【発明の詳細な説明】
変圧器の磁気回路の製造で用いられる配向粒子を有する電気鋼板の製造方法
本発明は下記ａ）〜ｊ）の一連の工程からなる、特に変圧器の磁気回路の製造
で用いられる配向粒子を有する電気鋼板の製造方法に関するものである：
ａ）化学重量組成中に０．１％以下の炭素と、２．５％以上のケイ素と、一次粒
子の発達を妨げる析出物を形成するための元素、特にアルミニウム、窒素、
マンガン、銅および硫黄とを含み、任意成分として錫を含む鋼をスラブまた
はストリップの形で連続鋳造し、
ｂ）スラブまたはストリップを再加熱し、
ｃ）スラブまたはストリップを熱間圧延して、厚さ１〜５ｍｍの鋼板とし、
ｄ）熱間圧延した熱い鋼板を巻き取り、
ｅ）熱間圧延した鋼板またはストリップをアニールし、
ｆ）１回の冷間圧延または中間アニールを挟んだ２回の冷間圧延（後者の場合に
は熱間圧延した鋼板またはストリップのアニールは任意である）で最終厚さ
０．６５ｍｍ以下まで圧延し、
ｇ）Ｎ2とＨ2を含む湿った雰囲気中を走行させて一次再結晶化および脱炭のアニ
ールをし、
ｈ）マグネシアＭｇＯを主成分とするアニールセパレータ（separateur de recu
it）を脱炭済み鋼板の両面に塗布し、
ｉ）巻き取られた形で二次再結晶化および精製のアニールをし、
ｊ）引張り応力を誘導する絶縁被覆を塗布し、一般に高温圧延で平滑処理しなが
ら被覆を焼却アニールする。
配向した粒子を有する電気鋼板を製造するために、連続鋳造で得られたスラブ
を熱間圧延前に１３５０℃以上まで再加熱することは知れている。１３５０℃以
上の温度での保持時間はＡｌＮ、ＭｎＳおよびＣｕＳが単独または複合して析出
したの粗粒子溶解するのに十分な長さでなければならない。鋳造したままではこ
れらの粗粒子の平均粒径が非常に大きく且つその数が多いため二次再結晶化がで
きない。その結果、得られた電気鋼板は磁気特性が悪い。一次再結晶化で形成さ
れた｛１１０｝＜００１＞方向の配向粒子の異常な発達は、ＭｎＳ、ＡｌＮおよ
びＣｕＳの単独または複合析出物の平均粒径が約１００ｎｍ以下の場合にのみ起
こる。｛１１０｝＜００１＞組織（この組織で磁化容易軸である＜００１＞軸は
圧延方向にほぼ平行であり、｛１１０｝平面は鋼板の表面にほぼ平行である）は
配向粒子を有する電気鋼の圧延方向の磁気特性を良くする。
平均粒径が１００ｎｍ以下のＭｎＳ、ＡｌＮおよびＣｕＳの単独または複合析
出物は｛１１０｝＜００１＞配向のない一次粒子の正常な発達の抑制剤である。
スラブを１３５０℃以上の温度にスラブの芯までＭｎＳ、ＡｌＮおよびＣｕＳ
の単独または複合粒子が溶解するのに十分な時間再加熱するプロセスでは、熱間
圧延ストリップ中に下記状態が得られるように熱間圧延条件を制御することは知
られている：
ａ）全ての硫黄が平均粒径が約１００ｎｍ以下の抑制剤微粒子の形で析出し、
ｂ）窒化アルミニウムＡｌＮの析出が無く、平均粒径が１００ｎｍ以下の抑制剤
ＡｌＮ微粒子の析出が熱間圧延ストリップのアニール時に起こる。
しかし、配向粒子を有する鋼のスラブを１３５０℃以上の温度で十分長い時間
再加熱すると、再加熱炉にスコリア（scories）として堆積する液体酸化物の形
成が促進され、清掃のために炉を定期的に止める必要があり、そのために生産性
が失われ、維持費が高くなるるという重大な欠点がある。
スラブ再加熱炉の汚れを防ぐ方法は特に欧州特許第０２１９６１１号と第０３
３９４７４号で公知である。この方法ではスラブを１３５０℃以下の温度に再加
熱する。
スラブの再加熱時にＡｌＮ析出物を完全には溶解せずに、二次再結晶化の始ま
る前に主抑制剤（Ａｌ，Ｓｉ）Ｎを微粒子に形成するように脱炭鋼板を窒化する
方法もある。この方法では硫黄の含有量は０．０１２％以下に制限される。
欧州特許第０６１９３７６号で公知の別の方法ではスラブの再加熱時に硫化マ
ンガンＭｎＳ粒子を溶解させない。この粒子は熱間圧延鋼板上に粗粒子の形で残
るので抑制剤の働きはしない。
窒化アルミニウムＡｌＮの粒子は低い比率でしか溶解せず、全窒素含有量の少
なくとも６０％に等しい量が熱間圧延鋼板上に粗粒子の形で残るため、抑制剤の
働きはしない。
抑制は主として熱間圧延鋼板のアニール時に形成される硫化銅の微粒子で行わ
れる。
欧州特許第０７３２４１３号に記載の別の方法では、硫黄≦０．０２％，アル
ミニウム≦０．０３０％，（％Ｓ×％Ｍｎ）＜１６０×１０-5、（％Ａｌ×％Ｎ
）＜２４０×１０-6の化学組成の場合にスラブを再加熱して硫黄および／または
窒素を含む析出物を溶解する。
この鋼を熱間圧延して全ての硫黄を微粒子の形で析出させる。また、窒素をＡ
ｌＮ微粒子の形で析出させないように鋼を熱間圧延する。熱間圧延した鋼をアニ
ールして、窒素を主抑制剤となるＡｌＮ微粒子の形で析出させる。
アニールセパレーター（separateur de recuit）として用いられるマグネシア
に抑制化を助けるが少なくとも１種の硫黄および／または窒素の化合物を加えて
もよい。
本発明の目的は、スラブまたはストリップを熱間圧延前に１３５０℃以下の温
度に再加熱する際に鋼板の磁気特性が改良されるようにした、配向粒子を有する
