(57)【要約】少なくとも３０ｐｐｍのＳを含んでいる珪素鋼が、１．５−４．５厚さの鋼帯として直接鋳造され、１．０と０．１５ｍｍの間の最終厚さまで冷間圧延されて；以下の諸段階：６００ｃｍ−１＜Ｉｚ＜１５００ｃｍ−１そしてＩｚ＝１．９Ｆｖ／ｒ（ｃｍ−１）、Ｆｖは８００℃以下の温度で安定な第二相の容積分であり、ｒはｃｍでの沈殿物の平均半径であるような第二相分布を得るための固化した鋼帯の冷却と変形；１５と６０％の間の圧延率を持つ、７５０℃以下では無い温度での鋼帯の固化と巻取りの間の熱間圧延；６０−９２％の圧延率を持つ冷間圧延；鋼帯の中心での初期組成に対して少なくとも３０ｐｐｍの窒素含有量の増加のため、窒化雰囲気中の７５０−１１００℃での冷間圧延された鋼帯の焼なまし、により特徴付けられた、配向した結晶粒の電気鋼帯の生産工程。【特許請求の範囲】
【請求項１】
珪素鋼が１．５と４．５ｍｍの間にある厚さを持っている鋼帯の形に連続鋳造され、そして１と０．１５ｍｍの間にある最終厚さまで冷間圧延され、一次再結晶焼なましと前者よりも高い温度での二次再結晶のための更なる焼なましに支配され、鋳造と冷間圧延の段階の間で第二相が結晶粒界の動きを遅れさせがちな一次抑制剤として作用する、硫化物、セレン化物及び窒化物の間で選ばれた少なくとも一組の化合物に関係して、金属母材の中に沈殿させられ、前記沈殿物が一次再結晶の結晶粒成長を支配し且つ制御できるように母材の内部に分布されていると云う点、及び冷間圧延段階と二次再結晶段階の間で窒化物の更なる沈殿が最終製品の結晶構造を形成している結晶粒の配向と大きさによって二次再結晶を、前記一次抑制剤と共に制御する傾向がある二次抑制剤として、誘導されると云う点を特徴とする結晶粒の配向した電気鋼帯の生産工程。
【請求項２】
少なくとも３０ｐｐｍのＳ又はＮと、Ａｌ、Ｖ、Ｎｂ、Ｂ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｕ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｗよりなっている群から選ばれた少なくとも一つの元素及びＳｎ、Ｓｂ、Ｐ、Ｓｅ、Ｂｉよりなっている群から選ばれた少なくとも一つの元素を含んでいる珪素鋼が１．５と４．５ｍｍの間にある厚さを持っている鋼帯の形に直接連続鋳造され、そして１と０．１５ｍｍの間にある最終厚さまで冷間圧延され、それで前記冷間圧延された鋼帯が一次再結晶連続焼なまし及び一次再結晶のそれよりも高い温度での二次再結晶焼なましに支配されており、以下の諸段階：
−間隔
６００ｃｍ−１＜Ｉｚ＜１５００ｃｍ−１
の中に明確に含まれる抗力により結晶粒界の動きを抑制できる非金属の第二相の均等な分布を金属母材の中に得るために、制御された温度での変形段階よりなっている鋼帯を固化させる冷却サイクル、ＩｚはＩｚ＝１．９Ｆｖ／ｒ（ｃｍ−１）として定義されており、ここでＦｖは８００℃以下で安定な非金属第二相の容積分でありｒはｃｍで前記沈殿物の平均半径である；
−７５０℃より高い温度で１５と６０％の間の圧延率を用いて、その固化段階と巻取り段階の間の前記鋼帯のインライン熱間圧延；
−少なくとも一つの圧延部を通過中に６０と９２％の間にある圧延率で、中間焼なましと共に一段冷間圧延、又は多段熱間圧延；
−７５０と１１００℃の間にある温度で冷間圧延された鋼帯の一次再結晶連続焼なまし、そこで金属母材中の窒素含有量は鋳造時の値に関して、窒化雰囲気によって鋼帯の中心で少なくとも３０ｐｐｍ上昇させられる、
が連続的に行われる点を特徴とする、結晶粒の配向した電気鋼帯の生産工程。
【請求項３】
鋼帯を脱炭素処理し及び／又はそれの制御された表面酸化を行うため、一次再結晶連続焼なましが酸化雰囲気中で行われる請求項１又は２に記載の工程。
【請求項４】
鋼帯が巻取りと冷間圧延段階の間で焼なましされる請求項１−３に記載の工程。
【請求項５】
最終冷間圧延温度が少なくとも二つの隣接通路で１８０℃より高い請求項１−４に記載の工程。
【請求項６】
冷間圧延された鋼帯の連続焼なましの間鋼帯の窒化処理が、少なくともＮＨ３＋Ｈ２＋Ｈ２Ｏよりなっている混合物が８００℃より高い温度で存在し、従って鋼帯の中心までの窒素の浸透と窒化物の沈殿が直接連続焼なまし中に得られる、制御された雰囲気中で行われる請求項１−５に記載の工程。
