(57)【要約】鋼をさらに加工することにより、連続鋳造された薄ストリップなどの薄ストリップから（１１０）［００１］粒子方向性電磁鋼を得るのに好適なストリップの製造方法において、薄鋳造ストリップは、ストリップの表層（Ｓ＝０）から４分の１のストリップ厚（Ｓ＝０．２〜０．３）までの再結晶化を促進させるために加工される。加工パラメータは歪／再結晶化パラメータ（Ｋ＊）−１が約６，５００以上となるように選択され、式（Ｉ）中、ＴＨＢＡはストリップの焼鈍温度（°ケルビン）、ＴＨＲはストリップの熱間圧延温度（°ケルビン）、εは熱間圧延における歪率、ｔｉは熱間圧延前の初期ストリップ厚、およびｔｆは熱間圧延後の最終ストリップ厚である。
2005527372.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
鋼をさらに加工することにより（１１０）［００１］粒子方向性電磁鋼を得るのに好適なストリップの製造方法であって、
ａ．厚さ０．３９ｉｎ（１０ｍｍ）以下のストリップを得る工程と、
ｂ．前記ストリップを熱間圧延する工程と、
ｃ．前記ストリップを焼鈍する工程と、
ｄ．歪／再結晶化パラメータ（Ｋ＊）−１を約６，５００以上にする工程と
を備え、
（Ｋ＊）−１は、
【数１】
2005527372.tif 000025
で表され、式中、
ＴＨＢＡはストリップの焼鈍温度（°ケルビン）で、
ＴＨＲはストリップの熱間圧延温度（°ケルビン）で、
【数２】
2005527372.tif 000026
は熱間圧延の歪率で、
ｔｉは熱間圧延前の初期ストリップ厚で、
ｔｆは熱間圧延後の最終ストリップ厚で
あるストリップの製造方法。
【請求項２】
（Ｋ＊）−１は約７，０００以上である、請求項１に記載のストリップの製造方法。
【請求項３】
（Ｋ＊）−１は約８，０００以上である、請求項１に記載のストリップの製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、鋼をさらに加工することにより、低鉄損及び高透磁率を有する粒子方向性電磁鋼を得るのに好適なストリップの製造方法に関する。この製造方法では、まず溶鋼を薄板または帯状に鋳造して鋼を製造する。続いて、鋼を加工して、所望の厚さの仕上げストリップを製造する。仕上げストリップは、さらに少なくとも１回は焼鈍処理を行い磁気特性を発達させることが好ましく、これにより本発明の鋼板は電動機や変圧器などの電気機械に好適に使用される。
【０００２】
［関連出願への相互参照］
本出願は、２００１年９月１３日に出願された米国仮特許出願第６０／３１８，９７０号（Schoen他）に関連し、優先権を主張する。
【０００３】
本発明は特に、鋼をさらに加工することにより、キューブオンエッジ(cube-on-edge)方位電磁鋼のストリップおよび板を得るのに好適なストリップの製造方法に関する。キューブオンエッジ方位はミラー指数により（１１０）［００１］と指定されている。本発明は特に、連続薄鋳造ストリップなどの薄ストリップから（１１０）［００１］粒子方向性電磁鋼を製造する方法を提供する。この薄鋳造ストリップは、ストリップの表層（Ｓ＝０）から４分の１のストリップ厚（Ｓ＝０．２〜０．３）までの再結晶化を促進させるために加工される。本明細書で用いられる用語Ｓとは、ストリップ厚または板厚方向の平面位置の基準として用いる。本開示で用いられる形状では、位置Ｓ＝０とは、ストリップの極表面の厚さ平面位置またはストリップ厚０％を表す。位置Ｓ＝０．２〜０．３とは、ストリップ厚２０％〜３０％の間の平面位置を表す。位置Ｓ＝０．５とは、ストリップ厚の半分の厚さ平面位置を表す。
【０００４】
［発明の背景］
粒子方向性電磁鋼は磁心材料として、特に板の圧延と平行の板方向に発達する方向性の磁気特性を利用できる変圧器など、様々な電気機械および機器に広く用いられている。粒子方向性電磁鋼の典型的な適用例として、電源変圧器、配電変圧器、大型発電機、および多種多様な小型変圧器の磁心が挙げられる。磁心の形状としては、大型発電機用のせん断平坦ラミネーション、巻心、セグメントラミネーション、「Ｅ」および「Ｉ」タイプが挙げられる。
