(57)【要約】Ｆｅ−Ｓｉ方向性電気鋼帯を製造するための方法であって、該方法により、Ｓｉ含有合金が２．５〜５ｍｍの厚さの帯として直接鋳造され、中間焼鈍を伴う１段階またはそれ以上の段階で１〜０．１５ｍｍの最終厚さに冷間圧延され、次に、該帯が１次再結晶化を実施するために連続焼鈍され、次に、２次配向再結晶化を実施するために焼鈍される方法において、前記帯の固化後および前記帯の巻取の前に、フェライトからオーステナイトへの相変態は、２５〜６０％の体積分率のために、金属マトリックス内に誘発される。該体積分率は、前記オーステナイト分率が２相の間の安定平衡内で許容されるように合金組成を制御し、また鋳造段階を伴うインラインで該帯を圧延することにより変形して、１０００〜１３００℃の温度範囲で２０％よりも大きな変形を獲得することによって得られるものである。【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｆｅ−Ｓｉ方向性電気鋼帯を製造するための方法であって、該方法によりＳｉ含有合金が２．５〜５ｍｍの厚さの連続帯として直接鋳造され、中間焼鈍を伴う１段階またはそれ以上の段階で１〜０．１５ｍｍの最終厚さに冷間圧延され、次に、前記帯が１次再結晶化を実施するために連続焼鈍され、また２次配向再結晶化を実施するために引き続き焼鈍される方法において、
前記帯の固化後および前記帯の巻取の前に、フェライトからオーステナイトへの変態は、２５〜６０％の体積分率のために、金属マトリックス内に誘発され、前記体積分率は、かかるオーステナイト分率が２相の安定平衡内で許容されるように合金組成を調整し、また鋳造機を備えたインラインで２本の冷却ロールの間で前記帯を熱間圧延することにより変形して、１０００〜１３００℃の温度範囲で２０％を超える変形を獲得することによって得られることを特徴とする前記方法。
【請求項２】
前記圧延段階と前記巻取段階との間に、前記帯が１１００〜１２００℃で少なくとも５秒間保持される、請求項１項に記載の方法。
【請求項３】
前記固化状態の前記帯の厚さが１．５〜４．０ｍｍであり、また前記インライン圧延後に、前記帯が５〜１５％のマルテンサイト体積分率を獲得するように急冷される、請求項１または２に記載の方法。
【請求項４】
冷間圧延の前に、前記帯が１２００℃の最高温度で焼鈍される、請求項１〜３のいずれか１項に記載の方法。
【請求項５】
前記焼鈍の後に、前記帯が、７５０〜９５０℃の温度から４００℃に１２秒未満の時間内に連続急冷される、請求項４に記載の方法。
【請求項６】
前記鋳造合金が、２．５〜５．０重量％のＳｉと、２００〜１０００ｐｐｍのＣと、０．０５〜０．５重量％のＭｎと、０．０７〜０．５重量％のＣｕと、２重量％未満のＣｒ＋Ｎｉ＋Ｍｏと、３０ｐｐｍ未満のＯと、５００ｐｐｍ未満のＳ＋Ｓｅと、５０〜４００ｐｐｍのＡｌと、１００ｐｐｍ未満のＮとを含む、請求項１〜５のいずれか１項に記載の方法。
【請求項７】
前記合金に、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｃｅ、Ｂ、Ｔａ、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｏからなる群から選択される少なくとも１つの元素が添加される、請求項１〜６のいずれか１項に記載の方法。
【請求項８】
前記合金に、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｐ、Ｂｉから選択される少なくとも１つの元素が添加される、請求項１〜６のいずれか１項に記載の方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
（発明の分野）