【請求項７】
それが少なくとも３０ｐｐｍのＳ及び／又はＮと、Ａｌ、Ｖ、Ｎｂ、Ｂ、Ｔｉ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｕ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｗよりなっている群から選ばれた少なくとも一つの元素及びＳｎ、Ｓｂ、Ｐ、Ｓｅ、Ｂｉよりなっている群から選ばれた少なくとも一つの元素を含んでいることを特徴とする、鋳造鋼帯を直接圧延することによって得られる結晶粒の配向した電気珪素鋼帯。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
（発明の属する技術分野）
本発明は結晶粒の配向した電気鋼帯の生産工程に関する、又より正確には、熔融鋼の連続鋳造から直接得られた鋼帯が冷間圧延され、又第二相粒子の制御された沈殿の帯状沈殿が誘導され、前記第二相が一次再結晶後の結晶粒成長を制御する（一次抑制剤）意図があるような工程に関する。更なる段階、冷間圧延された鋼帯の連続焼なましの間に、第二相粒子の更なる沈殿が鋼帯の厚さ全体にわたって一次抑制剤の機能に加えて配向された二次再結晶を制御する機能を持ちながら誘導され、それによって集合組織が圧延方向に沿った磁束に好適に得られる。
【０００２】
（従来の技術）
結晶粒の配向した電気鋼帯（Ｆｅ−Ｓｉ）は、代表的には０．１８と０．５０ｍｍの間にある厚さを有しており且つ特定の製品の等級に従って可変な磁気的性質により特徴付けられた鋼帯として工業的に生産されている。前記分類は本質的に特定の参照方向（圧延方向）に沿って評価した既定の電磁的加工条件（例えば１．７テスラでのＰ５０ＨｚをＷ／ｋｇで）に依存する特定の電力損失に関係する。前記鋼帯の主要な用途は変圧器の鉄心の生産である。良好な磁気特性（強い異方性）は全ての、又は殆ど全ての結晶粒がその最も容易な磁化方向（＜００１＞軸）を最も完全な方法で圧延方向と同調させて配向させ最終結晶構造を制御して得られる。実際上は、最終製品はゴス配向（｛１１０｝＜００１＞）のまわりを中心として配向をしている結晶粒の平均直径が一般に１と２０ｍｍの間よりなって得られる。ゴス配向のまわりの角度分散が小さい程、製品の透磁率が良く従って磁気損失はより少ない。低い磁気損失（鉄心損失）と高い透磁率を有している最終製品は変圧器の設計、寸法および収益の観点から興味有る利点を持つ。
【０００３】
上記物質の最初の工業生産は３０年代の初めに米国企業ＡＲＭＣＯによって記述された（米国特許第１９５６５５９号）。専門家には周知のように、それ以来多くの重要な改良が製品の磁気的及び物理的品質と変換コストとサイクル合理化の両観点から、結晶粒の配向した電気鋼帯の生産技術に導入された。全ての現存の技術は最終製品中に非常に強いゴス構造を得るために同じ冶金学的戦略、即ち一様に分布した第二相及び／又は偏析している元素により誘導された配向した二次再結晶の工程を利用する。非金属的な第二相及び偏析している元素は選択的な二次再結晶工程を刺激する最終焼なましの間結晶粒界の動きを制御する（遅くする）基本的役割を演じる。
【０００４】
元祖ＡＲＭＣＯの技術では、結晶粒界運動の抑制剤としてＭｎＳを用いており、ＮＳＣにより開発された続く技術では、そこでの抑制剤は主に窒化アルミニウム（ＡｌＮ＋ＭｎＳ）であり（欧州特許第８３８５号、欧州特許第１７８３０号、第２０２３３９号）、両生産工程に共通する非常に重要な束縛段階は鋳造後の厚板の冷却中に粗大に沈殿した硫化物及び／又は窒化物を、熱間圧延の金属母材にあまねく非常に微細で且つ一様に分布した形で再沈殿させるため、完全な溶解を保証するのに充分な時間、非常な高温（約１４００℃）に、熱間圧延の直前連続圧延の厚板（昔はインゴット）を加熱することである。前記既知の技術によれば、斯かる微細な再沈殿は工程中に沈殿物の大きさを調整するのに加えて、開始して且つ終了させることができる、但し何れにせよ冷間圧延の前である。前記温度までの厚板加熱は、Ｆｅ−３％Ｓｉ合金の高温での延性及び熔融スラグの形成により特殊な炉（押出炉、熔融スラグｗａｌｋｉｎｇ−ｂｅａｍ炉、誘導炉）の使用を必要とする。
【０００５】