【０００５】
粒子方向性電磁鋼の性能は通常、いわゆる鉄損といわれる交流電流（ＡＣ）場での磁化中の電力損失の尺度である磁気特性で特徴づけられる。鉄損は、機器の仕事に寄与せず磁心鋼中で消耗される電気エネルギーである。鉄損は国際単位（ＳＩ）系を用いてＷ／ｋｇおよびフートポンド式を用いてＷ／ｌｂと表される。粒子方向性電磁鋼の鉄損は、鋼板の体積抵抗率、および板厚、板の（１１０）［００１］結晶学的組織の質、磁壁空間に影響を及ぼす内因性および外因性因子などの仕上げ板の技術特性に影響される。ここで、磁壁空間に影響を及ぼす内因性および外因性因子としては、仕上げ板の（１１０）［００１］粒子サイズ、仕上げ板への被膜を付与する張力の存在、または仕上げ板表面へのレーザスクライビングなどの二次処理の適用が挙げられる。
【０００６】
粒子方向性電磁鋼の製造には、２次粒子成長をもたらす範囲内の激しく予測可能な条件が必要である。高品質な（１１０）［００１］粒子方向性を発達させるための２つの必要条件とは、（１）鋼板は、２次粒子成長として知られるプロセスが起こる最終焼鈍工程の高温部前に、所望の方向性を持つ再結晶粒子の構造を有していなければならない、および（２）最終焼鈍工程において２次粒子成長が実質的に完了するまで、１次粒子成長を抑制するための粒子成長抑制剤の存在である。一番目の前提条件として、鋼板および特に鋼板の表面および表面近傍が、再結晶粒子構造および２次粒子成長に適切な結晶学的組織を有することが必要である。激しく２次粒子成長する（１１０）［００１］粒子は、通常これら板の表面および表面近傍に位置する。二番目の前提条件として、成長する（１１０）［００１］粒子による、これら１次粒子の消費とともに、１次粒子成長を抑制する相が必要である。硫化マンガンおよび／またはセレン化マンガン、窒化アルミニウム、または両者などの微粒子の分散は、１次粒子成長を抑制する効果的な既知の手段である。
【０００７】
粒子方向性電磁鋼は、用いる粒子成長抑制剤の種類、用いる加工工程、および発達する磁気特性のレベルによってさらに特徴づけられる。通常、粒子方向性電磁鋼は仕上げ鋼板で得られる透磁率のレベルに基づき、従来（または通常）粒子方向性および高透磁率粒子方向性電磁鋼の２分類に分かれている。
【０００８】
粒子方向性電磁鋼の透磁率は、仕上げ鋼板の結晶方位の質に影響される。粒子方向性電磁鋼の加工により、大部分の粒子は、各粒子を含む単位立方体の辺が圧延方向と平行にキューブオンエッジ位置に並び、フェースダイアゴナル(face diagonal)が横方向に並ぶように配列している。各立方体はその辺沿いの［００１］方向で最も容易に磁化されるため、粒子方向性電磁鋼の磁気特性は通常圧延方向が最も良い。通常各立方体の［１１０］方向であるフェースダイアゴナルを磁化させるのは立方体辺と比べて困難であり、通常［１１１］方向であるキューブダイアゴナル(cube diagonal)を磁化させるのが最も難しい。したがって、典型的な粒子方向性電磁鋼では、磁気特性は通常圧延方向が最も良く、圧延方向の９０°が悪く、５５°が最も悪い。通常、磁場密度７９６Ａ／ｍで測定される粒子方向性電磁鋼の透磁率は、仕上げ鋼板の圧延方向における（１１０）［００１］粒子方向性の質の尺度を表す。
【０００９】
従来の粒子方向性電磁鋼の７９６Ａ／ｍで測定した透磁率は通常１，７００より大きく、１，８８０より小さい。通常の粒子方向性電磁鋼は、通常マンガンおよび硫黄（および／またはセレニウム）を含有し、これらの併用により主要な粒子成長抑制剤を形成し、１回または通常途中に焼鈍工程を用いる２回の冷間圧延工程により加工される。アルミニウムは通常０．００５％未満であり、粒子成長抑制を付与するために、アンチモン、銅、ホウ素、および窒素など他の元素を使用して抑制剤系を補ってもよい。従来の粒子方向性電磁鋼は当該技術分野において既知であり、参照により本明細書に援用される米国特許第５，２８８，７３５号および第５，７０２，５３９号には、従来の粒子方向性電磁鋼の典型的な製造プロセスが記載されている。
