブの連続熱間圧延工程と
（前記圧延段階中に、第１成形操作は、４０％を超える変形ひずみを伴い、９００〜１２００℃の温度で実施され、
少なくともその後の熱間圧延プロセス中の２つの減少パスは、混合状態で存在する２つの相（α−γ）を伴い圧延され、
最終熱間圧延操作のパス当たりの減少は、最大３０％である）、
（ｇ）ホットストリップの冷却工程と、
（ｈ）コイルへのホットストリップの巻き取り工程と、
（ｉ）場合により、コイリング後又は冷間圧延前の、ホットストリップの焼きなまし工程と、
（ｊ）最終厚さ０．１５〜０．５０ｍｍであるコールドストリップへのホットストリップの冷間圧延工程と、
（ｋ）場合により、脱炭中又は脱炭後に窒化を伴う、コールドストリップの再結晶及び脱炭焼きなまし工程と、
（ｌ）ゴス集合組織を形成するための、再結晶及び脱炭焼きなましされたコールドストリップの最終焼きなまし工程と、
（ｍ）場合により、最終焼きなましされたコールドストリップに電気絶縁をコーティングし、続いて、応力を除去するために、コーティングされたコールドストリップの焼きなまし工程とを含む、方向性電磁鋼ストリップの製造方法により達成された。

本発明により提案された作業手順は、最適な電磁特性を有する電磁鋼シートを従来の装置を使用して製造することができる前記方法で調和される。

この目的を達成するために、現在公知である組成の鋼を第１工程で溶解する。次に、この溶鋼を第２冶金処理にさらす。この処理は、溶鋼を鋳造する際のストランド破壊の危険性を最小限に減らすために、分析の所定の狭い範囲で鋼の化学組成を調整し、そして最大１０ｐｐｍの低い水素含有量を達成するために、好ましくは、最初に真空設備において行う。

真空設備内での処理に続いて、鋳造遅延の場合において、鋳造に必要な温度を保証することを可能にし、そして薄スラブの連続鋳造の過程でシェル内の浸漬ノズルが詰まることを避け、すなわち鋳造プロセスを中止しなければならないことを避けるためにスラグを調整することを可能にするために、トリベ炉をもつプロセスを続けることが役に立つ。

本発明によれば、トリベ炉はスラグ調整に最初に使用され、次に、分析の狭い制限内において溶鋼の化学組成物を調整するために真空設備内での処理に使用されることがある。しかし、この組み合わせは、鋳造遅延の場合において、溶融金属の温度が、溶鋼を鋳造することが可能でない範囲に降下するという不利益と結び付いている。

それは、トリベ炉だけを使用するための本発明とも一致する。しかし、これは、分析が真空設備での処理の場合と同じくらい正確ではなく、さらに溶融金属がストランド破壊の危険性を伴い鋳造される場合に、高水素含有量が発生することがあるという不利益と結び付いている。

それは、真空設備だけを使用するための本発明とも一致する。しかし、一方で、これは、鋳造遅延の場合において、溶融金属の温度が溶鋼を鋳造することが可能でない範囲に降下するという危険性を有し、他方では、浸漬ノズルがプロセス中に詰まり、鋳造を中止しなければならないという危険性が存在する。

したがって、本発明に基づいて、トリベ炉及び真空設備を利用し、特定の鋼の冶金及び鋳造の必要条件に依存する場合には、両方の設備は組み合わせて使用される。

次に、好ましくは厚さ２５〜１５０ｍｍであるストランドは、この方法で処理された溶融金属から鋳造される。

薄スラブの連続鋳造機の狭いシェル内でストランドを鋳造する場合、ストランド幅にわたる、高流速、乱流及び不均一な流速分布が、液体レベルゾーン中で起こる。他方、これは不均一となる凝固プロセスをもたらし、その結果、表面の縦割れが鋳造ストランド内で起こる可能性がある。他方、不均一な流れの溶融金属の結果として、鋳造スラグ又はフラックスパウダー（ｆｌｕｘ ｐｏｗｄｅｒ）がストランドに流れる。こうした結果は、凝固後の鋳造ストランドから分けられた薄スラブの内部純度及び表面仕上げを低下させる。