本発明は、変圧器コアの製造を専用とし、優れた磁気特性を有する方向性（ｇｒａｉｎ−ｏｒｉｅｎｔｅｄ）電気鋼帯（ｓｔｒｉｐ）の製造に関する。より正確には、本発明は、Ｆｅ−Ｓｉ合金が帯として直接連続鋳造され、また巻取の前に帯それ自体が圧延により連続変形されて、量および分布が制御される金属マトリックス内の所定のオーステナイト分率の形成を誘発し、かくして冷間圧延の前に安定かつ均一に再結晶化される帯微細構造を獲得する方法に関する。
【０００２】
（従来技術）
方向性電気鋼帯（Ｆｅ−Ｓｉ）は、０．１８〜０．５０ｍｍの厚さを有する帯として典型的に工業的に製造され、特定の製品等級に応じて可変の磁気特性によって特徴づけられる。前記等級は、特定の基準方向（圧延方向）に沿って評価される所定の電磁動作条件（例えば単位Ｗ／ｋｇの１．７テスラでＰ５０Ｈｚ）に晒される帯の特定の電力損失を実質的に指す。前記帯の主な利用対象は変圧器コアの製造である。優れた磁気特性（著しい異方性）は、前記帯の最終結晶構造を制御して達成される。そこでは、すべての粒子或いはほとんどすべての粒子が、圧延方向と最も完全に位置合わせされた最も容易な磁化方向（＜００１＞軸）を有するように配向されている。実際に、ゴス配向（｛１１０｝＜００１＞）を中心とする配向を有し、一般に１〜２０ｍｍの平均粒径を有する最終製品が獲得される。ゴス配向を中心とする角分散が小さくなると、製品の透磁性が改善され、したがって磁気損失が小さくなる。低い磁気損失（コア損失）および高透磁性を有する最終製品は、変圧器の設計、寸法および歩留まりに関し大きな利点を有する。
【０００３】
上述の材料の最初の工業的製造は、１９３０年代初頭のＵ．Ｓ．Ｆｉｒｍ  ＡＲＭＣＯによって記述された（ＵＳＰ  １，９５６，５５９）。それ以来、製品の磁気的および物理的品質、および変換コストおよびサイクル合理化の両方に関して、多くの重要な改良が方向性電気鋼帯の生産技術に導入されてきた。既存の技術のすべては、最終製品の非常に強力なゴス構造を獲得するために同一の冶金的方法、すなわち、均一な分布の第２相および／または分離元素によって主導される２次配向再結晶化法を活用している。非金属の第２相および分離元素は、選択的な２次再結晶化法を動機付ける、最終焼鈍中の粒界運動を制御（減速）する際に基本的な役割を果たす。
【０００４】
ＭｎＳを粒界運動の抑制剤として利用する当初のＡＲＭＣＯ技術では、および抑制剤が主に窒化アルミニウム（ＡｌＮ＋ＭｎＳ）であるＮＳＣによって開発されたその後続の技術（ＥＰ８，３８５、ＥＰ１７，８３０、ＥＰ２０２，３３９）では、両方の生産工程に共通の非常に重要な結合段階（ｂｉｎｄｉｎｇ ｓｔｅｐ）は、熱間圧延の直前に、鋳造後のスラブ冷却中に粗大に析出される硫化物および／または窒化物の完全な溶解を保証する程度に十分な時間の間に非常に高温（約１４００℃）で、連続鋳造されたスラブ（古くはインゴット）を加熱して、熱間圧延帯の金属マトリックス全体にわたって、非常に微細なかつ均一に分布された形態で硫化物および／または窒化物を再析出することである。工程中に、しかし常に冷間圧延の前に、このような微細な再析出を開始しまた完了し、ならびに析出寸法を調整できる。前記温度に加熱されるスラブは、Ｆｅ−３％Ｓｉ合金の高温における延性および液体スラグの形成の故に、特殊な炉（プッシャ炉、液体スラグ移動ビーム炉、誘導炉）の使用を必要とする。
【０００５】