【００１０】
高透磁率を有する粒子方向性電磁鋼の７９６Ａ／ｍで測定した透磁率は通常１，８８０より大きく、１，９８０より小さい。高透磁率を有する粒子方向性電磁鋼は、通常アルミニウムおよび窒素を含有し、これらの併用により主要な粒子成長抑制剤を形成し、１回または通常最終冷間圧延工程の前に用いられる焼鈍工程を含む２回の冷間圧延工程により加工される。窒化アルミニウム相の粒子成長抑制を補うために他の添加剤を用いてもよい。このような添加剤としては、マンガン、硫黄および／またはセレニウム、錫、アンチモン、銅、およびホウ素が挙げられる。高透磁率を有する粒子方向性電磁鋼は当該技術分野において既知であり、参照により本明細書に援用される米国特許第３，８５３，６４１号および第３，２８７，１８３号には、高透磁率を有する粒子方向性電磁鋼の典型的な製造方法が記載されている。
【００１１】
粒子方向性電磁鋼は通常、インゴットまたは連続鋳造スラブを出発原料として製造される。これら従来の製造方法を用いて、出発鋳造スラブまたはインゴットを通常、約２，１９２°Ｆ（１，２００℃）〜約２，５５２°Ｆ（１，４００℃）の範囲の高温まで加熱し、鋼をさらに加工するのに好適な通常厚さ約０．０６”（１．５ｍｍ）〜約０．１６”（４．０ｍｍ）のストリップに熱間圧延することにより、粒子方向性電磁鋼は加工される。
【００１２】
スラブの再加熱により、続けて析出した微細分散の粒子成長抑制剤相を形成する粒子成長抑制剤は溶融する。抑制剤の析出は、熱間圧延、熱間圧延されたストリップの焼鈍、および／または冷間圧延されたストリップの焼鈍工程中または後に達成できる。粒子方向性電磁鋼の製造において、熱間圧延の準備であるスラブまたはインゴットの再加熱前に、スラブまたはインゴットのブレークダウン圧延を用いてもよい。参照により本明細書に援用される米国特許第３，７６４，４０６号および第４，７１８，９５１号には、粒子方向性電磁鋼の製造に用いられるブレークダウン圧延、スラブ再加熱、およびストリップ熱間圧延の典型的な従来技術方法が記載されている。
【００１３】
さらに、ストリップは通常１回以上の冷間圧延工程を経る。ストリップは複数回の冷間圧延の間で焼鈍される。本加工の最終生成物は、鋼をさらに加工するのに好適な通常厚さ約０．０６”（１．５ｍｍ）〜約０．１６”（４．０ｍｍ）の薄板材料である。
【００１４】
粒子方向性電磁鋼を加工するのに用いる典型的な従来方法として、ホットバンド焼鈍、熱間圧延されたまたは熱間圧延され焼鈍されたストリップの酸洗い、１回以上の冷間圧延工程、冷間圧延工程の間の焼鈍工程、および冷間圧延工程の間または最終厚さへの冷間圧延後の脱炭焼鈍工程が挙げられる。脱炭されたストリップには続けて焼鈍分離コーティングが塗布され、（１１０）［００１］粒子方向性を発達させる高温最終焼鈍工程が施される。
【００１５】
鋼をさらに加工するのに好適なストリップの製造に用いられる従来の幾つかの加工工程が省略できるため、ストリップ鋳造加工は粒子方向性電磁鋼の製造に有利である。ストリップ鋳造装置および炭素鋼およびステンレス鋼製造のためのストリップ鋳造方法は当該技術分野において既知であり、米国特許第６，２５７，３１５号、第６，２３７，６７３号、第６，１６４，３６６号、第６，１５２，２１０号、第６，１２９，１３６号、第６，０３２，７２２号、第５，９８３，９８１号、第５，９２４，４７６号、第５，８７１，０３９号、第５，８１６，３１１号、第５，８１０，０７０号、第５，７２０，３３５号、第５，４７７，９１１号、および第５，０４９，２０４号が参照により本明細書に援用される。
【００１６】