本発明の有利な一実施態様では、このような欠点を、電磁ブレーキを備える連続成形シェルに注がれる溶鋼によって、大きく避けることができる。前記ブレーキを本発明に従って使用する場合、前記ブレーキは、シェル内、特に磁界を製造する液体レベルゾーン内の流れを、落ち着かせ、安定させる結果となり、シェルに入る溶融金属ジェットと相互に反応するこれは、いわゆる「ローレンツ力」効果を通して、それらのスピードを減少する。

鋳造を低過熱温度で実施する場合、電磁特性に関して有利である鋳鋼ストランド内のミクロ組織の発生を高めることもできる。後者は、鋳造される溶融金属の液温よりも最大２５Ｋ高いことが好ましい。本発明の有利なこの変形を考慮する場合、低過熱温度における溶鋼鋳造の液体レベルゾーン中での凝固、すなわちプロセスを中止しなければならないポイントまでの鋳造問題を、成形シェル上で電気ブレーキを使用することによって避けることができる。電気ブレーキにより及ぼされる力が、液体レベルゾーンに熱い溶融金属を運び、そこで温度の上昇を引き起こす。これは、故障のない鋳造を確実にするのに十分である。

この方法で得られた鋳造ストランドの均一で、細粒凝固微細構造は、本発明により製造された方向性電磁鋼シートの電磁特性に影響を与える。

ホットストリップを冷却する間に、前記析出の制御された製造の可能性を最大限利用することを可能にするために、熱間圧延前及びできる限り熱間圧延中の窒化析出の形成を避けるために、本発明において、あらゆる努力が行われる。これを補助するために、溶融金属から鋳造するがコアにおいて依然として液体であるストランドのインライン厚さ減少を実行することが、本発明の有利な一実施態様において提案される。

それ自体公知である厚さを減少する方法として、いわゆる液体コア減少（ｌｉｑｕｉｄ ｃｏｒｅ ｒｅｄｕｃｔｉｏｎ、以下「ＬＣＲ」とする）及びいわゆる軟化減少（ｓｏｆｔ ｒｅｄｕｃｔｉｏｎ、以下「ＳＲ」とする）を使用することができる。鋳造ストランドの厚さを減少するためのこれらの可能性を、それら単独で、又は組み合わせて使用することができる。

ＬＣＲの場合、ストランド厚さは、シェル下方付近で減少されているが、ストランドのコアは依然として液体である。ＬＣＲは、従来技術に従って、より小さいホットストリップ最終厚さを達成するために主として薄スラブ連続鋳造機内で、特に鋼強度鋼の場合に使用されている。さらに、ＬＣＲを介して、ホットストリップ機の圧延スタンド内の圧延荷重又は厚さの減少の低減化を成功させることができ、その結果、圧延スタンドの日常的な摩耗及びホットストリップのスケールポロシティー（Ｚｕｎｄｅｒｐｏｒｉｇｋｅｉｔ）を最小にすることができ、ストリップの操作を改良する。本発明によるＬＣＲにより得られた厚さの減少は、好ましくは５〜３０ｍｍである。

ＳＲは、最終凝固直前の、液体プールの最も低いポイントでのストリップの平均制御厚さ減少と理解されている。ＳＲの目的は、中心部の偏析及びコアポロシティー（Ｋｅｒｎｐｏｒｏｓｉｔａｅｔ）を減少することである。この方法は、コグドインゴット（Ｖｏｒｂｌｏｃｋ）及び薄スラブ連続鋳造機内で、現在まで、主に使い果たされてきている。

本発明は、薄スラブ連続鋳造機又は鋳造／圧延機で、方向性電磁鋼シートを製造するためのＳＲの使用も提案している。この方法によって達成可能な減少、すなわち、後続の熱間圧延によるプレ製品中の、特にケイ素の中心偏析の減少によって、磁気特性に関して特に有利である、ストリップ厚さにわたる化学組成を均質化することが可能になる。ＳＲの使用を通しての厚さ減少が０．５〜５ｍｍの場合、良好なＳＲ結果が達成される。ＳＲが本発明により実施される連続鋳造に関連して使用される場合、下記の基準を時間のモーメントとして利用することができる。
凝固度をもつＳＲゾーンの開始（ｆ_ｓ＝０．２）
ＳＲゾーンの終了（ｆ_ｓ＝０．７〜０．８）

