(57)【要約】【課題】            耳割れを効果的に防止するための方向性電磁鋼用熱間圧延鋼帯の圧延方法及び方向性電磁鋼板の製造方法を提案する。【解決手段】        出発素材である方向性電磁鋼用スラブに対して1250〜1450℃の温度のスラブ加熱を施した後、粗圧延及び圧延開始温度を950〜1150℃とする仕上圧延を行う方向性電磁鋼用熱間圧延鋼帯の圧延方法であって、前記出発素材に対するスラブ加熱条件を調整して、粗圧延に供するスラブの幅方向側面の表層5mmまでのC含有量（Cs）に対する該スラブの中心層のC含有量（Cc）の比（Cs／Cc）を0.40以上0.86とするとともに、前記粗圧延後仕上圧延の間にエッジャーミルにより圧下量5〜60mmのシートバー幅圧下を行い、かつ、前記仕上圧延前のシートバー側面温度を1150〜1250℃の範囲とする。【選択図】          図１
2006075885.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
出発素材の組成成分が質量比で、C：0.01〜0.08％、Si：2.5〜4.1％を含有する方向性電磁鋼用スラブに対して1250〜1450℃のスラブ加熱を施した後、粗圧延及び圧延開始温度を950〜1150℃とする仕上圧延を行う方向性電磁鋼用熱間圧延鋼帯の圧延方法であって、
前記出発素材に対するスラブ加熱条件を調整して、粗圧延に供するスラブ幅方向側面の表層5mmまでのC含有量（Cs）に対する該スラブの中心層のC含有量（Cc）の比（Cs／Cc）を0.40以上0.86以下とするとともに、
前記粗圧延後仕上圧延開始までにエッジャーミルにより圧下量5〜60mmのシートバー幅圧下を行い、かつ、
前記仕上圧延前の仕上圧延前シートバー側面温度を1150〜1250℃とすることを特徴とする方向性電磁鋼用熱間圧延鋼帯の圧延方法。
【請求項２】
スラブ加熱条件の調整が、ガス加熱炉の炉内酸素濃度の調整によって行われることを特徴とする請求項１記載の方向性電磁鋼用熱間圧延鋼帯の圧延方法。
【請求項３】
ガス加熱炉の炉内酸素濃度を、容積比で0.1〜5.0％とすることを特徴とする請求項２記載の方向性電磁鋼用熱間圧延鋼帯の圧延方法。
【請求項４】
ガス加熱に続いて非酸化性雰囲気の誘導加熱が行われることを特徴とする請求項２又は３記載の方向性電磁鋼用熱間圧延鋼帯の圧延方法。
【請求項５】
請求項１〜４のいずれかに記載の方向性電磁鋼用熱間圧延鋼帯の圧延方法によって得た方向性電磁鋼用熱間圧延鋼帯に対して、冷間圧延、脱炭焼鈍および最終仕上焼鈍を行うことを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
この発明は、変圧器その他電気機器の鉄心などに用いる方向性電磁鋼板製造に供せられる方向性電磁鋼用熱間圧延鋼帯の圧延方法に係り、特に高温加熱された方向性電磁鋼用スラブを熱間圧延するときに生ずる耳割れの発生を防止し、高い製品歩留りで方向性電磁鋼用熱間圧延鋼帯を製造する方法、さらにそれによって得た熱延鋼帯を用いて方向性電磁鋼板を製造する方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
方向性電磁鋼板は軟磁性材料として、主に変圧器あるいは回転機器等の鉄芯材料として使用され、磁束密度が高く、鉄損及び磁気歪が小さいことが要求される。近年のエネルギー事情の悪化、送電設備老朽化による電力投資増大に伴って、磁気特性が優れた方向性電磁鋼板を極力経済的に供給するニーズが高まっている。
【０００３】