ストリップ鋳造加工を用いる場合、少なくとも１つのキャスティングロール、および好ましくは２つの反転キャスティングロールを用いて、厚さが約０．３９”（１０ｍｍ）より小さい、好ましくは約０．２０”（５ｍｍ）より小さい、より好ましくは約０．１２”（３ｍｍ）より小さいストリップを製造する。省略できる加工工程としては、スラブまたはインゴットの鋳造、スラブまたはインゴットの再加熱、スラブまたはインゴットのブレークダウン圧延、熱間粗圧延および／またはストリップ熱間圧延が挙げられるが、これらにとどまらない。さらに、炭素鋼およびステンレス鋼製造のために、ストリップ鋳造加工を薄鋳造ストリップの熱間圧延と併用する場合は、必要な熱間圧下量が最小になる。
【００１７】
炭素鋼およびステンレス鋼両者において、薄鋳造ストリップに熱間圧延を適用することが仕上げストリップの表面特性を向上させるために有用であることは当該技術分野において既知である。薄鋳造ストリップは、所望の物理的および機械的性質を有するストリップを得るために、しばしば収縮間隙率を低減しなければならない。さらに、型押しキャスティングロールは一般的にストリップの直接鋳造に用いられる。鋳放しストリップの表面粗さは、キャスティングロールの表面粗さを反映しており、鋳造ストリップの表面は平滑で高品質な表面を必要とする多数の適用にとって望ましくない。
【００１８】
２次粒子成長プロセスにより所望の（１１０）［００１］組織を生成するための前提条件である、粒状組織、表面組織、および粒子成長抑制（ＭｎＳ、ＭｎＳｅ、およびＡｌＮなど）といった技術的な要件が違うため、ストリップ鋳造の粒子方向性電磁鋼の製造への適用は、ストリップ鋳造を用いて製造されるステンレス鋼および炭素鋼とは異なる。したがって、本発明は、鋼をさらに加工することにより薄鋳造インゴットまたはストリップから高品質な（１１０）［００１］粒子方向性電磁板を得るのに好適なストリップの製造方法を提供する。
【００１９】
［発明の概要］
本発明は、鋼をさらに加工することにより（１１０）［００１］粒子方向性電磁鋼を得るのに好適なストリップの製造方法であって、
ａ．厚さ０．３９ｉｎ（１０ｍｍ）以下の鋳造ストリップを得る工程と、
ｂ．鋳造ストリップを熱間圧延する工程と、
ｃ．熱間圧延されたストリップを焼鈍する工程と、
ｄ．歪／再結晶化パラメータ（Ｋ＊）−１を約６，５００以上にする工程と
を備え、（Ｋ＊）−１は、
【００２０】
【数１】
2005527372.tif 000003
【００２１】
で表され、式中、
ＴＨＢＡはストリップの焼鈍温度（°ケルビン）であり、
ＴＨＲはストリップの熱間圧延温度（°ケルビン）であり、
【数２】
2005527372.tif 000004
（以下、ドットεと称する）は熱間圧延の歪率であり、
ｔｉは熱間圧延前の初期ストリップ厚であり、
ｔｆは熱間圧延後の最終ストリップ厚である、ストリップの製造方法を提供する。
【００２２】
［発明の詳細な説明］
高品質な（１１０）［００１］粒子方向性電磁鋼板の製造では、２次粒子成長の開始前に鋼板が再結晶化ミクロ構造を有している必要がある。再結晶化ミクロ構造は、他方向性の１次粒子マトリックス内で（１１０）［００１］２次粒子を形成する核粒子からなり、他方向性の１次粒子は（１１０）［００１］２次粒子の成長によりすぐに消費される。従来の厚スラブ鋳造では、ミクロ構造および組織の発達が、スラブ再加熱およびストリップ熱間圧延プロセスにより起こることは既知である。熱間圧延されたストリップのミクロ構造中に存在する大量の未再結晶化（または「耐熱性」）粒子が、最終粒子方向性電磁鋼板の所望の（１１０）［００１］方位の発達を損なう可能性があることもまた既知である。
【００２３】
これは、２回以上の冷間圧延および焼鈍工程を用いた場合と比べて、特に（１１０）［００１］核に対してより劣る組織を生成し得る一段冷間圧延プロセスを用いる場合に、特に深刻となる可能性がある。ストリップの表面（Ｓ＝０）および表面近傍（Ｓ＝０．２〜０．３）層のミクロ構造および再結晶化組織は、この領域で２次粒子成長が最も起こりやすいため特に重要である。