薄スラブ連続鋳造機の場合では、一般に成形シェルから垂直に離れるストランドは、大きく横たわる場所で、水平方向に曲げられる。温度範囲７００〜１０００℃（好ましくは、８５０〜９５０℃）で、水平方向に曲げられ、まっすぐにされる、溶融金属から鋳造されるストランドの結果としての本発明のさらなる有利な実施態様では、ストランドから分離した薄スラブの表面上のクラック（これは、他に、ストランドの端部でのクラックの結果として特に起こる）を避けることができる。前記温度範囲では、本発明により使用された鋼は、ストランド表面上又は端部付近で良好な延性を有しており、その結果、それは、曲げられ、そしてまっすぐにさせられる場合に生じる変形を安全に起こすことができる。

現在公知の方法では、薄スラブ（その薄スラブは、その後、炉中で熱間圧延に適した開始温度に加熱され、そして次に熱間圧延段階に運ばれる）は、鋳造ストランドから分けられる。薄スラブが炉に入る温度は、好ましくは６５０℃よりも高い。炉の滞留時間は、スケールを避けるために６０分間未満であることが好ましい。

追及しているＨＧＯ材料の製造に関する本発明の本質的な観点は、混合状態で存在する２つの相（α／γ）を伴い、第１減少パス後の熱間圧延を実施することである。また、この測定の最終目標は、ホットストリップ機の最後の圧延スタンド後に、冷却条件を用いてランアウトテーブル上でこれらの析出を明確に制御することを可能にするために、熱間圧延の過程で窒化析出の発生をできる限り減少することである。本発明によりこれを保証するために、オーステナイト及びフェライトの混合量がホットストリップの微細構造中に存在する温度で熱間圧延を行う。本発明により使用される合金鋼での典型的な温度は、約８００℃を超えており、特に８５０〜１１５０℃の範囲である。これらの温度でのγ相では、ＡＩＮが溶液中で維持されている。結晶粒精錬効果（ｇｒａｉｎ ｒｅｆｉｎｉｎｇ ｅｆｆｅｃｔ）は、混合状態で存在する２つの相を伴う熱間圧延のさらなる肯定的な面として言及されることがある。最終生成物の電磁特性にプラスの影響を及ぼす、より細粒であり、そして均一なホットストリップ微細構造は、熱間圧延パス後、オーステナイトのフェライトへの変態の結果として得られる。

また、窒化析出の回避は、所望の最終ストリップ厚さを得るのに必要な最終圧延スタンド中において比較的少ない減少だけであるために、少なくとも４０％の変形歪みが第１減少パス中ですでに達成される事実によって、本発明による熱間圧延中で補助されている。従って、この点について、仕上げ列中の最初の２つの減少パスを通して得られる合計変形歪みは６０％を超えており、これによって、本発明のさらに有利な実施態様において、仕上げ列の第１圧延スタンドでは４０％を超える変形度が得られ、そして仕上げ列の第２圧延スタンドでは減少は３０％を超える。

最初の２つの圧延スタンド中でのパス当たりの高い減少（変形ひずみ）の使用は、加工される最終製品の良好な電磁特性のためのプレ条件である、粗粒凝固微細構造の微細な圧延微細構造への必要な減少をもたらす。従って、最終圧延スタンドでのパス当たりの減少は、最大３０％、好ましくは２０％未満に制限することが好ましく、これによって、最終列の最後から２番目の圧延スタンド中のパス当たりの減少が２５％未満である場合、追及している特性に関して最適である、所望の熱間圧延結果に有利でもある。仕上げ電磁鋼シートの最適特性をもたらす、７つのスタンドホットストリップ圧延機で実際に立てられた減少パス計画は、プレストリップ厚さ６３ｍｍ及びホットストリップ最終厚さ２ｍｍに関して、第１スタンドで得られるひずみが６２％であり、第２スタンドは５４％であり、第３スタンドは４７％であり、第４スタンドは３５％であり、第５スタンドは２８％であり、第６スタンドは１７％であり、第７スタンドは１１％であることを定めている。