電気鋼板の製造方法を提供することにある。
本発明の対象は、下記ａ）〜ｊ）の一連の工程で構成される、特に変圧器の磁
気回路の製造で用いられる配向粒子を有する電気鋼板の製造方法にある：
ａ）化学重量組成中に０．１％以下の炭素と、２．５％以上のケイ素と、一次粒
子の発達を妨げる析出物を形成するための元素、特にアルミニウム、窒素、
マンガン、銅および硫黄とを含み、任意成分として錫を含む鋼をスラブまた
はストリップの形で連続鋳造し、
ｂ）スラブまたはストリップを再加熱し、
ｃ）スラブまたはストリップを熱間圧延して、厚さ１〜５ｍｍの鋼板とし、
ｄ）熱間圧延した熱い鋼板を巻き取り、
ｅ）熱間圧延した鋼板またはストリップをアニールし、
ｆ）１回の冷間圧延または中間アニールを挟んだ２回の冷間圧延（後者の場合に
は熱間圧延した鋼板またはストリップのアニールは任意である）で最終厚さ
０．６５ｍｍ以下まで圧延し、
ｇ）Ｎ2とＨ2を含む湿った雰囲気中を走行させて一次再結晶化および脱炭のアニ
ールをし、
ｈ）マグネシアＭｇＯを主成分とするアニールセパレータを脱炭済み鋼板の両面
に塗布し、
ｉ）巻き取られた形で二次再結晶化および精製のアニールをし、
ｊ）引張り応力を誘導する絶縁被覆を塗布し、一般に高温圧延で平滑処理しなが
ら被覆を焼却アニールする。
本発明方法の特徴は下記１）〜４）の点にある：
１） 下記重量組成：
炭素 ０．１％以下、
ケイ素 ２．５％以上、
硫黄 ０．００６％以上、
マンガン ０．０２％以上、
アルミニウム ０．００８％以上、
窒素 ０．００４％以上、
銅 ０．０２％以上、
錫 ０．０２％以上
（残部は鉄と不純物）
を有するスラブまたは鋼板を芯まで１３５０℃以下の温度に再加熱し、熱間
圧延して、
２）平均粒径が３００ナノメートル（ｎｍ）以上の粗粒子の形で析出しない硫黄
の熱間圧延鋼板での重量比率が０．００４％以上とし、
３）平均粒径が１００ｎｍ以下の微粒子の形で単独で析出する窒素の重量比率が
熱間圧延鋼板中の全窒素重量比率の４０％以下とし、
４）このようにして得られた熱間圧延鋼板を少なくとも１回アニールして、全窒
素重量比率の６０％以上を平均粒径が１００ｎｍ以下の微粒子の形にみで析
出させる。
本発明の他の特徴は下記１）〜13）の点にある：
１） スラブまたはストリップが下記重量組成を有する：
０．０２％ ＜ 炭素 ＜ ０．０７％
３％ ＜ ケイ素 ＜ ４％
０．００６％ ＜ 硫黄 ＜ ０．０３５％
マンガン ＞ ０．０２％
０．００８％ ＜ アルミニウム ＜ ０．０３５％
０．００４％ ＜ 窒素 ＜ ０．００９％
０．０２％＜銅＜０．３０％
０．０２％＜錫＜０．２０％
２）スラブまたはストリップがさらに０．０８％〜０．０２％の錫を含み、熱間
圧延鋼板中の平均粒径が３００ナノメーター（ｎｍ）以上の粗粒子として析
出しない硫黄の重量比率は０．００４％である。
３）スラブまたはストリップが０．０８％以下の錫をさらに含み、熱間圧延鋼板
中の平均粒径が３００ナノメーター（ｎｍ）以上の粗粒子として析出しない
硫黄の重量比率は０．００６％以上である。
４）アニール後の平均粒径が３００ナノメーター（ｎｍ）以上の粗粒子として析
出しない硫黄の重量比率は０．００６％以上、好ましくは０．００８％であ
る。
５）アニールの後の平均粒径が１００ナノメーター（ｎｍ）以下の微粒子として
析出した硫黄の重量比率は０．００６％以上、好ましくは０．００８％、
６）アニールでは鋼板を少なくとも５０秒間、９００℃〜１１５０℃の温度に保
持し、その後に急冷する。
７）アニールした後、１回で最終厚さまで冷間圧延する。
８）２回冷間圧延し、アニールは熱間圧延鋼板またはストリップの最初の冷間圧
延後に実施される中間アニールであり、その後に急冷する。
９）冷間圧延前と２回の冷間圧延で熱間圧延鋼板またはストリップを冷間圧延す
る最初の操作の後にアニールし、その後に急冷却する。
10）一次再結晶化および脱炭のアニール前の冷間圧延は圧下率７０％以上で実施
する。
11）一次再結晶化および脱炭のアニール前の冷間圧延工程の少なくとも１回のパ
スを１５０℃以上の温度で実施する。
12）マグネシアが、二酸化チタン単独またはそれにボロンまたはボロン混合物、
硫黄または硫黄化合物、窒素化合物、硫黄と窒素の化合物、塩化アンチモン
または硫化錫を加えたものを含む。
13）脱炭鋼板をアンモニアを含む雰囲気中で気体で窒化する。
本発明の他の対象は上記方法で得られる配向粒子を有する電気鋼板にある。
本発明は下記の説明と添付図面からより明らかに理解されよう。しかし、本発
明が下記の記載に限定されるものではない。
図１で、曲線Ａは平均粒径３００ｎｍ以上の粗粒子の形で析出しない硫黄のア
ニール前の熱間圧延鋼板における重量比率を表し、曲線Ｂは１３００℃に再加熱
されたスラブに含まれる全硫黄重量比率の関数であるアニール後の熱間圧延鋼板
における析出しない硫黄の重量比率を表す。
図２ａ、図２ｂ、図２ｃは引張応力を誘導する絶縁被覆で被覆されたスラブを
１３００℃で再加熱した時の、冷間圧延後の最終厚さが０．２８５ｍｍである鋼