（発明が解決しようとする課題）
最近、新しい鋳造技術がそれらをより小型で柔軟に作る生産工程を簡略化し且つ価格を下げて、熔融鋼鉄用に開発された。変圧器用の電気鋼帯の生産に都合好く使用される革新的技術は、通常の既にざらざらな厚板の代表的厚さを有している厚板の連続鋳造法において、一連の厚板連続鋳造を通り、厚板の温度を立上げ／維持する連続トンネル炉で処理され、そして巻取り鋼帯に最終圧延される、直接熱間圧延に適した、“薄板”鋳造法である。結晶粒の配向した製品用の前記技術の使用に関連する問題は主に第二相を形成している元素を溶解状態で保持するのに必要な高温を維持し且つ制御する困難さにあり、望まれる最良の微細構造と磁気的特性が最終製品で得られるかどうか、それは最終熱間圧延段階の初期に微細に沈殿させられねばならない。
【０００６】
工程の最高合理化レベルとより高い生産の柔軟性を可能的に提案する鋳造技術は完全に熱間圧延段階を取除いて、熔融鋼から鋼帯を直接生産すること（鋼帯鋳造法）である。鋼帯鋳造法はよく知られており一般には電気鋼帯、又より正確には結晶粒の配向した電気鋼帯の生産に使用される。
【０００７】
工業製品において、最新の科学文献や特許で提案されている如く、鋳造鋼帯の急速冷却により誘発された沈殿による配向された二次再結晶の制御に必要な結晶粒成長抑制剤を直接生産する戦略を採用することは得策ではないことを本発明者は信じている。この意見は専門家には周知の事実により導出されている、必要な抑制（結晶粒界の運動に対する抗力）のレベルは高く又限られた場（１８００−２５００ｃｍ−１）の内部に含まれていなければならない、換言すれば、低過ぎる又は高過ぎる抑制レベルによって最終製品の品質が損なわれる。更に、抑制の必要なレベルの局所的な不足は最終製品の品質を決定的に損なう集合組織の疵を作り出すから、抑制は金属母材を通して非常に均等に分布されねばならない。このことはもしも非常に高品質の製品（例えば、Ｂ８００＞１９００ｍＴ）が生産されねばならない時には特に真実である。
【０００８】
（発明を解決するための手段）
本発明は配向した二次再結晶を制御するのに必要な抑制剤分布の形成が鋳造鋼帯の冷間圧延段階の後でだけ得られると云う鋼帯の直接連続鋳造（鋼帯鋳造法）を含んでいる高い磁気特性を有する結晶粒の配向した電気鋼帯の生産用の工業的工程を通して上記問題を解決する。
【０００９】
本発明のもう一つの目的は工業的に安定した工程を可能にするために工程のパラメーターに対する微細構造の感度を極度に減少させる（結晶粒界の運動を遅らせる）ように母材の至る所に一様に分布した制御された量の抑制剤を得ることにある。
【００１０】
本発明の尚もう一つの目的は熔融鋼中の硫黄及び／又は窒素の最少量（＞３０ｐｐｍ）よりなっている鋼の直接鋳造に適した鋼組成である。微量合金元素は微細構造の均等性のレベルを改良する傾向があるので、前記組成はＡｌ、Ｖ、Ｂ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｕ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｗ、そしてことによるとＳｂ、Ｐ、Ｓｅ、Ｂｉを含むと更に有効である。
【００１１】
更なる目的は本発明の以下の詳細記述から明らかになるであろう。
【００１２】
（発明の詳細な記述）
実施例１に従って得られた製品の最終品質は添付の図面表で示される。
【００１３】
本発明によれば、鋼帯の圧延後の再結晶構造を一様なレベルに維持し、鋼帯それ自身の全ての点で熱処理に対し微細構造の一定の振舞いを保証するために二次再結晶の制御に必要なそれよりも低い強度値で、冷間圧延以前に鋼帯に存在する、抑制剤の含有量（第二相の分布量）を制御することは便利である。
【００１４】
それ故、鋳造段階と冷間圧延段階の間で抑制剤の均等な分布を誘導することが重要である。このことは使用されるべき工程パラメーターと温度の両者の制御による冷間圧延段階の連続焼なましについて工業的処理条件を選択するのに大きな自由を許す。
【００１５】