液体鋼の新しい鋳造技術は、生産工程を単純化して液体鋼をよりコンパクトかつ可撓性にすること、かつコストを低減することを目的とする。前記技術の１つは、スラブの連続鋳造のシーケンスにより直接熱間圧延に合っている既に粗くされた従来のスラブの典型的な厚さを有するスラブを連続鋳造し、連続トンネル炉で処理してスラブの温度を上昇／維持し、巻取帯に仕上げ圧延することからなる「薄いスラブ」の鋳造である。方向性製品の前記技術の利用に関連する問題は、主に、所望の最善の微細構造および磁気特性を最終製品において獲得しようとするならば、仕上げ熱間圧延段階の始めに微細に析出されなければならない、第２相を形成する元素を溶解状態で維持するために必要な高温を維持かつ制御する難しさにある。このような問題は、異なる方法で、例えば、熱間圧延中に第２相の析出（粒子成長抑制剤）を安定制御するために、微細合金元素の特定の濃度間隔に関連して鋳造スラブの薄い厚さを利用することにより、あるいは金属マトリックス内の抑制剤形成の方法を劇的に修正することにより対処された。
【０００６】
最高の工程合理化レベルおよびより高い生産フレキシビリティを提供し得る鋳造技術は、液体鋼（帯鋳造）から帯を直接製造することからなる技術であり、これによって熱間圧延段階が完全に省略される。このような並々ならぬ革新は、ずっと以前に考案かつ特許されており、またそれ以来、電気鋼帯、より詳しくは方向性電気鋼帯を製造するためのプロセス条件が考案かつ特許されてきた。しかし、鋳造機に関する従来技術は、炭素鋼および不銹鋼のみを製造する既存のプラントで示されているように工業用途に利用できるが、現在まで、方向性電気鋼の分野では上述の技術による工業生産は行われていない。
【０００７】
本発明者らは、帯の直接固化（帯鋳造）により方向性電気鋼帯を工業的に生産するためには、鋳造段階中に獲得される帯の微細構造とは相当異なる帯微細構造を冷間圧延の前に得ることが必要であると考える。鋳造状態の変動および合金組成に対応して固化構造が変動しやすいために、鋳造帯の高い固化速度は、帯全体にわたってまた異なる鋳造の間に均質かつ再現可能な粒子構造を得ることを困難にする。帯鋳造から始まる中間製品の微細構造は、典型的な熱間圧延中に帯の変形を欠いているため、従来のスラブ鋳造から誘導される中間製品に関し、固化構造によってはるかに多くの影響を受ける。
【０００８】
（発明の概要）
本発明の目的は、帯鋳造から導かれる電気鋼帯の品質故の欠点を解決することである。したがって、本発明の目的は電気鋼帯を製造するための方法であり、そこにおいて鋳造ステーションと巻取ステーションとの間の帯のインライン厚さ低減により、相変態による相当の再結晶化レベルが誘発され、したがって冷間圧延の前に結晶構造を標準化し、この結果、プロセス条件の可能な変動が最終製品の品質に関し実質的に影響を与えない。
【０００９】
本発明の他の目的は、優れた磁気特性と一定の品質とを有する方向性電気鋼帯を工業的に製造することを可能にすることであり、本発明の方法は現在利用中の従来の方法と比べて安定しておりかつ単純化されている。
【００１０】
本発明のさらなる目的は本発明の以下の記述から明白であろう。
【００１１】
（発明の詳細な記述）
本発明の第１の重要な態様は、シリコンを含有する溶融合金が、帯鋳造（対の冷却ロールと反転回転ロールの間の鋳造）として公知の鋳造技術によって帯の形態で直接固化され、したがって、現在利用されている技術に関し、（必要な熱均一性を獲得するため）合金をスラブまたはインゴットに鋳造し、特殊な高温炉で長時間の熱処理に前記スラブを晒し、またスラブ鋳造技術によれば９６〜９９％の間で変化する総縮小（ｔｏｔａｌ ｒｅｄｕｃｔｉｏｎｓ）による熱間圧延によって前記スラブを帯に変換することを回避することにある。
【００１２】