板の平均粒径３００ｎｍ以上の粗粒子の形で析出しない硫黄のアニール前の熱間
圧延鋼板における重量比率を関数とする磁気特性を示す図。
図３はスラブを１３００℃に再加熱した時の冷間圧延後の厚さが０．２８５ｍ
ｍである製品の磁気誘導度Ｂ800を熱間圧延鋼板のアニール温度の関数で示した
図。
図４は一次再結晶化および脱炭のアニールを行った後の粒子を１３００℃に再
加熱したスラブの硫黄の重量比率の関数でミクロンで示す図。熱間圧延ストリッ
プの厚さはそれぞれ２．３ｍｍ、２ｍｍである。
図５は一次再結晶化および脱炭のアニールを行った後の厚さ０．２８５ｍｍの
最終製品の磁気特性を直径１５μｍ以上の粒子の比率の関数で示した図。スラブ
は１３００℃に再加熱した。
図６ａ、図６ｂ、図６ｃは一次再結晶化および脱炭のアニールを行った後の厚
さ０．２８５ｍｍの最終製品の磁気特性を直径５μｍ以下の粒子の比率の関数と
して示す図。スラブは１３００℃に再加熱した。
図７は厚さ０．２８５ｍｍの最終製品の１．７Ｔと５０Ｈｚにおける損失を１
３００℃に再加熱したスラブの可溶性アルミニウムの重量比率の関数で示す図。
図８ａ、図８ｂ、図８ｃは厚さ０．２８５ｍｍの最終製品の磁気特性を１３０
０℃に再加熱したスラブの錫の重量比率とアニール前の熱間圧延鋼板の直径３０
０ｎｍ以上の粗粒子として析出しなかった硫黄の重量比率Ｉの関数で示した図。
一般に「微粒子」とは大部分が１００ｎｍ以下の平均粒径を有する平均粒径が
３００ｎｍ未満の粒子を意味し、「粗粒子」とは平均粒径が３００ｎｍ以上の粒
子を意味し、「粗粒子として析出しない硫黄」とは大部分が１００ｎｍ以下の平
均粒径を有する微粒子の形で析出した硫黄および固溶体の硫黄を意味する。
熱間圧延鋼板での析出状態を起こす熱的および熱機械的のサイクルを詳細かつ
正確に表すのは困難であるので、スラブを低い温度（例えば１３５０℃以下の温
度）で再加熱する各種のプロセスを区別化するのに抑制剤として働く粒子を電子
顕微鏡で特徴付けするのが最もよい方法と思われる。
熱間圧延鋼板の粗粒子として析出しない硫黄の重量比率Ｉは化学分析によって
求めた鋼スラブの全硫黄の重量比率と走査電子顕微鏡によって求められた鏡熱間
圧延鋼板の粗粒子の形で析出した硫黄の重量比率の差に等しい。検出結果に対す
る人為的な誤差を除去するために、平均粒径が３００ｎｍまたはそれ以上の硫黄
を含む析出物のみを考慮する。互いに隣接する画像部分を鋼板の上部表面から底
面にかけて１０００Ｘの倍率で電子加速電圧１５ｋＶでミクロ断片にスキャンす
る。硫黄含有析出物の表面積率は検査した表面積全体に対する硫黄含有析出物の
全表面積の比に等しい。一つのミクロ断片での析出物の表面積率は析出物の体積
率に等しい。粗粒子として析出した硫黄の体積率が分かれば、粗粒子として析出
した硫黄の重量比率を計算することができ、その結果、平均粒径が３００ｎｍ以
上の粗粒子として析出しない硫黄の重量比率を計算することができる。
本発明方法を適用した１つの実施例では、表１に示した組成の鋼を厚さ２１０
ｍｍの鋼スラブの形に連続鋳造し、このスラブに下記の処理をする：
ａ）スラブの芯まで１３００℃の温度に再加熱する。スラブの芯は１２５０℃以
上に５０分間維持され、その３０分は１２８０℃以上である。
ｂ）複数回のパスで粗熱間圧延する。実施例では最終パスの最後で温度が１０８
０℃〜１０９０℃になるように厚さ４５ｍｍになるまで５回のパスを行う。
ｃ）熱間仕上げ圧延を例えば７回のパスで行う。熱間仕上げ圧延開始時の温度は
１０６０℃〜１０７５℃、終了時の温度は９２５℃〜９３５℃である。
上記の粗熱間圧延および熱間仕上げ圧延は、例えば１２台の圧延機を粗圧延で
は２１％、３９％、２０％、２５％、２５％で、仕上げ圧延では５３％、３８％
、４３％、３８％、２６％、１８％、４％の一連の圧下率で連続的にパスさせて
行う。
厚さ２．３ｍｍの熱間圧延鋼板を５１０℃〜５４０℃の温度で巻き取る。
走行する熱間圧延鋼板に行うアニールは１００秒で１１００℃まで温度を上げ
、１１００℃に１６０秒間保持し、３０秒で８００℃まで冷却し、１０秒で６５
℃に急冷して行う。
熱間圧延されアニールされた鋼板は次いで冷間圧延されて、約３０％の一連の
圧下率および８７．６％の全圧下率に対応する６回のパスからなる１つの工程で
０．２８５ｍｍの厚さになる。少なくとも１回のパス中に圧延温度は１５０℃以
上になる。
冷間圧延された鋼板はＮ2／Ｈ2の湿った雰囲気下で一次再決晶化および脱炭処
理を受ける。この処理では特に温度を約１５秒で７００℃上昇させ、約１００秒
で７００℃から８２０℃に上昇させ、４０秒間１２０℃に保持する。
脱炭鋼板は水１リットルにつき１５０ｇのマグネシアＭｇＯと、１００ｇのＭ
ｇＯにつき６ｇのＴｉＯ2と、１００ｇのＭｇＯにつき０．０４％の塩化アンチ
モンとを含むマグネシア乳剤で被覆され、乾燥される。
次いで、マグネシア被覆した脱炭鋼板はＮ2２５％／Ｈ2７５％の雰囲気下で６
５０℃から１２００℃まで１５℃／時の速度で昇温され、金属ＳとＮの精製が完
了するまで水素中で１２００℃に維持されて、二次再決晶化アニールされる。