磁気特性に優れた方向性電磁鋼板を得るには、結晶粒がいわゆるゴス方位、すなわち｛110｝〈001〉方位に高度に集積した２次再結晶組織を得ることが必要である。かかる方向性電磁鋼板の一般的な製造方法は、適当なインヒビターを含む方向性電磁鋼用スラブを加熱して熱間圧延を行った後、必要に応じて熱延板焼鈍を行い、１回または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延によって最終製品板厚の冷延板を得、これに脱炭焼鈍を行った後、MgO等を主成分とする焼鈍分離剤を塗布してコイル状に巻き取り、高温仕上焼鈍が行う一連の工程からなっている。
【０００４】
これらの各工程はいずれも製品品質に大きな影響を及ぼすものであるが、このうち、スラブ加熱とそれに続く熱間圧延工程は、その工程を通じて、高度にゴス方位に集積した２次再結晶組織を得るためのインヒビターを適切な析出分散状態におくという意味をもつ。そのため、スラブ加熱を1250〜1450℃という高温域かつ、長時間に亘って行ってインヒビター成分を解離固溶させ、次いで粗圧延と仕上圧延を適切な条件で行ってインヒビターの析出状態を最適化させる処理が行われる。
【０００５】
しかしながら、このような高温長時間のスラブ加熱を行うと、スラブ結晶粒の異常成長が誘発され、粗大化した結晶粒が発生する。この粗大化した結晶粒のうちスラブ側端部に存在するものは、粗圧延段階で圧下が掛かり難いため再結晶が進行しがたく、そのため、粗圧延後のシートバー側端部には粗い結晶粒が残り、これが熱延鋼帯の耳部に発生する割れ（以下単に「耳割れ」という）の原因となっていた。この耳割れは、続く冷延工程において鋼帯破断の原因となるために、冷間圧延に先立って耳切りが必要となり、製品歩留りの低下、ひいてはコストアップの原因となっていた。このような現象は、連続鋳造によって得た、いわゆる連鋳スラブを素材として用いた場合において特に顕著に認められる。これは、連鋳スラブでは、急速凝固に伴って生成した柱状晶組織がスラブ加熱時に異常成長し易く、かつ、粗大未再結晶粒が靭性に乏しく、熱間仕上圧延中に亀裂を生じ易くなるためである。
【０００６】
このような耳割れを防止する手段として、例えば、特許文献１には、粗圧延時の圧下スケジュールを変更することにより粗大粒の再結晶を促進する方法が開示されている。また、特許文献２には、仕上圧延時の開始と終了の温度差を制御する方法が開示され、特許文献３には、仕上圧延前の被圧延材の長手方向・幅方向の温度差を少なくする方法が開示されている。さらに、特許文献４、特許文献５には、シートバー幅圧下を実施する方法が開示されている。
【０００７】
【特許文献１】特公昭57-4690号公報
【特許文献２】特開昭55-62124号公報
【特許文献３】特開昭57-165102号公報
【特許文献４】特公昭64-3564号公報
【特許文献５】特公平3-68432号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
しかしながら、特許文献１記載の手段では、圧下スケジュールの変更が水平ロールのみに依存するため、被圧延材の側面には十分な応力が加わらず効果が乏しいという問題がある。一方、特許文献２、３に開示された手段は、いずれも仕上圧延時の被圧延材の温度不均一を小さくすることによって耳割れ防止を図るものであるが、耳割れの発生する鋼帯両側縁部（以下、単に「鋼帯耳部」という）に対して直接的に作用するものではなく、根本的な解決となっていない。また特許文献４、５に開示の手段は、スラブ加熱状況の変動の影響を受けやすく、十分に耳割れを防止できない場合があった。
【０００９】
本発明は、上記従来開示の手段がいずれも耳割れを根本的に解決する手段になっていないという問題点に鑑み、耳割れを効果的に防止するための方向性電磁鋼用熱間圧延鋼帯の圧延方法及び方向性電磁鋼板の製造方法を提案することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