本発明の第２の重要な態様は、フェライト相（体心立方格子）と平衡したマトリックス内のオーステナイト相（面心立方格子）の熱力学的安定性を制御するために、シリコン含有合金の化学組成が特別に選択されることにある。より正確には、最終的な優れた磁気特性を獲得するために、２５〜６０％のオーステナイト分率が１１００〜１２００℃の間で安定するように合金の化学的性質を調整することが好都合である。したがって、フェライト相を安定化するシリコンの強い傾向を抑制（ｂａｌａｎｃｅ）するために、いくつかの元素が利用され、オーステナイト形成を有利にする。それらの元素の中で、炭素は、その固有のオーステナイト化効果ならびにマトリックスへのその特定の移動性の故に特に重要であり、当該移動性のため、酸化ポテンシャルが制御される焼鈍雰囲気を利用して帯表面から抽出することにより当該分野において通常実施される固体状態の脱炭工程によって、炭素の容易な除去が可能になる。炭素は、所望のオーステナイト分率を制御しやすい量で鋼組成内に好便に存在し、かくして簡単な脱炭工程によりフェライトの安定性を再び向上することが可能であり、したがって、最終の二次再結晶焼鈍中、所望の最終の組織に有害だと見られる重要な相転移現象が回避される。しかし、公知のように、前記材料では、炭化物の形成によるコア損失に対する悪影響を除去するために、最終製品内の炭素含有量を５０ｐｐｍ未満のレベルに低減することが必要である。合金の炭素含有量が高いと、脱炭の実施に必要な時間がそれだけ長くなる。その場合、生産性のため、炭素含有量を最大０．１重量％内に維持することが好都合である。本発明者らは、実験的かつ文献から得られる経験則に従って、獲得可能なオーステナイト分率を異なる合金組成物により評価した。
【００１３】
本発明の第３の態様は、鋳造帯の金属マトリックス内のフェライトからオーステナイトへの変態が、約１１５０℃を中心とする温度間隔、典型的に１０００〜１３００℃で、連続鋳造を伴うインラインの冷却ロール間の圧延によりまた巻取の前に、２０％を超える急激な変形によって誘発されることにある。前記の急激で局所的な変形は、熱力学的に非常に安定しているとしても力学的理由のために相が獲得されないと見られるマトリックス内の核形成およびオーステナイト相の形成に必要なエネルギを材料に付与する。実際に、考えられる温度で２相の間に平衡状態を獲得するためには、非常に長い時間が必要であり、一方、運転および冷却時間は、特に帯としての直接鋳造（帯鋳造）の場合に本来非常に短い。
【００１４】
フェライトからオーステナイトへの相変態は、本発明によれば、化学組成の選択に従って量的に調整可能であり、また工業プロセスで必要とされているように一貫して再現性がある。本発明に従って規定される温度間隔で誘発される相変態の結果、製造された帯内の粒子分布は、寸法および組織の両方の点で、帯の幾何学的プロフィル全体にわたって著しく均質でありかつ再現性がある。特に、このことは、最終組織の選択プロセスが、粒子の構造および配向の小さな局所的差異に対してさえも大きな影響を与え、また帯鋳造製品の場合にさらに大きな影響を与えるという点で、方向性鋼帯の生産に典型的な微細構造上の異質性（ヘテレオジェネティ、ｈｅｔｅｒｅｏｇｅｎｅｉｔｙ）という欠点の問題を解決する。実際に、従来の工程では、冷間圧延前の帯構造は、固化構造の断片化、再結晶化および均質化に寄与する、鋳造スラブの著しい高温変形の結果であり、反対に、直接固化によって獲得される帯では、構造は固化構造に直接左右され、また高い固化速度および工程の著しく力学的な性質の故に、鋳造条件（例えば帯厚さ、鋳造速度、鋳造ロールへの熱伝達等）の小さな変動さえも、固化構造の、したがって帯の幾何学的プロフィル全体にわたって最終帯の微細構造の周期的または任意の局所的変化を誘発することができる。
【００１５】
本発明の方法は、微細構造を改良しかつ均質にする高い高温変形レベルを欠くため、直接鋳造鋼帯に固有の欠点を克服する。前記の高い変形レベルは従来の鋳造ベースの技術に典型的であり、また本発明において、量および分布の点でフェライトからオーステナイトへの相変態の制御を引き起こすことに非常に効率的に置き換えられ、微細構造を改良（ｒｅｆｉｎｅ）しかつ均質にすることができる。