精製された鋼板は次いで下記の処理を受ける：
ａ）シリカ、燐酸アルミニウムおよびクロム酸からなる溶液の塗布
ｂ）鋼板を高温で圧延平滑化し、走行させながら８００℃で被覆を熱処理する。
以下の実施例では、特に別の指示が無い限り製造の各工程における処理条件は
全ての同じである。
［表１］スラブの化学組成（重量％）
［表２］熱間圧延後の最終厚さが０．２８５ｍｍであるスラブの芯の再加熱温
度を関数とした磁気特性
図１の曲線Ａは、連続鋳造スラブを１３００℃に再加熱し熱間圧延する本発明
の条件では、スラブ中の全硫黄重量比率が増加した時に、アニールされていない
熱間圧延鋼板の粗粒子として析出しない硫黄の重量比率が増加することを示して
いる。これは全く予測不可能なことである。さらに、図２ａ、図２ｂ、図２ｃは
、熱間圧延鋼板の粗粒子として析出しない硫黄の重量比率が０．００６％以上に
なると、１．５テスラでの損失は０．８Ｗ／ｋｇ以下になり、１．７テスラでの
損失は１．１Ｗ／ｋｇになり、磁気誘導度Ｂ800は１．８８テスラ以上になるこ
とを示している。ここではスラブは１３００℃以上に再加熱され、最終製品の冷
間圧延後の厚さは０．２８５ｍｍである。
全硫黄の比率が０．０１１％と低く、意図的に錫を加えていないＮｏ．１の鋼
のスラブから得られる最終製品の磁気特性は中程度である。ここでは、平均粒径
が３００ｎｍ以上の粗粒子として析出しない硫黄の熱間圧延鋼板における重量比
率は０．００５５％である。
鋼Ｎｏ．２のスラブは０．０１５％の全硫黄を含み、熱間圧延鋼板が粗粒子と
して析出しない硫黄の重量比率は０．００６％以上であり、これは、熱間圧延鋼
板がより粗粒子として析出しない硫黄の重量比率が高いことで特性付けられる鋼
Ｎｏ．３、４、５に比べて磁気特性が少し落ちる。図３は、スラブを１３００℃
に再加熱した時には、アニール温度が最適アニール温度の１１００℃近くから大
きく離れると鋼Ｎｏ．２に相当する熱間圧延鋼板の磁気誘導度Ｂ800で表される
磁気特性はアニール温度が１０５０℃および１１５０℃の時に、大きく低下する
ことを示している。ここでの冷間圧延後の最終製品の厚さは０．２８５ｍｍであ
る。一方、磁気特性の低下度は鋼Ｎｏ．３、４、５の熱間圧延鋼板のアニール温
度が１１５０℃に近い時と同じ程度であるが、この磁気特性は、平均粒径が３０
０ｎｍ以上の粗粒子として析出しない硫黄の重量比率が高いため、熱間圧延鋼板
のアニール温度を１０５０℃にしてもほとんど低下しない。
熱間圧延鋼板の粗粒子として析出しない硫黄の重量比率で表わされる基準Ｉの
重要性を示すために、別の実施例において鋼Ｎｏ．３のスラブを芯まで１２５０
℃に再加熱した。２１０ｍｍ厚さのスラブの芯を１２００℃以上に４５分維持し
、その３２分間は１２３０℃以上に維持した。粗熱間圧延の終了時の温度は１０
７５℃、熱間仕上げ圧延の開始時の温度は１０３０℃、熱間仕上げ圧延の終了時
の温度は９５０℃、巻き取り時の温度は５２５℃である。熱間圧延鋼板のアニー
ルは上記温度上昇速度および冷却条件で１１００℃で１６０秒間行う。得られた
磁気特性が非常に悪い（Ｂ800＝１．６３Ｔ）のは熱間圧延鋼板における平均粒
径が３００ｎｍ以上の粗粒子として析出しない硫黄の重量比率Ｉ（０．００１４
％）が不十分であるためである。すなわち、鋼Ｎｏ．３の再加熱、熱間圧延、熱
間圧延鋼板のアニール条件が正しくなく、特に１２５０℃での保持時間が不十分
である。スラブ中の硫黄の重量比率が低い場合に同じ条件下で１２５０℃に再加
熱することで磁気特性は少しだけ低下する。例えば、本発明による表２の鋼Ｎｏ
．２の値"Ｉ"は１２５０℃に再加熱し、熱間圧延した後に０．００６３％
である。
熱間圧延鋼板またはストリップで、スラブまたはストリップの再加熱時間を長
うすると平均粒径が３００ｎｍ以上の粗粒子として析出しない硫黄の重量比率が
増加する。すなわち、鋼Ｎｏ．３の芯を１３００℃に再加熱した。この場合、１
２５０℃に６５分間維持し、その内４５分は１２８０℃に維持した。この条件下
では粗粒子として析出しない硫黄の重量比率は熱間圧延鋼板において０．００８
％（表２）ではなく０．０１３％になる。本発明では、平均粒径が３００ｎｍま
たはそれ以上の粗粒子として析出しない硫黄の重量比率が増加しないような条件
で熱間圧延鋼板をアニールしなければならない。本発明でのアニール条件は平均
粒径が３００ｎｍ以上の析出物が部分的に溶解し、冷却時に平均粒径が１００ｎ
ｍ以下の微粒子の形で硫黄が固溶体として析出するのに有利なものでなければな
らない。本発明の実施例を示す図１の曲線Ｂでは、熱間圧延鋼板のアニール後に
平均粒径が３００ｎｍ以上の粗粒子すなわち固溶体が析出せず、主として平均粒
径が１００ｎｍ以下の微粒子の形で折出する硫黄の重量比率を示している。熱間
圧延鋼板のアニール後の微粒子の状態で析出した固溶体の硫黄の重量比率は鋼Ｎ
ｏ．３，４，５の場合、０．０１０％以上である。
一般に、本発明方法では、最初の冷間圧延の前および／または後に実施される
アニール時、脱炭アニール時、二次再結晶アニール時、特に二次再結晶化開始前