事実、もし金属母材中に結晶粒成長抑制剤が無いか又は低い量か、又はそれの非均等な分布であるならば、（鋼帯の速度、鋼帯の厚さ、局部温度のような）焼なましパラメーターのどんな小さな揺らぎでも熱処理条件に非常に敏感な、微細構造の不規則性に起因する高頻度の品質の欠陥を誘発する。それに反して、母材中に一様に分布した抑制剤の制御量は、工程パラメーター（結晶粒界の遅延）に対する微細構造の感度を大きく減少させて、工業的に安定な工程を可能にしている。
【００１６】
圧延以前の段階で鋼帯中の抑制剤の最大レベルに対する冶金学的制限は無い。然し実用上の観点からは、合金組成の変態、冷却条件等々のような種々のテスト条件を研究している本発明者は、工業的工程で、１５００ｃｍ−１より高い抑制レベルを持つことは便利ではないこと、同様の理由でこの段階では、二次再結晶制御に必要な（１５００ｃｍ−１より高い）全抑制量を持つことは便利でないことを認識した。上記の抑制レベルを進めると沈殿物の大きさを大きく減少させる必要がある、そしてプロセス制御の観点から、作られた抑制レベルは鋳造と処理条件の僅かな揺らぎにも非常に敏感である。事実、結晶粒界の運動に関する抑制剤効果の特性は母材中に存在する第二相の表面積に比例する。この表面積は前記第二相の容積分に正比例しそれらの大きさに反比例する。同一合金組成を持つ沈殿物の容積分は、処理温度が高い程、母材中に存在する第二相の容積分が小さいという点で、金属母材へのそれらの溶解度に関して温度に依存することを証明することができる。同様な方法で、粒子の大きさは直接処理温度に関係している。事実、温度が上がった時の粒子分布では小さな粒子は母材の中に溶解してより大きなものに再沈殿する傾向にあり、それらの大きさは増加し、総表面積は減少する（溶解と成長として知られている工程）。専門家には周知の前記二つの現象は熱処理中の第二相分布の抗力のレベルを制御する。温度が上昇する時、抑制が温度及び溶解と拡散の現象との間の指数関係に依存しているその強度を減少させる速度も又上昇する。
【００１７】
珪素鋼帯の直接連続鋳造から出発した多くの実験に基づいて、電子顕微鏡により測定された抑制レベルは次式で表現された：
Ｉｚ＝１．９Ｆｖ／ｒ  （ｃｍ−１）
ここでＦｖは８００℃以下の温度で安定な非金属第二相の容積分であり、ｒはｃｍで表された同じ沈殿物の平均半径である、本発明者は良好な結果が次の間隔内で得られることを見出した：
６００ｃｍ−１＜Ｉｚ＜１５００ｃｍ−１
６００ｃｍ−１以下では一次再結晶構造は工程の揺らぎ、特に温度と鋼帯の厚さに関して極度に敏感であり、一方１５００ｃｍ−１以上の値では鋼帯の断面の至る所で一定の振舞いを確保することが非常に困難であることが証明された。
【００１８】
前記の抑制間隔（一次抑制用）は、本発明に従って配向した二次再結晶（二次抑制）の制御に要求される第二相の沈殿に必要である。
【００１９】
本発明者は、選り抜きの二次再結晶工程で、既に母材中に存在する抑制剤と共に、制御に適切な第二相粒子の細かくて均等に分布した沈殿を得るには、望まれる最終厚さを有している鋼帯に固相拡散により浸透し、斯かる沈殿している第二相の微量合金元素と反応し易い元素を放出することが便利であることを見出した。窒素はそれが充分に安定な窒化物や炭素窒化物を形成し、金属母材の中を非常に移動し易い格子間元素であり、又それが窒化物を形成するのに反応する他の元素よりも特に大きく移動し易いという点で、最も便利な元素であることが見出された。上記特性は都合の好い処理条件を採用すると、鋼帯の厚さの至る所で必要とされる窒化物を均等に沈殿させることを可能とする。
【００２０】
鋼帯の焼なましの間、窒化雰囲気を発生させるのに使用される技術は重要ではない。然し、窒素拡散前線が配向した二次再結晶の制御のために望まれる抑制を形成することを保証するには、高温で安定な窒化物を形成する一様に分布した微量合金元素の金属母材中の存在が必要である。工業的観点から非常に便利なのは、ｐＮＨ３／ｐＨ２比に比例した窒化力と、同様にｐＨ２Ｏ／ｐＨ２比に比例した酸化ポテンシャルを同時に制御することにより鋼帯の中に拡散する窒素の量を容易に調節することを可能にするＮＨ３＋Ｈ２＋Ｈ２Ｏ混合物の使用である。本発明に従って窒化温度は８００℃以下にはできない。事実、低い温度では珪素（代表的には３と４重量％の間の量存在する）と窒素の反応は鋼帯の表面で窒化珪素を形成して窒素を阻止して、鋼帯の中心に向かうそれの浸透従って鋼帯の厚さの到る所で抑制剤の均等な分布の形成を妨げがちである。母材中の珪素含有量が高い程、高い窒化温度であらねばならないであろう。