【００２４】
薄鋳造ストリップ試料を用いて製造した従来の粒子方向性電磁鋼のミクロ構造学研究により、熱間または冷間圧延工程を行わない限り、焼鈍中の鋳造ストリップの再結晶化は不十分であることが明示された。約１，６９７°Ｆ（９２５℃）の温度で熱間圧延工程が施された薄鋳造ストリップは、約１，８３２°Ｆ（１，０００℃）の温度での焼鈍後、表面（Ｓ＝０）および表面近傍（Ｓ＝０．２〜０．３）層の不完全な再結晶化を示す。これらの試料は、一段または二段冷間圧延により加工した際に、激しい２次粒子成長を生じず、通常７９６Ｗ／ｍで測定した透磁率は１，８００より小さい。
【００２５】
熱間圧延温度および圧下量の適切な組み合わせを用いることで、熱間圧延され焼鈍された鋳造ストリップの表面および表面近傍層中に実質的な再結晶化が得られる。これらの試料は、一段または二段冷間圧延により加工した際に、激しい２次粒子成長を生じ、通常７９６Ａ／ｍで測定した透磁率は１，８２０〜１，８５０である。
【００２６】
鋳造、熱間圧延、および焼鈍に用いる加工条件が、鋳造、熱間圧延、および焼鈍された薄ストリップの変形歪／再結晶化挙動にどのような影響を及ぼすかを説明する数学モデルが開発されている。本モデルは薄基板、特に粒子方向性電磁鋼板へさらに加工するのに好適な高度に再結晶化されたミクロ構造を有する薄鋳造ストリップの製造を可能にする加工パラメータ間の相互関係を説明する。
【００２７】
本発明の方法により、鋳造ストリップ厚、鋳造ストリップの熱間圧延温度、熱間圧延による圧下量および圧下速度、および冷間圧延前に十分な再結晶化を有するミクロ構造を付与できる鋳造および熱間圧延されたストリップの焼鈍に用いる温度などの加工パラメータや要件が決定できる。本発明の方法は、所望のストリップ厚を得るのに必要なストリップ鋳造、ホットバンド圧延、冷間圧延およびホットバンド焼鈍における特定の加工要件の決定を補助する。本発明を用いることで、特にストリップ鋳造プロセスにおける高生産率に必要なパラメータを決定できる。変形歪／再結晶化モデルの構成概念の開発は一部、参照により本明細書に援用される米国特許第４，７１８，９５１号に記載されている数学モデルに基づく。このモデルは厚鋳造スラブの再結晶化の最適化を目的としている。
【００２８】
本発明の方法で薄鋳造ストリップは、熱間圧延および焼鈍されて、さらに加工することより優れた磁気特性を有する粒子方向性電磁鋼を得るのに好適なストリップとなり得る。熱間圧延および焼鈍は２つの個別操作として行われてよく、またはタンデム操作として行われてもよい。熱間圧延およびホットバンド焼鈍条件が最終厚さへの冷間圧延前に鋳造ミクロ構造の実質的な再結晶化を付与する場合に、より良好な磁気特性が得られる。
【００２９】
本発明の一実施形態では、熱間圧延における変形条件は、熱間圧延により付与される歪エネルギーが鋳造ストリップの広範囲な再結晶化を促進させるのに十分である熱変形の要件を決定するためにモデル化されている。このモデルを式Ｉ〜式ＶＩＩにまとめる。
【００３０】
圧延により付与される歪エネルギーは次のように計算できる。
【００３１】
【数３】
2005527372.tif 000005
【００３２】
式中、Ｗは圧延により消耗される仕事であり、θＣは鋼の拘束降伏強度であり、かつＲは圧延による圧下量を小数で表したものである。すなわちＲは初期鋳造ストリップ厚（ｔｃ，ｍｍ）を鋳造および熱間圧延されたストリップの最終ストリップ厚（ｔｆ，ｍｍ）で割ったものである。熱間圧延における真歪はさらに次のように計算できる。
【００３３】
【数４】
2005527372.tif 000006
【００３４】
式中、εは真歪を表し、Ｋ１は定数である。式Ｉを式ＩＩに組み込むことにより、熱間圧延における真歪は次のように計算できる。
【００３５】
【数５】
2005527372.tif 000007
【００３６】