に、平均粒径１００ｎｍ以下の微粒子として固溶体の硫黄を析出させることがで
きる。
本発明では、熱間圧延鋼板またはストリップのアニールは、全窒素の６０重量
％以上が平均粒径１００ｎｍ以下の微粒子として大量に析出する条件で行わなけ
ればならない。
［表３］熱間圧延ストリップでＡｌＮの状態で析出した窒素の重量比率 析出した窒素の重量比率の測定方法の原理は下記の通りである:
母材をブロム-メタノール混合物で溶解し、析出したアルミニウムをメンブレ
ンでろ過分離し、窒化アルミニウムを希釈した水酸化ナトリウムで溶解し、アル
ミニウムをＩＣＰ発光分光解析法で定量し、対応する窒素含有量を計算する。
［表４］熱間圧延ストリップのアニール後にＡｌＮの状態で
析出された窒素の重量比率
表３と表４は熱間圧延鋼板のアニール前および後に析出した窒素の重量比率の
典型値を示す。熱間圧延鋼板のアニール前後の窒素含有粒子の平均粒径が１００
ｎｍ以下であることは電子透過顕微鏡で確認されている。
本発明では、平均粒径が３００ｎｍ以上の粗粒子として析出する硫黄の重量比
率を減少させ且つ単独または硫黄と複合した状態で平均粒径１００ｎｍ以下のＡ
ｌＮ微粒子の形で窒素を析出させるのに有利な熱間圧延鋼板またはストリップの
アニール条件が存在する。上記の実施例での本発明のアニールサイクルは昇温、
所定温度での保持および急冷工程で構成され、特に９００℃〜１１５０℃に少な
くとも５０秒間保持する工程を含む。
より複雑なサイクル、例えば５０秒で８００℃まで昇温し、４０秒で８００℃
から１１００℃にし、５０秒間１１００℃〜１１２５℃に保持し、３０秒で１１
２５℃から９００℃に冷却し、１６０秒間９００℃に保持し、４０秒以下で９０
０℃から１００℃まで冷却するサイクルを用いることもできる。
本発明では、１３００℃に再加熱し、引張応力を誘導する絶縁被覆で被覆され
、１回の冷間圧延後に最終厚さ０．２８５ｍｍの最終製品になるようにした、鋼
Ｎｏ．３のスラブから１．７テスラ、５０Ｈｚでの損失が１．０１Ｗ／ｋｇ、１
．５テスラ、５０Ｈｚでの損失が０．７５Ｗ／ｋｇ、磁気誘導度Ｂ800が１．９
４テスラが得られた。
この特性は特に％Ａｌ×％Ｎ＞×１２０×１０-6の製品および％Ｍｎ×％Ｓ＞
×１４０×１０-5の製品の時に得られる。この場合のスラブ中の硫黄と可溶性ア
ルミニウム含有量はそれぞれ０．０１８％以上で、錫の含有量は０．０５％以上
である。
図２ａ、図２ｂ、図２ｃは、１回の冷間圧延後の厚さが０．２８５ｍｍである
引張応力を誘導する絶縁被覆で被覆した最終製品の電磁特性の例を示しており、
周波数５０Ｈｚ、動作磁気誘導がそれぞれ１．５テスラおよび１．７テスラでの
ワット／ｋｇで表したエネルギー損失Ｗが（１．５/５０）および（１．７/５０
）の場合の、スラブを１３００℃に再加熱した熱間圧延鋼板（アニール前）の８
００Ａ/ｍの磁場での磁気誘導度Ｂ800を粗粒子として析出しない硫黄の重量比率
の関数で表している。
本発明の別の実施例では、可溶性アルミニウム含有量が０．０２０％、硫黄含
有量が０．０１８％、錫含有量が０．０２％以下であるスラブを１３００℃に再
加熱した場合に、熱間圧延鋼板のアニール前後に粗粒子として析出しない硫黄の
重量比率は０．００６％以上、平均粒径１００ｎｍ以下の微粒子として単独で析
出した窒素の重量比率は熱間圧延鋼板のアニール前には４０％以下、アニール後
には６０％以上になる。この場合、硫黄１ｇをボロンや二酸化チタンを含むアミ
ド硫酸の状態でマグネシア１００ｇに添加した。１回の冷間圧延で厚さを０．２
８５ｍｍにし、絶縁被覆で被覆した最終製品は０．８６Ｗ／ｋｇ以下の損失Ｗ（
１．５/５０）および１．２５Ｗ／ｋｇ以下の損失Ｗ（１．７/５０）と、１．８
６Ｔ以上のＢ800を示す。
１回の冷間圧延で最終厚さを０．３３５ｍｍにした場合、損失Ｗ（１．５/５
０）は０．９２Ｗ／ｋｇ以下、損失Ｗ（１．７/５０）は１．２５Ｗ/ｋｇ以下で
、Ｂ800は１．８６Ｔ以上である。厚さ０．３３５ｍｍの場合の損失Ｗ（１．７/
５０）が厚さ０．２８５ｍｍの時の損失と同じであるということは予測できなか
ったことである。錫を加えないことで脱炭は促進される。
１回の冷間圧延後に同じ厚さ０．３３５ｍｍで、粗粒子として析出しない硫黄
の重量比率Ｉを０．００６％以上にするために、本発明に従ってスラブを１３０
０℃に再加熱し、熱間圧延し、アニールした場合、下記の磁気特性が得られる：
Ｗ（１．５/５０）=０．８８Ｗ／ｋｇ
Ｗ（１．７/５０）=１．１５Ｗ／ｋｇ
Ｂ800=１．９１Ｔ
スラブの化学組成（重量％）：
Ｃ=０．０５８％；Ｓｉ=３．２４％；Ｍｎ=０．０８３％；Ｓ=０．０２９％；
Ａｌsol=０．０２２％；Ｎ=０．００６２％；Ｓｎ=０．０７％；Ｃｕ=０．０８
％。
本発明でスラブまたはストリップを１３５０℃以下の温度に再加熱する過程で
一次再結晶化および脱炭アニール前の冷間圧延の圧下率を７０％以上にすること
によって、１．８４テスラ以上の磁気誘導度Ｂ800を得ることができ、一次再結
晶化および脱炭アニール前の平均粒径が３００ｎｍ以上の粗粒子として析出し
ない硫黄の重量比率が０．００６％以上であれば、可能性として１．９テスラ以