【００１６】
帯鋳造に適切な高い固化速度も、本発明による方法を最善に活用するための重要な冶金上の要素である。実際に、スラブまたはインゴットから始まる従来技術では、もしあるならば、フェライト／オーステナイト変態は、特に半製品コアにおいてオーステナイト化元素が濃縮される化学分離ゾーンに局在する。したがって、前記ゾーンでは、鋼の平均的な化学組成がオーステナイト変態に合わないとしても、オーステナイト化元素の局所濃度の故に、オーステナイト変態が生じることがある。反対に、帯鋳造では、高い固化速度は分離現象を強力に制限し、したがって、マトリックス内のオーステナイト化元素の分布を均質にする。前記の状態では、帯の幾何学的プロフィル全体にわたって鋼組成を選択することによって規定されるオーステナイトの体積分率は、所定の温度範囲の熱間圧延によって、安定かつ再現性よく獲得される。
【００１７】
本発明の別の要素は、インライン熱間圧延と巻取段階との間に帯を急冷することによって、硬質相（炭化物、セメンタイト、パーライト、ベイナイト）の制御された分布を獲得するために、また金属マトリックス内のあるマルテンサイトの形成（四角格子）を制御するために、上に規定したような帯内で誘発されるオーステナイトの体積分率の制御を利用する工程の規定である。均質に分布された硬質相（急冷相）が存在することにより、明確に、急冷構造が存在しない場合に関し硬質相が存在するときに冷間圧延によって獲得される、異なる変形モデルおよびより高い硬化レベルの故に、冷間圧延によって適切な変形組織を制御することができる。このことは、冷間圧延すべき帯の厚さ（同一の最終厚さ）の低減、したがって鋳造帯の厚さの低減を許容し、これは鋳造生産性にとって重要な利点である。実際に、帯が厚さの低減に正比例して長くなり、一方、鋳造速度が厚さ低減の２乗で増加するという点において、鋳造帯が薄くなると、鋳造生産性はそれだけ高くなる。本発明の別の要素は、インライン圧延ミルと巻取機との間に連続加熱装置を利用して、インライン変形後に帯が１１５０℃を中心とする温度、典型的に１１００〜１２００℃に少なくとも５秒間維持される工程である。このことは、例えば、バーナまたは電気加熱装置または赤外線ランプまたは誘導加熱装置が設けられた加熱チャンバによって達成できるが、任意の能動または受動システムにより、所定の範囲で少なくとも５秒間所望の帯温度を獲得し得る。この場合、前記チャンバからの出口で任意の急冷段階が実施される。
【００１８】
本発明の他の態様は、冷間圧延の前に、１２００℃を超えない、好ましくは１１７０℃を超えない温度で帯が焼鈍される工程である。このような焼鈍は、いくつかの理由のため、特に最終製品の磁気特性の制御に関して、方向性電気鋼帯の生産工程に有利になることがある。工程に有用ないくつかの現象は、例えば、本発明の製品において２次配向再結晶化の制御に必要な非金属の第２相を析出すること、あるいは冷間圧延の前に帯表面の脱炭制御を実施できることであり、これによって、冷間圧延帯の組織に対し積極的な効果を持つことがある。さらに、この焼鈍は、鋳造工程後に帯を巻き取る前に急冷相を形成する代わりに、急冷相の形成を、この焼鈍工程段階に移行する可能性を提供できる。この場合、焼鈍炉の終端には、必要な冷却速度を達成できる適切な冷却装置が存在しなければならない。例えば、制御圧力において水と蒸気の混合物を帯面に噴霧するためのノズルが設けられた一群のランスによって、本発明の教示に関連して、帯冷却を有効に達成できる。
【００１９】
典型的に、インライン圧延後、該帯は５〜１５％のマルテンサイト体積分率を獲得するように急冷される。急冷装置は７５０〜９５０℃の温度から作動して、１２秒未満で該帯を４００℃に冷却する。
【００２０】