本発明者は、熱間圧延前のスラブ加熱状況が耳割れの発生に及ぼす影響について詳細に調査し、スラブ加熱に伴ってスラブ表層では脱炭が進行していること、このスラブ表層の脱炭量を所定の範囲に収めたとき、特許文献５に開示のシートバー幅圧下の効果がよく現れることを知見し、これを基礎に本発明を完成するに至った。
【００１１】
本発明は、出発素材の組成成分が質量比で、C：0.01〜0.08％、Si：2.5〜4.1％を含有する方向性電磁鋼用スラブに対して1250〜1450℃のスラブ加熱を施した後、粗圧延及び圧延開始温度を950〜1150℃とする仕上圧延を行う方向性電磁鋼用熱間圧延鋼帯の圧延方法であって、前記出発素材に対するスラブ加熱条件を調整して、粗圧延に供するスラブ幅方向側面の表層5mmまでのC含有量（Cs）に対する該スラブの中心層のC含有量（Cc）の比（Cs／Cc）を0.40以上0.86以下とするとともに、前記粗圧延後仕上圧延の開始までにエッジャーミルにより圧下量5〜60mmのシートバー幅圧下を行い、かつ、前記仕上圧延前のシートバー側面温度を1150〜1250℃の範囲とするものである。
【００１２】
また、上記発明におけるスラブ加熱条件の調整をガス加熱炉の炉内酸素濃度の調整によって行うことが好適であり、その際、特にガス加熱炉の炉内酸素濃度を、容積比で0.1〜5.0％とすることが好適である。さらにスラブ加熱に当たっては、上記条件のガス加熱に続いて非酸化性雰囲気の誘導加熱が行われることとすることも効果的である。
【００１３】
上記の方向性電磁鋼用熱間圧延鋼帯の圧延方法によって得た方向性電磁鋼用熱間圧延鋼帯に対して、冷間圧延、脱炭焼鈍および最終仕上焼鈍を行うことによって方向性電磁鋼板を製造することができ、それによって製品歩留まりが向上する。
【発明の効果】
【００１４】
本発明により、方向性電磁鋼用熱間圧延鋼帯の仕上圧延時に鋼帯耳部に生ずる耳割れを効果的に防止することができる。これによって、冷間圧延に先立つ耳切りが不要となるか、あるいは耳切り量を削減することができ、製品歩留りの向上、ひいてはコストダウンを図ることができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１５】
本発明は、基本的には、出発素材の組成成分が質量比で、C：0.01〜0.08％、Si：2.5〜4.1％を含有する方向性電磁鋼用スラブに対して1250〜1450℃のスラブ加熱を施した後、粗圧延及び圧延開始温度を950〜1150℃とする仕上圧延を行う方向性電磁鋼用熱間圧延鋼帯の圧延方法において、次の(1)〜(3)の条件を満たすようにすることによってその目的を達するものである。
(1)スラブ加熱条件を調整して、粗圧延に供するスラブ幅方向側面の表層5mmまでのC含有量（Cs）に対する該スラブの中心層のC含有量（Cc）の比（Cs／Cc）を0.40以上0.86以下とすること
(2)粗圧延後仕上圧延開始までにエッジャーミルにより圧下量5〜60mmのシートバー幅圧下を行うこと
(3)仕上圧延前のシートバー側面温度を1150〜1250℃の範囲とすること
以下、上記条件について順次説明する。
【００１６】
（出発素材成分）
本発明の出発素材であるスラブの基本組成は、C：0.01〜0.08％、Si：2.5〜4.1％を含有するものであり、必要に応じてMn：0.03〜0.10％、S及びSeの１種または２種（合計量）：0.005〜0.1％、sol.Al：0.01〜0.05％、N：0.004〜0.012％を含有し、残部は不可避的不純物を除きFeからなる。
【００１７】