上の磁気誘導度Ｂ800を得ることができる。
最終厚さが０．２８５ｍｍ以下の鋼板を得るための冷間圧延は中間アニールを
含めて２回行うのが望ましい。中間アニール後の二度目の冷間圧延における圧下
率を７０％にすることによって１．８４テスラ以上を得ることができ、熱間圧延
鋼板において粗粒子として析出しない硫黄の重量比率Ｉが０．００６％以上で、
スラブが０．０８％以下の錫を含むか、重量比率Ｉが０．００４％以上でスラブ
が０．０８％以上の錫を含む場合には、可能性としては１．９テスラ以上の磁気
誘導度Ｂ800を得ることができる。すなわち、
Ｉ＞０．００４％または＞０．００６％ならば、
Ｓｎ＞０．０８％または＜０．０８％。
例えば、Ｃ=０．０５６％；Ｓｉ=３．１９％；Ｍｎ=０．０８１％；Ｓ=０．０
２２％；Ａｌsol=０．０２２％；Ｎ=０．００７０％；Ｓｎ=０．１１２％；Ｃｕ
=０．０８１％の化学重量％組成のスラブを、本発明に従って、厚さ２．３ｍｍ
の熱間圧延鋼板の平均粒径３００ｎｍ以上の粗粒子として析出しない硫黄の重量
比率Ｉが０．００５４％となるように、１３００℃に再加熱し、熱間圧延し、厚
さ１．５５ｍｍまで冷間圧延し、アニールして最終厚さ０．２１５ｍｍまで冷間
圧延する（少なくとも１回のパスで圧延温度は１５０℃以上になる）。
この金属を一次再結晶化、脱炭、二次再結晶化、精製そして絶縁被覆を施した
後に得られる磁気特性は下記のとおりである：
Ｗ（１．５/５０）=０．６９Ｗ/ｋｇ
Ｗ（１．７/５０）=０．９８Ｗ/ｋｇ
Ｂ800=１．８９Ｔ。
スラブの錫含有量がより多い場合には、アニール前の熱間圧延鋼板の平均粒径
が３００ｎｍ以上の粗粒子として析出しない硫黄の重量比率は０．００６％以下
になるが、良い磁気特性を得るためには０．００４％以上でなければならない。
１回の冷間圧延前の熱間圧延鋼板またはストリップのアニール操作と２回の冷
間圧延操作の２番目の冷間圧延前の中間アニールは、９００℃〜１１５０℃に少
なくとも５０秒間保持し、その後に急冷する工程を含む。
２回冷間圧延する場合には、熱間圧延鋼板またはストリップを最初の冷間圧延
操作前にアニールしてもよい。このアニールによって良い磁気特性が得られる。
このアニールには９００℃〜１１５０℃に少なくとも５０秒間保持した後に急冷
する工程が含まれる。それによって硫黄含有粗粒子が部分溶解し、硫黄および／
または窒素を含む微粒子が析出する。いずれにせよ硫黄および／または窒素を含
む粒子は形成されない。
本発明方法では、スラブを芯まで１３５０℃以下の温度に再加熱する過程にお
いて鋼板は１５０℃以上の温度で少なくとも一次再結晶化および脱炭のアニール
する前に、１回のパスで冷間圧延される。この冷間圧延は１または２回で行われ
る。複数回のパスで１５０℃以上に鋼板の温度を上昇させ、特に冷間圧延の圧下
率を７０％以上にすると、良い磁気特性が得られる。
驚くべきことに、粗粒子として析出しない硫黄は一次再結晶化によって形成さ
れた粒子の大きさに影響を与えるが、一次再結晶化や脱炭後の粒子の平均粒径は
１５ミクロン以下である。本発明による条件が組み合わされていない時、特に粗
粒子として折出しない硫黄の重量比率が一次再結晶化と脱炭アニール前に０．０
０６％以下の時には、固溶体の硫黄の量が不十分なため、一次粒子のいくつかは
１５ミクロン以上の直径を有し、直径１００ｎｍ以下の微粒子として析出する。
その結果、二次再結晶が悪くなり、磁気特性は低下する。図４はスラブ中の硫黄
の重量比率（μｍで表した）が一次再結晶化および脱炭アニール後の粒子の平均
粒径に与える影響を示す。
熱間圧延および冷間圧延されたストリップの厚さがそれぞれ２．３ｍｍおよび
０．２８５ｍｍの時に、１回の冷間圧延の圧下率は８７．６０％に相当するが、
スラブの全硫黄重量比率が増加すると、一次粒子の平均粒径は減少する。
一方、熱間圧延ストリップの厚さが２ｍｍで、圧下率が８５．７５％の場合に
は、一次粒子の平均粒径はスラブの全硫黄重量比率に対してほとんど変化しない
。この比率は図１に示される関係により熱間圧延鋼板の平均粒径が３００ｎｍ以
上の粗粒子として析出しない硫黄の重量比率と関連している。
この実施例では、厚さ２ｍｍの熱間圧延ストリップを用いることが磁気特性の
改良に好ましいようである。１．５Ｔおよび１７Ｔの損失およびＢ800での改良
度は、厚さ２．３ｍｍでストリップがＣ=０．０５８％；Ｓｉ=３．２０％；Ｍｎ
=０．０７９％；Ｓ=Ｏ．０２３％；Ａｌsol=０．０２０％；Ｎ=０．００７６％
；Ｓｎ=０．０６５％；Ｃｕ=０．０８５％の重量化学組成の熱間圧延ストリップ
の損失およびＢ800に比べて、それぞれ３％、４％、１％である。
冷間圧延ストリップの最終厚さが０．２６１ｍｍの場合、熱間圧延ストリップ
の厚さが２．３ｍｍではなく２ｍｍで、冷間圧延を１回行った時の損失およびＢ800
の改良はそれぞれ６％、５％、１％である。
図５と図６は、上記実施例において熱間圧延と冷間圧延したストリップの厚さ
がそれぞれ２．００ｍｍと０．２８５ｍｍの場合に、直径１５μｍ以上の一次粒