最終製品の電磁特性を悪くすることがあるホットストリップ上の粗い析出又は粗い不均一な微細構造を避けるために、仕上げ列の最終圧延スタンド後、可能な限りすぐにホットストリップの冷却を開始することは有利である。従って、本発明の実行可能な一実施態様では、最終圧延スタンドを離れた後、最大５秒以内に、水を用いた冷却を始めることを提案する。この場合における目的は、可能な限り休止期間を例えば１秒以内に短くすることである。

水を用いた冷却を２段階で行う方法により、ホットストリップの冷却を行うこともできる。この目的を達成するために、最終圧延スタンドに続いて、ホットストリップを最初にアルファ／ガンマ減少温度より低い温度付近に冷却することが可能であり、その後、順に、好ましくはストリップ厚さにわたって温度を等しくするために１〜５秒間冷却を中止した後、水を用いて必要なコイリング温度に更に冷却を行う。第１冷却段階は、いわゆる「コンパクト冷却（ｋｏｍｐａｋｔｋｕｅｈｌｕｎｇ）」の形式で行うことが可能であって、大量の水を分配することにより、強力な冷却速度（少なくとも２００Ｋ／ｓ）で短距離にわたってホットストリップを急冷し、一方、水冷の第２段階は、強力でなく、より長い距離にわたって行い、その結果、ストリップ断面にわたってできるだけ可能な冷却結果を達成する。

コイリング温度は、温度範囲５００〜７８０℃であることが好ましい。一方では、より高い温度は望ましくない粗い析出をもたらし、他方では、酸洗い能力を減少することがある。より高いコイル温度（７００℃を超える）を使用するために、いわゆる短距離コイラ（ｋｕｒｚｄｉｓｔａｎｚｈａｓｐｅｌ）を用い、これはコンパクト冷却ゾーン後すぐに配置される。

本発明により定められた範囲内で、熱間圧延ストリップを製造する本発明の方法は、好ましくは、得られたホットストリップが、１５０ｎｍ未満の平均粒径及び少なくとも０．０５μｍ^−２の平均密度である、硫化及び／又は窒化析出を達成する前記方法で行われる。この方法で成型される前記ホットストリップは、この後のプロセス中で、効果的な結晶粒成長の制御のための最適なプレ条件を提供する。

場合により、さらなる微細構造の最適化のために、コイリング後又は冷間圧延前に、この方法で得られたホットストリップを再び焼きなましすることができる。

冷間圧延後、得られたホットストリップは、再結晶及び脱炭焼きなましにさらされる。結晶粒の成長を制御するのに使用される窒化析出を形成するために、脱炭焼きなまし中か又は脱炭焼きなまし後に、ＮＨ_３を含む雰囲気中で、コールドストリップを窒化焼きなましにさらすことができる。

更なる窒化析出の可能性は、窒素を使用する脱炭焼きなましが二次再結晶前の最終焼きなましの加熱段階中でストリップに拡散された後に、コールドストリップ上に、Ｎ含有非付着性化合物、例えば窒化マンガン又は窒化クロム等を付与することである。