Cは熱間圧延時のα−γ変態を利用して結晶組織の改善を行うために有効であるが、多すぎると脱炭が困難となるため、0.01〜0.08％の範囲とする。Siは少なすぎると鋼板の電気抵抗が小さくなって渦電流損が増大するため鉄損が劣化し、多すぎると冷間圧延が困難となり破断等によるスクラップ増大につながるので2.5〜4.1％の範囲とする。Mnはインヒビターを形成する成分であるが、過剰になるとインヒビターの粒子径が粗大化して粒成長抑制力が低下するため、0.08〜0.10％の範囲とする。Se及びSは、MnやCuとともにインヒビターを形成する成分であるが、過剰になると熱間圧延時の粒界割れに起因する表面欠陥が増大し、また仕上焼鈍時の純化が困難となるという問題を生ずるため、合計で0.005〜0.1％の範囲とする。Al及びNはインヒビターとしてAlNを形成する成分である。Alは少なすぎると磁束密度が低下し、多すぎると２次再結晶の発現が安定しなくなるので、Alはsol.Al（酸可溶性Al）として0.01〜0.05％の範囲とし、Nは少なすぎると磁束密度が低下し、多すぎるとスラブ加熱中のふくれに起因する表面欠陥が増大するため、0.004〜0.012％の範囲とする。
【００１８】
上記基本組成に加えて、磁気特性の改善のために、粒界偏析型インヒビターとしてSbやSnを含有させることができる。ただし、その含有量が少なすぎると磁気特性の改善効果が少なく、多すぎると脆性低下やフォルステライト質絶縁被膜への悪影響が生じるので、含有させる場合は、0.01〜0.05％の範囲とするのが好適である。また、フォルステライト質絶縁被膜の性状を向上させるために、0.03〜0.20％のCuを含有させることが有効である。さらに、熱間圧延時の表面α−γ変態を利用して結晶組織の改善を行うために、0.05〜0.3％のNiを含有させることも有効である。これら元素は、それぞれ単独で、あるいは任意に組み合わせて含有させることによって、所期の効果を得ることができる。なお、残部は、不可避的不純物を除きFeであるが、方向性電磁鋼板の製造の際に任意に添加可能とされている諸元素、たとえばCr、Mo、P等を含有させることも可能である。
【００１９】
上記組成を有する出発素材は、所定の組成を有する溶鋼を準備し、これを公知の方法、たとえば通常の造塊法又は連続鋳造法によってスラブとすることによって製造することができる。
【００２０】
（スラブ加熱条件）
上記出発素材であるスラブは、プッシャー式、ウォーキングビーム式のスラブ加熱炉を用い、さらに必要に応じてスラブ加熱炉に引き続いて設けられた誘導加熱炉を用いて高温加熱される。この際の加熱温度は、1250℃より低いとインヒビター成分の固溶が不十分となり後続の圧延過程で十分な析出分散相を形成することができなくなり、1450℃より高いと膨大なスケールの発生によって歩留低下及び加熱炉の寿命低下を招くので1250〜1450℃とする。
【００２１】
本発明では、このスラブ加熱段階において、粗圧延に供するスラブの幅方向側面の表層5mm（以下単に「スラブ表層5mm」という）までのC含有量（Cs）に対する該スラブの中心層（以下単に「スラブ中心層」という）のC含有量（Cc）の比（Cs／Cc）を0.40以上0.86以下となるようスラブ加熱条件を調整する。
【００２２】
図１は、C：0.058％、Si：3.0％、Mn：0.071％、S：0.018％、N：0.005％、残部不可避的不純物を除きFeからなる方向性電磁鋼板用スラブをウォーキングビーム式のスラブ加熱炉を用いて1250〜1450℃で加熱し、粗圧延、エッジャー幅圧下さらに仕上圧延を行ったときの、スラブ表層5mmまでのC含有量（Cs）に対するスラブ中心層のC含有量（Cc）の比（Cs／Cc）と仕上圧延された熱延鋼帯耳部に生じた耳割れ深さとの関係を示すグラフである。図１に示すように、Cs／Cc比を0.40〜0.86とすることによって耳割れ深さを小さくできる。