子の比率が２５％以下、好ましくは２０％以下で、直径５μｍ以下の一次粒子の
比率が１０％以上、一次再結晶化と脱炭アニール後の平均粒径が約１０μｍの時
に、最も良い磁気特性すなわち１．５Ｔおよび１．７Ｔにおける最も小さい損失
および最も大きいＢ800が得られる。
二酸化チタンの単独追加またはそれに加えてボロンまたはボロン混合物、硫黄
または硫黄化合物、窒素化合物、硫黄と窒素の化合物、塩化アンチモンまたは硫
化錫をマグネシアに添加することによって磁気特性を改良できる。マグネシアに
加えられたこれらの添加物は二次再結晶アニールにおける通常の一次粒子の発達
の抑制を強化する。これらの添加物の中で硫化マグネシウム、硫化マンガン、チ
オ硫化ナトリウム、硫化アンモニウム、チオ硫化アンモニウム、硫酸アミド（ま
たはスルファミン酸）、尿素、チオ尿素、硫化錫が磁気特性を改良することがで
きる。
脱炭後、５００℃以上の温度でＮ2／Ｈ2混合物で希釈されたアンモニア（ＮＨ3
）を用いた窒化は抑制を強化し、磁気特性を改良するもう一つの方法である。
本発明方法では：
ａ）連続鋳造されたスラブまたはストリップ中の硫黄の重量比率は、熱間圧延鋼
板またはストリップ中に重量比率０．００６％以上の平均粒径が３００ｎｍ
以上の粗粒子として析出しない硫黄が得られるように、０．００６％以上で
なければいけない。精製アニール中に完仝に脱硫するように０．０５％以下
となるのが好ましい。スラブまたはストリップの熱間圧延中に縁のひび割れ
を形成するのを防ぐためには、０．０３５％以下にするのが好ましい。
ｂ）主抑制剤を構成するＡｌＮ微粒子を十分大量に得るために、連続鋳造された
スラブまたはストリップ中の窒素の重量比率は０．００４％以上でなければ
ならない。鋼板の表而のふくれ（膨れる現象）の形成を防ぐため、０．０１
２％以下、好ましくは０．００９％以下であるとよい。
ｃ）脱炭後の気体窒化によってまたはマグネシアへの１つかそれ以上の窒素化合
物を添加することで窒素を添加する場合、主抑制剤を形成するＡｌＮ微粒子
を十分大量に得るため、そして化合していない非混合アルミニウムを十分利
用できるようにするため、連続鋳造されたスラブまたはストリップ中の可溶
性アルミニウムの重量比率は０．００８％以上でなければならない。ＡｌＮ
析出物が熱間圧延前の再加熱の間に溶解するためには０．０４％以下、好ま
しくは０．０３％以下であるとよい。
図７は、Ｃ=０．０５８％；Ｓｉ=３．２０％；Ｍｎ=０．０８０％；Ｓ=０
．０２３％；Ｎ=０．００７％；Ｓｎ=０．０７％；Ｃｕ=０．０８％の重量
化学組成のスラブ中の可溶性のアルミニウムの重量比率の増加の好ましい効
果を示す。ここではスラブは１３００℃に再加熱され、冷間圧延前の熱間圧
延およびアニールで本発明のＩ値は０．００６％以上となり、最終製品は１
回の冷間圧延の圧下率８７．６％で得られた厚さ０．２８５ｍｍを有する。
Ｓ含有量を０．０２３％から０．０２９％に増加することで損失を削減する
ことができる。可溶性アルミニウム含有量が多すぎると二次再結晶化がなか
ったり、許容できない磁気特性となったりする。熱間圧延前のアニールや、
冷間圧延、一次再結晶化が同じ条件で、可溶性アルミニウム含有量０．０２
２％を有する熱間圧延ストリップや、可溶性アルミニウム含有物を非常に多
く、例えば０．０３０％有する熱間圧延ストリップの脱炭、二次再結晶アニ
ール処理することはできない。
ｄ）マグネシアに硫黄または硫黄化合物を加えて硫黄を添加する場合、主抑制剤
を増加するＭｎＳ微粒子を十分大量に得るため、そして化合していない非混
合マンガンを十分利用できるようにするため、連続鋳造されたスラブまたは
ストリップ中の可溶性アルミニウムの重量比率は０．０２％以上でなければ
ならない。
ｅ）熱間圧延鋼板の粗粒子としての硫黄析出物を制限するため、連続鋳造された
スラブまたはストリップ中の銅の重量比率は０．０２％以上でなければなら
ない。酸洗の問題を避けるためには、０．５０％以下、好ましくは０．３０
％以下であるのがよい。
スラブ中の銅を重量比率を０．０８％から０．１５％に増加することで、
アニール前に本発明による熱間圧延鋼板の粗粒子として析出されていない硫
黄の重量比率Ｉを０．０１０％から０．０１５％に増加することが可能にな
った。ここで、スラブの化学組成はＣ=０．０５８％；Ｓｉ=３．２３％；Ｍ
ｎ=０．０７９％；Ｓ=０．０２５％；Ａｌsol=０．０２２％；Ｎ=０．００
６７％；Ｓｎ=０．０６９％；Ｃｕ=０．０８％またはＣｕ=０．１５％の重
量％で、本発明によりスラブを１３００℃に再加熱される。厚さ０．２８５
ｍｍの最終鋳造物の磁気特性は下記のとおりである：
Ｃｕ=０．０８％の場合；
Ｗ（１．５/５０）=０．７７Ｗ/ｋｇ
Ｗ（１．７/５０）=１．０４Ｗ/ｋｇ
Ｂ800=１．９０Ｔ
Ｃｕ=０．１５％の場合
Ｗ（１．５/５０）=０．７６Ｗ/ｋｇ
Ｗ（１．７/５０）=１．０３Ｗ/ｋｇ
Ｂ800=１．９１Ｔ
ｆ）磁気特性に大きく有益な効果をもたらすために、連続鋳造されたスラブまた
はストリップ中の錫の重量比率は０．０２％以上でなければならない。酸洗