以下、１つの典型的な実施態様に基づいて、本発明を詳細に説明する。

［実施例１］
第２冶金処理後の溶鋼（組成は、ケイ素３．１５％、炭素０．０４７％、マンガン０．１５４％、硫黄０．００６％、アルミニウム０．０３０％、窒素０．００８０％、銅０．２２％及びクロム０．０６％である）を、トリベ炉及び真空設備中で、６３ｍｍ厚さのストランドに連続鋳造した。インラインで配置している均一化炉に入る前に、ストランドを薄スラブに分けた。均一化炉において１１５０℃、２０分間の滞留後、次に薄スラブを種々の方法で脱スケール及び熱間圧延した。
態様「ＷＷ１」：本発明によるこの態様の場合では、第１パスは、１０９０℃で、変形ひずみε１（６１％）を伴い行われ、そして第２パスは、１０５０℃で、変形ひずみε２（５０％）を伴い行われる。パス３〜７の圧延温度は、１０１０℃、９８０℃、９５０℃、９３０℃及び９００℃であった。最終の２つのパスの場合では、変形歪みは１７％及び１１％であった。これら熱間圧延態様で、下記のパーセントのオーステナイトが、パス１〜７中で達成された（３０％／２５％／２０％／１８％／１５％／１４％及び１２％）。
態様「ＷＷ２」：本発明によらないこの態様は、第１パスでの厚さ減少（２８％）及び第２パスでの厚さ減少（２８％）、これによって最終の２つのパスは、２８％及び２０％の変形ひずみを有する点で差異があった。第１パスの圧延温度は１０９０℃であり、第２パスの圧延温度は１０００℃であった。パス３〜７は、９５０℃、９２０℃、８９０℃、８６０℃及び８３０℃で実施された。これら熱間圧延態様の結果として、パス１〜７でのオーステナイトのパーセントは、３０％、２０％、１５％、１２％、１０％、８％及び７％であった。

最終圧延スタンドをコイル温度６５０℃にした後、７秒以内に水でスプレーをする冷却は、両方の熱間圧延態様において同じであった。この方法で製造された厚さ２．０ｍｍであるホットストリップと同様に、顕微鏡検査用サンプルは、急冷を用いた第２パス後の熱間圧延を中断することによっても得られた。

その後の磁性ストリッププロセスでは、連続炉でストリップを最初に焼きなましをして、次に中間焼きなましがない１段式において最終厚さ０．３０ｍｍに冷間圧延した。焼きなましに関して、下記の２つの異なる態様を再び選択した。
態様「Ｅ１」：８６０℃で標準脱炭焼きなましだけを行うものであって、ストリップを再結晶及び脱炭した。
態様「Ｅ２」：ここで、雰囲気中で、８６０℃、３０秒間、標準インライン脱炭焼きなましの後に、ストリップを窒化した。

その後、ゴス集合組織を形成するために、最後にすべてのストリップを焼きなましを行い、電気絶縁でコーティングを行い、そして応力を除去するために焼きなましにさらした。

下記の表は、種々のプロセス条件の関数としての、個々のストリップの磁性結果を表す（γ２／γ３／γ６／γ７：相当する熱間圧延パス中のオーステナイトのパーセント）。

選択された熱間圧延条件の関数としての種々の磁性結果を、種々の微細構造に基づいて説明することができる。本発明による態様「ＷＷ１」の場合では、より細かく、そして何よりも実質的に均一な微細構造（図１）が、個々の減少パス中で、高いオーステナイト含有量により形成される。
《図１》

対照的に、第２パス後の本発明によらない条件下での熱間圧延（態様「ＷＷ２」）は、実質的により不均一ではなく、そしてより粗い微細構造（図２）ももたらす。
《図２》

Claims (11)