【００２１】
窒化温度に上限は無く、最良の温度の選択は望ましい窒化物分布と工程の必要条件の間のバランスにより決定されている。
【００２２】
本発明に従って（一次抑制としての）第二相粒子の最小の制御された分布が金属母材に無い場合、高温での窒化物の能力はその結果不均質性の発達と最終品質の欠点を招く、局所的温度活性化と微細構造の望まざる展開を発生する危険を考慮して制限される。これに反して、窒化処理以前に一次抑制の与えられたレベルが上述の間隔内にある場合、高い工程温度でも微細構造の安定性を確保する。
【００２３】
熔融鋼中に制限された量、然し３０ｐｐｍよりは高い硫黄及び／又は窒素の存在に加えて、鋼帯中に斯かる第二相の沈殿を得るために、本発明者はＡｌ、Ｖ、Ｂ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｕ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｗ元素とそれの混合物よりなっている群の中に、鋼の化学組成の中に存在すると、抑制の形成に関して有効であることを確認した。似たように、微量合金添加物として、元素Ｓｎ、Ｓｂ、Ｐ、Ｓｅ、Ｂｉのうち少なくとも一つの存在は微細構造の一様性レベルを改良する傾向がある。
【００２４】
本発明に従って、一次抑制剤の分布と導出している抗力のレベルの制御は次の工程段階の制御要素をバランスさせて得られる、（ｉ）微量合金元素の濃度及び（ｉｉ）規定された厚さ減少条件の間隔内でその巻取り前の鋳造鋼帯の制御されたインライン変形。
【００２５】
尚特に、鋼帯鋳造工場での多くの研究室や工場テストに基づいて、１５％の圧延率以下で、非一様な沈殿の望まれざる条件が、恐らくは第二相粒子の選択的核生成の条件が鋼帯の或地域で局在化する傾向にある、不規則な変形パターンと同様に制御されていない熱勾配のせいで、圧延鋼帯の母材に起き得ることを本発明者は見出した。技術的な困難に加えて、この限界より上では連続鋳造−圧延−巻取り段階の困難さによって、沈殿物の分布の相違が見出せないから、６０％の変形上限も規定された。
【００２６】
更に、もしも厚さの縮小温度が７５０℃以下であるならば、圧延以前の冷却による自発的沈殿が抑制を大きく制御する圧延条件を妨げて優勢になるから、抑制剤の制御は達成できない。
【００２７】
然し、本発明は工程を直接オンラインで制御する因子として抑制の含有量の測定を使用しない。尚特に、本発明は少なくとも３０ｐｐｍの硫黄及び／又は窒素、及びＡｌ、Ｖ、Ｎｂ、Ｂ、Ｔｉ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｕ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｗよりなっている群の少なくとも一元素、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｐ、Ｓｅ、Ｂｉよりなっている群の少なくとも一元素よりなっている珪素鋼が１．５と４．５ｍｍの間にある厚さを持つ鋼帯の形での直接連続鋳造、そして１．００と０．１５ｍｍの間にある最終厚さまで冷間圧延され、もし必要ならば酸化雰囲気中で鋼帯を脱炭素処理し及び／又はそれの制御された表面酸化を行い、一次再結晶のそれよりも高い温度で二次再結晶焼なましに続くような結晶粒の配向した電気鋼帯の生産工程を請求する。その工程は生産サイクルに沿って以下の諸段階が連続的に行われる点で特徴付けられる：
−金属母材中に明確に下記の間隔の中にある抗力によって結晶粒界の動きを抑制できる非金属第二相の均等な分布を得るために、制御された温度での変形段階を含んでいる固化した時の鋼帯の冷却サイクル
６００ｃｍ−１＜Ｉｚ＜１５００ｃｍ−１
ＩｚはＩｚ＝１．９Ｆｖ／ｒ（ｃｍ−１）として定義され、ここでＦｖは８００℃以下の温度で安定な非金属第二相の容積分であり、ｒはｃｍで表された前記沈殿物の平均半径である；
−７５０℃より高い温度で１５と６０％の間にある圧延率を使用して、その固化段階と巻取りの間で前記鋼帯のインライン熱間圧延；
任意選択で巻取り後に鋼帯を焼戻しする；