の問題や脱炭の問題を避けるためには０．２０％に制限されなければならな
い。
図８はスラブ中の錫含有物の増加が磁気特性にもたらす有益な効果を示
す。ここで、スラブは１３００℃に再加熱され、熱間圧延、アニールを受け
る。熱間圧延と冷間圧延されたストリップはそれぞれ２．３ｍｍと０．２８
５ｍｍである。アニールされていない熱感圧延鋼板の粗粒子として析出しな
い硫黄の重量比率が図８に示されている。重量比率Ｉが０．００６％または
それ以上の時のみ、錫の有益な効果が充分にもたらされる。錫の目的添加が
無い場合、比率Ｉは０．００８％またはそれ以上であるのが好ましい。錫の
含有率が高い時、比率Ｉは０．００６％以下でよいが、磁気特性は最適とは
いえない結果となる。重量比率０．１１２％の錫と重量比率Ｉ=０．００５
４％による実験点は損失やＢ800の値を錫の関数として与える線上にはない
。（図８ａ、図８ｂ、図８ｃ）
ｇ）磁気の損失を低くするために、連続鋳造されたスラブまたはストリップ中の
ケイ素の重量比率は２．５％以上でなければならない。このケイ素の比率が
高ければ高い程、損失は低いが、ケイ素の比率を４％以上に増加することに
よって冷間圧延が難しくなる。
ｈ）連続鋳造されたスラブまたはストリップ中の炭素の重量比率は０．１０％、
好ましくは０．０７％に制限される。この値以上になると脱炭が難しくなる
ためである。よい磁気特性を得るための炭素の比率は０．０２％以上である
。
本発明では、マンガン含有量は、一次再結晶化や脱炭アニールの前の直径３０
０ｍｍまたはそれ以上の粗粒子として析出しない硫黄の重量比率が０．００６％
以上である限り、０．２０％以上に増加してもよい。マンガンの含有量（オース
テナイトの形成を促進するガンマジェニック元素）の増加は硫黄含有量の減少と
炭素含有物（ガンマジェニック元素）の減少と/またはケイ素含有量（フェライ
トの形成を促進するアルファジェニック元素）の増加を伴う。スラブまたはスト
リップの再加熱中にＡｌＮを溶解するために、一定留分のオーステナイトを維持
することが必要である。
一定の再加熱温度Ｔと一定の窒素の重量比率において、ＡｌＮ析出物が熱間圧
延前の再加熱中に完全に溶解されるような、本発明による連続鋳造されたスラブ
やストリップ中のアルミニウムの重量比率は下記式から推定することができる：
ｌｏｇ（％Ａｌ×％Ｎ）=−１０．０６２/Ｔ+２．７２
個々に記載の本発明方法は１５０ｍｍ〜３００ｍｍの厚さの連続鋳造スラブに
ついてのものである。スラブの厚みが大きい程、望ましいスラブの芯温度を得る
ために必要な時間が長くなる。例えば、走行再加熱の場合、スラブの厚さが２１
０ｍｍ〜２４０ｍｍの時、スラブが炉を通過する速度は緩やかにするのが好まし
い。スラブが薄い時、例えば約１５ｍｍ〜１００ｍｍの厚さの時、スラブが再加
熱炉を通過する速度を上げることは可能である。高温での巻き取り温度は、粗粒
子として析出しない硫黄の重量比率が０．００４％かそれ以上、好ましくは０．
００６％かそれ以上で、微粒子として単独で析出した窒素の重量比率が熱間圧延
鋼板の窒素の仝重量比率の４０％以下となるものでなくてはならない。この温度
は一般に７００℃以下である。
本発明方法はまた、２本の冷却ロールの間で液体鋼を鋳造して得られる厚さ１
〜１０ｍｍの薄いストリップにも適用できる。ここでストリップは熱間圧延の前
に、厚みが小さいため芯まで急速に１３５０℃以下の温度に再加熱される。
熱間圧延のパスの回数はスラブまたはストリップの最初の厚さと熱間圧延鋼板
の厚さに依存する。連続鋳造スラブまたはストリップが充分に薄ければ粗熱間圧
延は省いてもよい。
直径が３００ｎｍまたはそれ以上の粗粒子として析出しない硫黄の重量比率が
０．００６％であるか、２本のロール間で鋳造された鋼板の微粒子の形の単独で
析出する窒素の重量比率が窒素の全重量の４０％以下であれば、薄い連続鋳造ス
トリップの再加熱や熱間圧延は省いてもよい。本発明では薄いストリップは少な
くとも１回アニールされる。
最終厚さが０．３０ｍｍ以上の本発明で得られた鋼板は８００Ａ／ｍの磁場に
対して１．８６テスラ以上の磁気誘導度Ｂと、１．７テスラ、５０ヘルツでの損
失１．３０Ｗ／ｋｇ以下を示す。厚さが０．３０ｍｍ以下では、本発明で得られ
た鋼板は８００Ａ／ｍの磁場に対して１．８６テスラ以上の磁気誘導度Ｂと、１
．７テスラ、５０ヘルツでの損失１．２５Ｗ/ｋｇ以下を示す。
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フロントページの続き
(51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ テーマコート゛(参考）
Ｈ０１Ｆ 41/02 Ｈ０１Ｆ 41/02 Ａ
(72)発明者 メサン，フレディ
フランス国 62550 フロランガン リュ
ロジェ サラングロ １
(72)発明者 マルタン，フィリップ
フランス国 62120 エール―シュル―ラ
―リス リュ ドゥ サン トメール 52
(72)発明者 マチュリエ，フレデリク
フランス国 62400 ベトゥーヌ リュ
サン―テグジュペリ 170