1. 薄スラブの連続鋳造プロセスを使用する、方向性電磁鋼ストリップの製造方法であって、下記のルーチン工程：
   （ａ）鋼
   ［鉄及び不可避的不純物以外に、下記の組成（質量％）：
   ケイ素：２．５〜４．０％、
   炭素：０．０２〜０．１０％、
   アルミニウム：０．０１〜０．０６５％、
   窒素：０．００３〜０．０１５％、
   場合により、
   ０．３０％までのマンガン、
   ０．０５％までのチタン、
   ０．３％までのリン、
   最大合計含有量０．０４％である硫黄、セレンの群から選択される１種又は複数の元素、
   各々の場合において、０．２％まで含有している、ヒ素、スズ、アンチモン、テルル、ビスマスの群から選択される１種又は複数の元素、
   各々の場合において、０．５％まで含有している、銅、ニッケル、クロム、コバルト、モリブデンの群から選択される１種又は複数の元素、
   各々の場合において、０．０１２％まで含有している、ホウ素、バナジウム、ニオブの群から選択される１種又は複数の元素
   を含むものとする］の溶融工程と、
   （ｂ）トリベ炉中又は真空設備中での、溶融金属の第２冶金処理工程と、
   （ｃ）溶融金属からストランドへの連続鋳造工程と、
   （ｄ）ストランドを薄スラブへ分ける工程と、
   （ｅ）インラインで配置している炉中での、温度１０５０〜１３００℃への薄スラブの加熱工程（前記設備内での滞留時間は、最大６０分間である）と、
   （ｆ）インラインで配置している複数スタンドの熱間圧延機での、厚さ０．５〜４．０ｍｍであるホットストリップへの薄スラブの連続熱間圧延工程と
   （前記圧延段階中に、第１成形操作は、４０％を超える変形ひずみを伴い、温度９００〜１２００℃で実施され、
   少なくとも、その後の２つの熱間圧延パスは、混合状態で存在する２つの相（α−γ）を伴い圧延され、
   最終熱間圧延操作のパス当たりの減少は、最大３０％である）、
   （ｇ）ホットストリップの冷却工程と、
   （ｈ）コイルへのホットストリップの巻き取り工程と、
   （ｉ）場合により、コイリング後又は冷間圧延前の、ホットストリップの焼きなまし工程と、
   （ｊ）最終厚さ０．１５〜０．５０ｍｍであるコールドストリップへのホットストリップの冷間圧延工程と、
   （ｋ）コールドストリップの再結晶及び脱炭焼きなまし工程と、
   （ｌ）前記ストリップ表面上への焼きなましセパレータの付与工程と、
   （ｍ）ゴス集合組織を形成するための、再結晶及び脱炭焼きなましされたコールドストリップの最終焼きなまし工程と、
   （ｎ）場合により、仕上げ焼きなましされたコールドストリップの電気絶縁でのコーティング、及びそれに続く、応力を除去するためにコーティングされたコールドストリップの焼きなまし工程と、
   （ｏ）場合により、コーティングされたコールドストリップの磁区改善工程とを含む、前記方法。
2. 第２冶金処理（工程ｂ）過程中の溶融金属を、真空設備中で最初に処理し、そして次にトリベ炉中で処理するか、あるいは、最初にトリベ炉、そして続いて真空設備中の順番を選択することもでき、そして真空設備中だけか、又はトリベ炉中だけで第２冶金処理をすることができることを特徴とする、請求項１に記載の方法。
3. 前記第２冶金処理（工程ｂ）過程中の溶融金属を、トリベ炉及び真空設備中で、交互に処理することを特徴とする、請求項１に記載の方法。
4. 溶融金属の水素含有量が鋳造プロセス中（工程ｃ）で最大１０ｐｐｍとなるまでの時間にわたり、溶融金属の第２冶金処理（工程ｂ）を続けることを特徴とする、請求項１〜３のいずれか一項に記載の方法。
5. 電磁ブレーキを備える連続成形シェル中で、溶鋼をストランド（工程ｄ）に鋳造することを特徴とする、請求項１〜４のいずれか一項に記載の方法。
6. 溶融金属から鋳造されるがコアは依然として液体であるストランドのインライン厚さ減少が、工程ｃの過程中で行われることを特徴とする、請求項１〜５のいずれか一項に記載の方法。
7. 溶融金属から鋳造されるストランドを、工程ｃの過程中で、７００〜１０００℃（好ましくは、８５０〜９５０℃）の温度で、水平方向に曲げ、そしてまっすぐにすることを特徴とする、請求項１〜６のいずれか一項に記載の方法。
8. 前記ストリップが、６５０℃を超える温度で、均一化炉に入ることを特徴とする、請求項１〜７のいずれか一項に記載の方法。
9. ホットストリップの加速冷却が、最終圧延スタンドを離れてから遅くとも５秒で開始することを特徴とする、請求項１〜８のいずれか一項に記載の方法。
10. コールドストリップが、アンモニア含有雰囲気中の焼きなましにより、脱炭中又は脱炭後、窒化することを特徴とする、請求項１〜９のいずれか一項に記載の方法。
11. １種又は複数の化合物を焼きなましセパレータに添加し、それによって、二次再結晶前の最終焼きなましの昇温段階中に、コールドストリップの窒化をもたらすことを特徴とする、請求項１〜１０のいずれか一項に記載の方法。