−少なくとも一回の圧延部通過中に６０と９２％の間にある圧延率で、中間焼戻しと共に一段冷間圧延、又は多段熱間圧延；
−７５０と１１００℃の間にある温度で冷間圧延された鋼帯の一次再結晶連続焼なまし、そこで金属母材中の窒素含有量は窒素化雰囲気により、鋼帯の中心で少なくとも３０ｐｐｍ迄、鋳造時の値よりも上昇させられる；
−一次再結晶のそれよりも高い温度での配向した二次再結晶焼なまし。
【００２８】
以下の実施例は単に説明の目的のつもりであって、本発明と関連する範囲の制限としてではない。
【００２９】
（実施例１）
２．８から３．５％までのＳｉ、３０から３００ｐｐｍまでのＳ、３０から１００ｐｐｍまでのＮ、及び次の表１（ｐｐｍ濃度）に従って様々な量の微量合金元素からなっている合金から出発して、多くの鋼組成物が二つの反対回転している冷却されたローラーの間での固化により鋼帯として鋳造された。
【００３０】
【表１】
2004516381.tif 000002
【００３１】
全ての鋼帯は規定された変形計画に従って巻取りの前に連続的に圧延された、それ故どんな鋼帯も５と５０％の間にある増加する圧延率の関数として減少する厚さを有している一連の長さを持った。全ての鋼帯は３と４．５ｍｍの間よりなった厚さと可変な鋳造速度を持ち、圧延の始まりには７９０と１１２０℃の間にある鋼帯温度で鋳造された。
【００３２】
各鋼帯の様々な厚さを持っている長さは切断されて別々に小さなコイルに巻取られた；各長さは夫々の場合に得られた第二相の分布を確かめるため電子顕微鏡によって詳細に特徴付けられて、それから本発明に従って抑制強度Ｉｚの平均値がｃｍ−１で計算された。
【００３３】
図１は測定された一次抑制値を増加するに従って整理した、特徴付けの結果を示す。
【００３４】
テスト中の材料は研究室規模で、以下のサイクルに従って、０．２２ｍｍ厚さの仕上げ鋼帯にそこで変換させられた：
−１．９ｍｍ厚さへの冷間圧延；
−１分間乾燥窒素中で８５０℃で焼なまし；
−０．２２ｍｍ迄冷間圧延で下げる；
−順々に、夫々一次再結晶のため０．５８のｐＨ２Ｏ／ｐＨ２比と８３０、８５０及び８７０℃の温度で湿った水素＋窒素雰囲気中に１８０秒間、及び０．１５のｐＨ２Ｏ／ｐＨ２比と０．２のｐＮＨ３／ｐＨ２比と８３０℃でアンモニアを添加した湿った水素＋窒素雰囲気中に３０秒間、再結晶と窒化の段階よりなっている連続焼なまし；
−ＭｇＯをベースにした焼なまし選別機による鋼帯のコーティング、そして７００から１２００℃まで４０℃／ｈの加熱速度で水素＋窒素中での箱焼なまし、水素中での２０時間１２００℃で保存それに続く冷却。
【００３５】
試料は磁気特性の研究室測定のため各段階から得られた。
【００３６】
本発明に従う一次抑制の間隔外では、透磁率で測定され、仕上り製品の配向レベル（図２）は低過ぎるか又は不安定過ぎるかの何れかであった。
【００３７】
（実施例２）
Ｓｉ３．１重量％；Ｃ３００ｐｐｍ；Ａｌｓｏｌ２４０ｐｐｍ；Ｎ９０ｐｐｍ；Ｃｕ１０００ｐｐｍ；Ｂ４０ｐｐｍ；Ｐ６０ｐｐｍ；Ｎｂ６０ｐｐｍ；Ｔｉ２０ｐｐｍ；Ｍｎ７００ｐｐｍ；Ｓ２２０ｐｐｍよりなっている鋼が鋼帯として鋳造され、１１００℃で３０秒間焼鈍され、８００℃から出発して水と蒸気で焼入され、酸洗い、研磨そこで５つのコイルに分割された。初めに、３．８ｍｍであった鋼帯の平均厚さは、圧延の初めに鋼帯の全長にわたって維持された１０５０−１０８０℃の温度で、巻取り前に圧延によって２．３ｍｍに減少した。
【００３８】
そこで５つのコイルの各々は次の計画に従って約０．３０ｍｍの最終厚さに冷間圧延された：
第一のコイル（Ａ）は０．２８ｍｍまで直接圧延された；
第二のコイル（Ｂ）は約２００℃の３°、４°及び５°通過の圧延温度で、直接０．２９ｍｍまで圧延された；
第三のコイル（Ｃ）は１．０ｍｍまで冷間圧延され、９００℃で６０秒間焼なましされそれで０．２９ｍｍまで冷間圧延された；
第四のコイル（Ｄ）は０．８ｍｍまで冷間圧延され、９００℃で４０秒間焼なましされそれで０．３０ｍｍまで冷間圧延された；
第五のコイル（Ｅ）は０．６ｍｍまで冷間圧延された。９００℃で３０秒間焼なましされそれで０．２９ｍｍまで冷間圧延された。
【００３９】
上記冷間圧延されたコイルの各々は別々の一次再結晶焼なまし、窒素化及び二次再結晶焼なましサイクルをシミュレートする連続パイロットラインで処理されるよう、多数の短い鋼帯に分割された。各鋼帯は以下の計画に従わされた：