拘束降伏強度θＣは、熱間圧延の場合、鋳造鋼帯の降伏強度と関係している。熱間圧延では回復が動的に起こるため、本発明の方法では熱間圧延中に歪硬化は起こらないと考える。しかし、降伏強度は温度および歪率に著しく依存するため、出願人は、降伏強度が変形温度および変形率（いわゆる歪率）に基づき計算されるツェナー−ホロマン（Zener-Holloman）関係式に基づく解決策を次のように組み込んだ。
【００３７】
【数６】
2005527372.tif 000008
【００３８】
式中、θＴは圧延中の鋼の温度および歪率補償型降伏強度であり、ドットεは圧延の歪率であり、かつＴは圧延中の鋼の温度（°Ｋ）である。本発明の目的のために、式ＩＶのθＴを式ＩＩＩのθＣに代入し、以下の式Ｖを得る。
【００３９】
【数７】
2005527372.tif 000009
【００４０】
式中、Ｋ２は定数である。
【００４１】
薄ストリップの圧延において一般的な変形勾配を考慮すると、ストリップの表面（Ｓ＝０）および表面近傍（Ｓ＝０．２〜０．３）領域で特定な歪率を決定するのはしばしば困難である。したがって、式ＶＩを用いて熱間圧延における平均歪率
【数８】
2005527372.tif 000010
（以下、ドットεｍと称する）を計算する簡略化した方法を提供する。
【００４２】
【数９】
2005527372.tif 000011
【００４３】
式中、Ｄは加工ロール径（ｍｍ）であり、ｎはロール回転速度（ｒｐｓ）であり、かつＫ３は定数である。上記の式は、式ＶＩのドットεｍを式Ｖのドットεに代入し、Ｋ１、Ｋ２、およびＫ３の定数の値を１として、並べ替え、簡略化することができる。以下の式ＶＩＩＩに示すように公称熱間圧延歪εｎｏｍｉｎａｌを計算することができる。
【００４４】
【数１０】
2005527372.tif 000012
【００４５】
モデルの最終構成要素は、式ＶＩＩに表す鋳造ストリップへの熱間圧延歪εｎｏｍｉｎａｌと焼鈍後のストリップの再結晶粒子サイズｄＲＥＸとの関係である。式ＶＩＩＩに表す確立された再結晶化の法則に基づき、再結晶粒子サイズｄＲＥＸは鋳造ストリップの初期粒子サイズｄ０および再結晶化核生成および粒子成長速度Ｄにも影響を受ける。
【００４６】
【数１１】
2005527372.tif 000013
【００４７】
さらに、再結晶化核生成および粒子成長速度Ｄは、焼鈍中鋼内の拡散プロセスに依存しており、式ＩＸに示すように、再結晶化および粒子成長のための活性化エネルギーＱＲＥＸおよび焼鈍温度ＴＨＢＡに依存する。
【００４８】
【数１２】
2005527372.tif 000014
【００４９】
式中、Ｒはボルツマン定数であり、Ｄ０は鉄拡散速度の基準値である。本発明の目的のために、ｄ０の変化は大きな影響を及ぼさないため、ｄ０を式ＶＩＩＩから省略することが可能であることが見出されている。よって式ＶＩＩＩは以下のように簡略化できる。
【００５０】
【数１３】
2005527372.tif 000015
【００５１】
式中、Ｃ１は定数である。単一の変形歪／再結晶化モデルにまとめるために、式ＩＸのＤを式ＶＩＩＩに代入し、以下の式ＸＩとして並び替えることができる。
【００５２】
【数１４】
2005527372.tif 000016
【００５３】
式中、Ｃ２は定数である。再結晶粒子サイズを一定と仮定すると、式ＸＩは以下のように簡略化できる。
【００５４】
【数１５】
2005527372.tif 000017
【００５５】
式中、Ｃ３はＲ、ＱＲＥＸ、ｄＲＥＸ、およびＣ２を組み合わせた単一の定数である。式ＸＩＩはさらに以下のように並べ替えることができる。
【００５６】
【数１６】
2005527372.tif 000018
【数１７】
2005527372.tif 000019
【００５７】
さらに式ＶＩＩの熱間圧延による公称歪εｎｏｍｉｎａｌを式ＸＶＩに代入でき、次の式が得られる。
【００５８】
【数１８】
2005527372.tif 000020
【００５９】
式中、（Ｋ＊）−１は変形歪／再結晶化パラメータと定義される。