【００２３】
なお、上記結果を得たときのスラブ表層5mmまでのC含有量（Cs）、スラブ中心層のC含有量（Cc）は、仕上圧延に供されたものと同一の組成を有するスラブを仕上圧延に供されたものと同一の条件でスラブ加熱したものを冷却後、スラブ厚さ方向の中央部、かつスラブ長さ方向の中央部においてスラブ側面に対して垂直方向（スラブ幅方向）にドリリングし、そのときスラブ表面から5mmまで得られる切粉によってスラブ表層5mmまでのC含有量（Cs）を決定し、さらにドリリングを進めてスラブ幅方向中心部に達したときの幅方向5mmの切粉によってスラブ中心層のC含有量（Cc）を決定したものである。また、耳割れ深さは、仕上圧延によって得られたコイル状の熱延鋼帯について巻直し検査を行って熱延鋼帯に現れる耳割れ深さを個別に測定し、その熱延鋼帯全長での最大値をもって耳割れ深さとしたものである。また、エッジャー幅圧下量は5〜60mm、仕上圧延前シートバー側面温度は1150〜1250℃の範囲のものとした。
【００２４】
このようなスラブの表層5mmまでのC含有量（Cs）に対する該スラブの中心層のC含有量（Cc）の比（Cs／Cc）が上記範囲外にあるときに耳割れが顕著になる原因は、Cs／Ccが0.40より低い場合には、表層脱炭が大きいため、表層近傍がα単相となってα−γ変態による組織改善がなされずにスラブ結晶粒の粗大化が過大に進行して耳割れの発生が完全に防止できなくなるためであり、一方、0.86より高い場合には、表層の脱炭層すなわちα単相部が薄いためにその直下にあるα＋γ相に生成したボイドがシートバーの表層部に容易に到達して、スラブ結晶粒に関係なく深い耳割れが発生するためであると推定される。
【００２５】
したがって、本発明では、スラブ加熱時においてスラブの表層5mmまでのC含有量、いい換えれば表層の脱炭量と脱炭深さを最適範囲に調整し、それによって（Cs／Cc）を上記範囲内に収めるようにすることが必要である。このような（Cs／Cc）比は、スラブ加熱をガス加熱炉によって行う場合には、ガス加熱炉内の酸素濃度を調整すること、具体的には0.1〜5.0％の範囲内で調整することによって達成できる。なお、ガス加熱炉に続いて誘導加熱炉を設置してスラブ過熱を行う場合には、ガス加熱炉内の雰囲気調整によってスラブ表層の脱炭量と脱炭深さを調整し、誘導加熱炉の雰囲気は非酸化性とすることが望ましい。
【００２６】
図２は、図１を得たのと同様の条件によってスラブ加熱炉、粗圧延、エッジャー幅圧下さらに仕上圧延を行ったときの、エッジャー幅圧下量と仕上圧延された熱延鋼帯に生じた耳割れ深さとの関係を、仕上圧延前シートバー側面温度をパラメータとして現したグラフである。上記の結果から、エッジャー幅圧下量を5mm以上とすると耳割れ深さが小さくなり、かつその効果は仕上圧延前シートバー側面温度が1200℃と高い場合に十分小さくなることが分かる。なお、この場合におけるスラブの表層5mmまでのC含有量（Cs）、該スラブの中心層のC含有量（Cc）の決定方法は、図１を得たときと同様であり、Cs／Cc比は、0.60〜0.70と平均的なレベルとし、仕上圧延前耳部温度は、1000±25℃と1200±25℃の２レベルとした。
【００２７】
図３は、図１を得たのと同様の条件によってスラブ加熱炉、粗圧延、エッジャー幅圧下さらに仕上圧延を行ったときの、仕上圧延前シートバー側面温度と仕上圧延された熱延鋼帯に生じた耳割れ深さとの関係を示すグラフである。この結果から、仕上圧延前シートバー側面温度を1150℃より高くすることにより耳割れ深さを小さくできることが分かる。なお、この場合におけるスラブの表層5mmまでのC含有量（Cs）、該スラブの中心層のC含有量（Cc）の決定方法は、図１を得たときと同様であり、Cs／Cc比が0.60〜0.70と平均的なレベル、かつエッジャー幅圧下量が5〜60mmであるものによった。