−一次再結晶焼なましの第一処理は０．６２のｐＨ２Ｏ／ｐＨ２比を持つ湿った水素＋窒素雰囲気中で三つの違った温度、即ち８４０、８６０と８８０℃を用いて１８０秒間（加熱段階に５０秒）行われた；
−窒素化の第二処理は０．１のｐＨ２Ｏ／ｐＨ２比を持つ湿った水素＋窒素雰囲気中に、２０％のアンモニアを添加して、５０秒間行われた；
−二次再結晶の第三処理は０．０１のｐＨ２Ｏ／ｐＨ２比を持つ湿った水素＋窒素雰囲気中を１１００℃で５０秒間行われた。
【００４０】
ＭｇＯをベースにした焼なまし選別機により鋼帯をコーティングした後、同じものが５０％水素＋窒素雰囲気中で１２００℃まで約１００℃／ｈの勾配で加熱することにより箱焼なましされ、純水素中で３時間この温度を保持し、続いて最初の冷却により水素中で８００℃まで下げてそれから窒素中で室温にまで下げた。
【００４１】
上述の如く処理された鋼帯をテスラで測定したＢ８００磁気特性が表２に示される。
【００４２】
【表２】
2004516381.tif 000003
【００４３】
（実施例３）
上記で規定されたサイクルＢに従って冷間圧延された鋼帯が、更なる一組の処理条件に従って処理された、そこでは窒化による二次抑制の沈殿に様々な温度が採用された。鋼帯は先ず実施例２と同じ一般条件を使用して、８８０℃の温度で一次再結晶焼なましを受けた、それで窒化焼なましは７００、８００、９００、１０００、１１００℃の温度で行われた。それで各鋼帯は最終製品に変換され、実施例２と同じく、抜き取られて測定された。測定された磁気特性（Ｂ８００、ｍＴ）は幾らかの化学情報と共に、表３に示される。
【００４４】
【表３】
2004516381.tif 000004
（＊）添加された窒素は窒化処理の前後の母材中の窒素を測定することにより評価された。
（＊＊）鋼帯の中心に拡散した窒素の測定は窒化の前後で、試料の５０％程を対称的に腐食した後の母材中の窒素を測定することにより評価された。
【００４５】
（実施例４）
珪素鋼はＳｉ３．０重量％；Ｃ２００ｐｐｍ；Ａｌｓｏｌ２６５ｐｐｍ；Ｎ４０ｐｐｍ；Ｍｎ７５０ｐｐｍ；Ｃｕ２４００ｐｐｍ；Ｓ２８０ｐｐｍ；Ｎｂ５０ｐｐｍ；Ｂ２０ｐｐｍ；Ｔｉ３０ｐｐｍの組成で作られた。
【００４６】
４．６ｍｍ厚さの鋳造鋼帯が得られて、３．４ｍｍにインライン熱間圧延で下げられ、約８２０℃の平均温度で巻取られ、四つの短い鋼帯に分割された。前記鋼帯の中の二つは９００℃で約１２０秒間１ｍｍ厚さの鋼帯の時中間焼なましをして、０．６０ｍｍまで二段冷間圧延で下げられた。他の二つの鋼帯は３．０ｍｍから出発して、同じ厚さにまで一段冷間圧延された。全ての鋼帯はそこで６７．５℃の露点を有している水素＋窒素雰囲気中で８８０℃で一次再結晶のため焼なましされた。そうして前記鋼帯は１５℃の露点を有している、１０％アンモニアを添加した水素＋窒素雰囲気中で窒化された。そこで鋼帯はＭｇＯをベースにした焼なまし選別機でコートされて水素＋窒素雰囲気中で３５時間で７５０と１２００℃の間を増加する温度で箱焼なましされた、１５時間この温度で停止そして冷却。得られた最終製品の磁気特性は表４で示される。
【００４７】
【表４】
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【図面の簡単な説明】
【図１】
測定された一次抑制の関数として、２９の異なった鋼帯に関して得られた透磁率測定の結果である。
【図２】
前記鋼帯の各々について、前記透磁率測定値の分散である。
【図１】
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【図２】
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【国際公開パンフレット】
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【国際公開パンフレット（コレクトバージョン）】
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【手続補正書】
【提出日】平成14年12月11日(2002.12.11)