【００６０】
本発明の一実施形態では、変形歪／再結晶化パラメータ（Ｋ＊）−１は、約７，０００以上である。他の実施形態では、変形歪／再結晶化パラメータ（Ｋ＊）−１は、約８，０００以上である。
【００６１】
本発明の一実施形態では、帯状連続焼なますを用いて鋳造および熱間圧延されたストリップの焼鈍を行っても良い。帯状連続焼なますにおいて、熱間圧延されたストリップは通常約１，４７２°Ｆ（８００℃）より高い温度まで加熱される。他の実施形態では熱間圧延ストリップは、通常約１０分より短い時間内で約１，８３２°Ｆ（１，０００℃）より高い温度まで加熱される。
【００６２】
本発明の方法では、厚さ約０．３９”（１０ｍｍ）以下のストリップまたはバンドは、当該技術分野において知られる任意の方法により鋳造され、より好ましくは双ロール式ストリップ鋳造法が用いられる。本発明の一実施形態では、同時係属中の「制御スプレー冷却を用いた電磁鋼帯の連続鋳造方法」と題する２００２年９月１３日に出願された非仮特許出願第号および優先権を主張する２００１年９月１３日に出願された米国仮特許出願第６０／３１８，９７０号に記載されている方法に基づき、鋳造ストリップを急冷する。
【００６３】
本発明の方法では、鋳造ストリップは熱間圧延に好適な温度まで直接、好ましくは１パスで冷却される。あるいは鋳造および冷却されたストリップは、任意で熱間圧延に好適な温度まで再加熱される。熱間圧延前の鋳造ストリップの再加熱は、鋳造後の冷却中またはいずれの二次冷却によりストリップ内に生じた温度勾配を低減または除去できるため有益である。鋳造および熱間圧延されたストリップは、粒状組織の実質的な再結晶化を促す当該技術分野において既知の他のプロセスにより順次焼鈍される。熱間圧延および焼鈍プロセスにより、変形歪／再結晶化パラメータ（Ｋ＊）−１は約６，５００以上となる。
【００６４】
上記の工程は、個別プロセスとして行ってもよく、あるいは連続している一連のプロセスの一部または全体に組み込まれてもよい。
【実施例１】
【００６５】
一連の実験溶鋼は表Ｉに示す成分となるように溶融した。溶鋼は約１，５２５℃〜１，５６５℃の間の温度まで加熱され、厚さ約２ｍｍまたは３ｍｍの薄板試料に鋳造され、７００℃より低い温度まで急冷された。
【００６６】
【表１】
2005527372.tif 000021
【００６７】
板は２方法で加工された。２ｍｍ厚の板は１，０５０℃の温度で焼鈍後、鋳造条件にてさらに加工され、３ｍｍ厚の板は表ＩＩに示す条件を用いて公称厚２ｍｍまで熱間圧延された。
【００６８】
【表２】
2005527372.tif 000022
【００６９】
焼鈍前に熱間圧延処理される鋳造ストリップサンプルは、まず非酸化雰囲気中、約１，０３５℃の温度まで加熱され、空冷された後、約８１５℃、約９００℃、および約９８０℃の温度にて１パスで３０％、４０％、および５０％の熱間圧延が施された。熱間圧延されたストリップは、さらに加工される前に約１，０５０℃の温度で焼鈍され、表ＩＩに示す（Ｋ＊）−１値を得た。
【００７０】
焼鈍後、鋳型および鋳造および熱間圧延された試料は、中間厚さ約０．４５ｍｍまたは約０．６０ｍｍまで冷間圧延された。中間冷間圧延された試料は、約９８０℃の温度で中間焼鈍され、最終厚さ約０．２７ｍｍまでさらに冷間圧延された。
【００７１】
冷間圧延されたサンプルは、続けて加湿水素−窒素雰囲気中約８７５℃の温度で、炭素が０．００２５％未満まで低減されるのに十分な時間、脱炭焼鈍され、実質的に酸化マグネシウムからなる焼鈍分離コーティングで塗布された。脱炭および塗布された板には、水素雰囲気中、最終高温焼鈍工程が施された。最終高温焼鈍工程では、板を約１，１５０℃の温度まで加熱し、約１５時間その温度で保持することで２次粒子成長を促し、硫黄および窒素などの不純物を仕上げ粒子方向性電磁鋼板から除去した。その後、サンプルの７９６Ａ／ｍでの透磁率の測定を行い、図１に結果を示す。
【００７２】