【００２８】
上記から明らかなように、本発明では、粗圧延後仕上圧延開始までの間にエッジャーミルにより圧下量5〜60mmのシートバー幅圧下を行うこと、及び仕上圧延前シートバー側面温度を1150〜1250℃の範囲とすることが必要である。前者は、過大なシートバー幅圧下による形状不良（ドッグボーン形成）を防止できる範囲内で、シートバー側面のうねりを矯正し、それによって不均一な幅拡がりと局部的な応力集中に基づく耳部の内部のクラック発生を防止するための条件である。後者は、内部クラックの発生が、スラブの高温加熱によって一旦固溶したMnS等が温度低下の大きい鋼帯耳部において粗大に成長・析出し、その周囲に微小なボイドが生成し、圧延時の３軸応力下でボイドがクラックに発展するものと考えられることに基づき、該メカニズムが機能しないようにするための条件である。なお、仕上圧延前シートバー側面温度は、たとえば側面の板方向中央部について放射温度計により測定することができる。
【００２９】
これらの条件を満たすためには、第一に粗圧延機の最終スタンド出側と仕上圧延機第１スタンド入側との間にエッジャーを配置して5〜60mmの範囲でシートバーの幅圧下を行い得るようにすればよい。幅圧下量は、5〜60mmの間であれば、耳割れ深さに対する効果の差異は認められないが、仕上圧延前シートバー側面温度が低いときはシートバーの幅圧下量を大きく取り過ぎると形状不良（ドッグボーン）が生じやすくなるので、5〜40mmとするのが好適である。一方、仕上圧延前シートバー側面温度は、たとえば、エッジバーナーや保熱カバーを用いて調節することが可能である。
【００３０】
本発明においては、上記粗圧延後仕上圧延の間にエッジャーミルにより圧下量5〜60mmのシートバー幅圧下を行うこと及び仕上圧延前シートバー側面温度を1150〜1250℃の範囲とすることを遵守しながら熱間圧延を行なうが、その際、仕上圧延の開始条件は、電磁鋼板用熱延鋼板の熱延集合組織上の要求により950〜1150℃とする。なお、仕上圧延前シートバー側面温度は1150〜1250℃と熱延鋼板の仕上圧延開始温度より高いが、その範囲は端部から極く狭いたとえば50mm程度であり、仕上圧延中に急速に温度低下するので、電磁鋼板の特性に大きな影響をもたらさない。
【００３１】
本発明により、耳割れ深さが3mm以下の熱延鋼帯を得ることができる。また、得られた熱延鋼帯の耳部形状はドッグボーンに起因する二枚板の発生もなく、極めて良好であった。
【００３２】
このようにして得られた熱延鋼帯は、常法により冷間圧延、脱炭焼鈍および最終仕上焼鈍を行って方向性電磁鋼板に仕上げられる。そのための条件は、一般的に採用され得るものにしたがえばよい。そのような一般的な手段を例示すると以下のとおりである。すなわち、必要に応じて、800℃以上1100℃以下を好適とする熱延板焼鈍を施し、次いで１回又は中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を施して最終仕上厚の冷延板とする。得られた冷延板に対し脱炭焼鈍を施し、さらに焼鈍分離剤を塗布し、1200℃前後の高温で最終仕上焼鈍を施し、二次再結晶組織を発達させるとともにフォルステライト被膜を表面に形成させる。最終仕上焼鈍後、必要に応じて平坦化焼鈍によって形状矯正を行い、鉄損を改善するために、鋼板表面に張力を付与する絶縁コーティングを施す。なお、いわゆる高磁束密度電磁鋼板の製造に当たって採用されている種々の手段、たとえば、鏡面化処理、磁区細分化処理、脱炭焼鈍後の浸珪法などの採用は自由であり、本発明の効果を妨げるものではない。
【実施例】
【００３３】