【手続補正１】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】請求項２
【補正方法】変更
【補正の内容】
【請求項２】
珪素鋼が少なくとも３０ｐｐｍのＳ又はＮと、Ａｌ、Ｖ、Ｎｂ、Ｂ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｕ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｗよりなっている群から選ばれた少なくとも一つの元素及びＳｎ、Ｓｂ、Ｐ、Ｓｅ、Ｂｉよりなっている群から選ばれた少なくとも一つの元素を含み、又以下の諸段階：
−間隔
６００ｃｍ−１＜Ｉｚ＜１５００ｃｍ−１
の中に明確にある抗力により結晶粒界の動きを抑制できる非金属の第二相の均等な分布を金属母材の中に得るために、７５０℃より高い温度で１５％と６０％の間にある圧延率を用いて制御された温度での変形段階よりなっている鋼帯を固化させる冷却サイクル、ＩｚはＩｚ＝１．９Ｆｖ／ｒ（ｃｍ−１）として定義されており、ここでＦｖは８００℃以下で安定な非金属第二相の容積分でありｒはｃｍで前記沈殿物の平均半径である；
−少なくとも一つの圧延部を通過中に６０と９２％の間にある圧延率で、中間焼なましと共に一段冷間圧延、又は多段冷間圧延；
−７５０と１１００℃の間にある温度で冷間圧延された鋼帯の一次再結晶連続焼なまし、そこで金属母材中の窒素含有量は鋳造時の値に関して、窒化雰囲気によって鋼帯の中心で少なくとも３０ｐｐｍ上昇させられる、
が連続的に行われる、請求項１に記載の結晶粒の配向した電気鋼帯の生産工程。
【手続補正２】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００２７
【補正方法】変更
【補正の内容】
【００２７】
然し、本発明は工程を直接オンラインで制御する因子として抑制の含有量の測定を使用しない。尚特に、本発明は少なくとも３０ｐｐｍの硫黄及び／又は窒素、及びＡｌ、Ｖ、Ｎｂ、Ｂ、Ｔｉ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｕ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｗよりなっている群の少なくとも一元素、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｐ、Ｓｅ、Ｂｉよりなっている群の少なくとも一元素よりなっている珪素鋼が１．５と４．５ｍｍの間にある厚さを持つ鋼帯の形での直接連続鋳造、そして１．００と０．１５ｍｍの間にある最終厚さまで冷間圧延され、もし必要ならば酸化雰囲気中で鋼帯を脱炭素処理し及び／又はそれの制御された表面酸化を行い、一次再結晶のそれよりも高い温度で二次再結晶焼なましに続くような結晶粒の配向した電気鋼帯の生産工程を請求する。その工程は生産サイクルに沿って以下の諸段階が連続的に行われる点で特徴付けられる：
−金属母材中に明確に下記の間隔の中にある抗力によって結晶粒界の動きを抑制できる非金属第二相の均等な分布を得るために、制御された温度での変形段階を含んでいる固化した時の鋼帯の冷却サイクル
６００ｃｍ−１＜Ｉｚ＜１５００ｃｍ−１
ＩｚはＩｚ＝１．９Ｆｖ／ｒ（ｃｍ−１）として定義され、ここでＦｖは８００℃以下の温度で安定な非金属第二相の容積分であり、ｒはｃｍで表された前記沈殿物の平均半径である；
−７５０℃より高い温度で１５と６０％の間にある圧延率を使用して、その固化段階と巻取りの間で前記鋼帯のインライン熱間圧延；
任意選択で巻取り後に鋼帯を焼戻しする；
−少なくとも一回の圧延部通過中に６０と９２％の間にある圧延率で、中間焼戻しと共に一段冷間圧延、又は多段冷間圧延；
−７５０と１１００℃の間にある温度で冷間圧延された鋼帯の一次再結晶連続焼なまし、そこで金属母材中の窒素含有量は窒素化雰囲気により、鋼帯の中心で少なくとも３０ｐｐｍ迄、鋳造時の値よりも上昇させられる；
−一次再結晶のそれよりも高い温度での配向した二次再結晶焼なまし。




【国際調査報告】
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