これらの結果は、鋳造および焼鈍ストリップを直接加工することにより、２次粒子成長が不良となることを示す。しかし、本発明の熱間圧延法を用いることで、鋳造、熱間圧延、および焼鈍されたストリップが、従来の０．２７ｍｍ厚の粒子方向性電磁鋼板に典型的な非常に良好でばらつきのない７９６Ａ／ｍでの透磁率および鉄損を有することを示す。透磁率データは図２にも表されており、約６，５００以上の（Ｋ＊）−１値では安定した２次粒子成長が起こり、約７，０００より大きい（Ｋ＊）−１値を用いるとさらに激しい２次粒子成長が起こることを示した。
【実施例２】
【００７３】
表ＩＩＩに示す成分を有する溶鋼を調製し、約１，５６５℃より高い温度まで加熱し、双ロール式ストリップ鋳造機を用いて、厚さ約２．７ｍｍの薄板の形状に鋳造した。鋳造プロセス後ストリップは、毎秒約１５℃より低い速度で約１，２３０℃の温度まで冷却された。１，２３０℃の温度から鋳造ストリップは、毎秒約１００℃の速度で約７００℃より低い温度まで急冷された。その後鋳造ストリップは、約６５０℃より低い温度で巻かれ、続けて周囲温度まで冷却された。
【００７４】
【表３】
2005527372.tif 000023
【００７５】
鋳造板は実験加工のため一連のサンプルに切断された。板は１パスで、非酸化雰囲気中、約１，０２５℃の温度まで再加熱され、様々な温度まで空冷され、表ＩＶに示す様々な厚さまで熱間圧延された。熱間圧延されて得られた板は、その後約１，０５０℃の温度で焼鈍され、約７，０００〜約９，０００の（Ｋ＊）−１値を得た。ホットバンド焼鈍後、サンプルは中間厚さ約０．５６ｍｍまで冷間圧延され、約９８０℃の温度にて焼鈍され、最終厚さ約０．２７ｍｍまでさらに冷間圧延された。冷間圧延されたサンプルは、続けて加湿水素−窒素雰囲気中約８７５℃の温度で、炭素が０．００２５％未満まで低減されるのに十分な時間、脱炭焼鈍され、実質的に酸化マグネシウム（ＭｇＯ）からなる焼鈍分離コーティングで塗布された。その後脱炭および塗布された板には、水素雰囲気中、最終高温焼鈍工程が施された。最終高温焼鈍工程では、板を約１，１５０℃の温度まで加熱し、約１５時間その温度で保持することで２次粒子成長を促し、硫黄および窒素などの不純物を仕上げ粒子方向性電磁鋼板から除去した。その後、サンプルの７９６Ａ／ｍでの透磁率の測定を行い、表ＩＶに結果を示す。
【００７６】
これらの結果は、本発明の方法を用いてさらに熱間圧延および焼鈍される双ロール式鋳造ストリップから作製されたサンプルにおいて、良好な２次粒子成長が得られることを示す。表ＩＶが示すように、本発明の鋳造、熱間圧延および焼鈍されたストリップが、従来の０．２７ｍｍ厚の粒子方向性電磁鋼板に典型的な非常に良好でばらつきのない７９６Ａ／ｍでの透磁率を有することを示す。透磁率データは図３に表されており、約６，５００より大きい（Ｋ＊）−１値に上げることにより、より安定した２次粒子成長のため、より良好な結果を示す。
【００７７】
これらの結果は、本発明の方法を用いることで、激しい２次粒子成長が得られることを示す。本発明により、鋳造、熱間圧延、および焼鈍されたストリップを用いて、良好な磁気特性を有する粒子方向性電磁鋼帯が製造される。
【００７８】
【表４】
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【図面の簡単な説明】
【００７９】
【図１】実施例１のサンプルの、Ｈ−１０透磁率対二次冷間圧延（真歪）の図解である。
【図２】実施例１のサンプルの、７９６Ａ／ｍでの透磁率対最終厚さまでの冷間圧延％の図解である。
【図３】実施例２のサンプルの、７９６Ａ／ｍでの透磁率対算出された歪／再結晶化パラメータ（Ｋ＊）−１の図解である。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【国際調査報告】
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