質量比で、C：0.071％、Si：3.80％、Mn：0.066％、Se：0.020％、So1.Al：0.026％、N：0.009％、およびSb：0.037％を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物から成る組成の溶鋼を連続鋳造によって210mm厚のスラブとし、ガス加熱炉によって1200℃の温度で加熱し、引き続いて誘導加熱炉によって非酸化性雰囲気下で1380〜1410℃に加熱した後、最終圧下率50％の粗圧延を行って35mm厚のシートバーとし、仕上圧延開始温度1040〜1120℃の範囲で仕上圧延を行い、板厚2.6mmに熱間圧延した。
【００３４】
このとき、保熱カバーとエッジヒーターを併用することによって仕上圧延前シートバー側面温度を調整するとともに、シートバー幅圧下量をエッジャーミルの圧下量を調整して変化させた。また、ガス加熱炉内への窒素ガス供給量を制御してガス炉内の酸素濃度を変化させて粗圧延に供するスラブ表層5mmまでのC含有量（Cs）に対するスラブ中心層のC含有量（Cc）の比（Cs／Cc）を変化させた。この制御は、あらかじめ行った予備試験により成分レベルごとにとったスラブ表層5mmまでのC含有量（Cs）とスラブ中心層のC含有量（Cc）の値、さらにはこれらの比（Cs／Cc）をテーブル化し、該テーブルに基づきガス炉内の酸素濃度を制御することによって行った。これら操業データは表１にまとめて示す。
【００３５】
次いで得られた熱延板に対し、1000℃×30minの熱延板焼鈍を行い、1115℃×30ｓの中間焼鈍を挟む２回の冷間圧延によって厚さ0.30mmの最終冷延板とした。得られた冷延板をアルカリ脱脂して表面を清浄化した後、湿水素雰囲気中にて840℃×120sの脱炭焼鈍を行った。次いで、質量比で5％のTiO2を含有するMgO系焼鈍分離剤を塗布し、H2雰囲気中での1200℃×10hの仕上焼鈍を行った。この後、リン酸マグネシウムとコロイダルシリカを主成分とするコーティングを施した。かくして得られた製品の磁界800A／mにおける磁束密度B8、1.7T−50Hzにおける鉄損W17／50について調査した結果を表１にあわせて示す。
【００３６】
【表１】
2006075885.tif 000003
【００３７】
表１に示すとおり、本発明の条件を満たすNo.1〜10では耳割れが小さく、形状も良好であり、最終製品の磁気特性も優れている。これに対し、ガス加熱炉の酸素濃度が0.1〜5.0％（容積比）の範囲を外れたためにCs／Ccが0．40〜0.86の範囲を外れたNo.11〜14では耳割れ深さが大きい。また、エッジャー幅幅圧下量が5〜60mmの範囲を外れたNo.15〜18では耳割れ深さが大きいか、過大のドッグボーンにより座屈が生じ、製品板の板厚偏差が増大するという形状不良が発生している。そして、仕上圧延前耳部温度が1150℃より低いNo.19〜20では耳割れが大きく、かつ磁気特性も若干劣っている。
【図面の簡単な説明】
【００３８】
【図１】スラブ表層5mmまでのC含有量（Cs）に対する該スラブ中心層のC含有量（Cc）の比（Cs／Cc）と仕上圧延された熱延鋼帯に生じた耳割れ深さとの関係を示すグラフである。
【図２】エッジャー幅圧下量と仕上圧延された熱延鋼帯に生じた耳割れ深さとの関係を、仕上圧延前耳部温度をパラメータとして現したグラフである。
【図３】仕上圧延前シートバー側面温度と仕上圧延された熱延鋼帯に生じた耳割れ深さとの関係を示すグラフである。
【図１】
2006075885.tif 000004
【図２】
2006075885.tif 000005
【図３】
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