本発明の最後の要素は、化学組成が次の２つの別個のクラスから選択される元素の存在を必要とする工程である：すなわち、（ｉ）金属マトリックス内のオーステナイトとフェライトとの間の所望の平衡を制御するために有用な元素、（ｉｉ）１次および２次再結晶化段階中に粒子成長制御および方向性に必要な硫化物、セレン化物、窒化物、窒素炭化物等のような第２相分布を制御するために有用な元素。
【００２１】
典型的に、鋳造鋼の組成は、２．５〜５重量％のＳｉ、２００〜１０００ｐｐｍのＣ、０．０５〜０．５重量％のＭｎ、０．０７〜０．５重量％のＣｕ、２重量％未満のＣｒ＋Ｎｉ＋Ｍｏ、３０ｐｐｍ未満のＯ、５００ｐｐｍ未満のＳ＋Ｓｅ、５０〜４００ｐｐｍのＡｌ、１００ｐｐｍ未満のＮを含む。この組成に、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｃｅ、Ｂ、Ｔａ、Ｎｂ、ＶおよびＣｏからなる群から選択される少なくとも１つの元素、およびＳｎ、Ｓｂ、Ｐ、Ｂｉからなる群から選択される少なくとも１つの元素を添加できる。
【００２２】
多くの元素はオーステナイト相とフェライト相との間の平衡制御に有用であり、また特に選択上の制限はなく、コストおよび歩留まりが重要である。しかし、具体的に、鋼スクラップを原料として利用する電気炉鋼の工場では、シリコン含有量、ならびにクロム、ニッケル、モリブデン、ニオビウム、銅、マンガンおよびスズの含有量を調和させることが好都合であり得る。
【００２３】
多くの元素はまた、粒成長の抑制のために第２相粒子の分布を制御するために有用である。異なる温度において、溶解性の、熱的に安定した化合物が共存する、異なる組成を有する第２相の混合物を獲得するために、硫化物、セレン化物、窒素炭化物、窒化物を形成できる元素から前記元素を選択することが好都合である。この選択の結果、熱処理中に溶解性のより高い粒子が溶解性のより低い粒子の前に溶解および／または成長するという点において、第２相粒子による粒界運動の牽引力（ｄｒａｇ ｆｏｒｃｅ）は温度上昇に応じて徐々に減少する。このことは、より狭い溶解温度範囲によって特徴づけられる単一の組成タイプの抑制剤の利用に関して、より優れた粒成長の制御を可能にする。
【００２４】
以下の実施例は単なる例示を目的とするものであり、本発明の範囲を限定しない。
【００２５】
実施例１
表１に示した組成物を有するいくつかの鋼を、対の二重反転ロールが設けられた帯鋳造機で厚さ３．５ｍｍの帯として鋳造した。次に、１１５０℃の温度で鋳造帯を２．０ｍｍの厚さにインライン熱間圧延した。各々の鋼組成物の鋳造運転中、および鋳造時間のほぼ中間において、鋳造帯の厚さを２．０ｍｍに薄くし、インライン圧延を中断した。次に、熱間圧延した帯を１１００℃で焼鈍し、単一段階で０．３０ｍｍに冷間圧延した。
【００２６】
【表１】
2004526862.tif 000002
【００２７】
次に、冷間圧延した帯を脱炭し、ＭｇＯベースの焼鈍セパレータで被覆し、１５℃／時間の加熱速度で最高１２００℃に箱焼鈍（ｂｏｘ ａｎｎｅａｌｅｄ）し、この温度で２０時間保持し、次に絶縁被覆および張力被覆を施した。鋳造状態の帯において、１１５０℃のオーステナイト（□相）成分を膨張計測定により計算した。得られたデータを表２に示す。
【００２８】
【表２】
2004526862.tif 000003
【００２９】
異なる鋼組成について、最終製品で測定した磁気特性を表３に示す。
【００３０】
【表３】
2004526862.tif 000004
【００３１】
実施例２
表４に示したような異なる組成を有するいくつかの鋼を、対の反転ロールが設けられた帯鋳造機で厚さ２．１ｍｍの帯として直接鋳造した。
【００３２】
【表４】
2004526862.tif 000005
【００３３】
次に、１１７０℃で鋳造帯を１．０ｍｍの厚さにインライン熱間圧延し、高圧の水と蒸気によって１５０℃の温度に急冷し、次に巻き取った。鋼の約半分を鋳造した後、急冷を停止し、７００℃で該帯を巻回した。
【００３４】
表５は、巻取後の帯で金属組織学的に測定したマルテンサイト分率を示している。
【００３５】
【表５】
2004526862.tif 000006
【００３６】
次に、帯をより小さなコイルに分割し、この部分を０．３ｍｍに冷間圧延し（鋳造Ａは冷間圧延中に脆さの問題を示し、最終製品に変換されなかった）、脱炭し、ＭｇＯベースの焼鈍セパレータで被覆し、次に２０℃／時間の加熱速度で最高１２００℃に箱焼鈍し、次にこの温度で２０時間保持した。表６は、最終製品で測定した磁気特性（８００Ａ／ｍの誘導）を示している。
【００３７】
【表６】
2004526862.tif 000007
【００３８】
実施例３
急冷がなくまた７００℃で巻き取った実施例２の他のより小さなロールを、１１５０℃で６０秒間焼鈍し、高圧の水と蒸気によって１５０℃に急冷し、室温で酸洗いして巻き取った。次に、先行の実施例のように帯を最終製品に変換した。表７は、巻き取られた帯で測定したマルテンサイト分率および関連の磁気特性を示している。
【００３９】
【表７】
2004526862.tif 000008
【００４０】
実施例４
表８に示した組成（ｐｐｍ単位）の５つの異なる合金を、対の反転ロールにより鋳造機で２．２〜２．４ｍｍの厚さの帯として直接鋳造した。
【００４１】
【表８】
2004526862.tif 000009
【００４２】
鋳造鋼を１１５０℃で１．２ｍｍの厚さにインライン熱間圧延した。前記巻取帯から、より小さなコイルを獲得した。次に、各状態について、帯を１１７０℃に急速加熱し、１１００℃に冷却して二段階で焼鈍し、水と蒸気ジェットで室温まで急冷した（帯Ａ１、Ｂ１、Ｃ１、Ｄ１、Ｅ１）。第２のグループの帯を、前の帯と同様に、同様の熱サイクルで、しかし急冷段階なしに焼鈍した（帯Ａ２、Ｂ２、Ｃ２、Ｄ２、Ｅ２）。次に、すべての帯を０．２９ｍｍの最終厚さに単一段階で冷間圧延した。次に、帯を１次再結晶化、窒化処理、２次再結晶化用の連続パイロットラインで処理した。次に、各帯を以下のように処理した。
・第１の処理ゾーン（１次再結晶化）において、ｐＨ２Ｏ／ｐＨ２の比率が０．６０の湿潤窒素−水素雰囲気内で１８０秒間（この内の５０秒間は処理温度に加熱するため）、８３０、８５０および８７０℃の温度を帯に適用した。
・第２の処理ゾーンにおいて、ｐＨ２Ｏ／ｐＨ２の比率が０．０９の湿潤窒素−水素雰囲気内で、３０容量％のアンモニアを添加して、８９０℃で５０秒間窒化処理を実施した。
・第３のゾーンにおいて、ｐＨ２Ｏ／ｐＨ２の比率が０．０１の湿潤窒素−水素雰囲気内で、１１００℃で５０秒間処理した。
【００４３】
Ｍｇ／Ｏベースの焼鈍セパレータで被覆した後、パイロットラインで処理した帯を、５０％の窒素−水素雰囲気内で約６０℃／時間の加熱速度で最高１２００℃に箱焼鈍し、この温度で純粋な水素内に３時間保持し、水素内で８００℃に、引き続き窒素内で室温に冷却した。
【００４４】
前記帯の各々のサンプルで測定した磁気特性をｍＴ単位の平均誘導値Ｂ８００として測定した。これを表９に示す。
【００４５】
【表９】
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【国際公開パンフレット】
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2004526862.tif 000028
【国際公開パンフレット（コレクトバージョン）】
2004526862.tif 000029
【国際調査報告】
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