(57)【要約】電磁鋼帯の製造時に、熱間圧延前に特別にスラブの再加熱を行うことにより、該スラブを加熱炉から取出す前に、該スラブは加熱炉中で最高温度に到達する。加熱炉中のスラブの冷却段階及び温度平衡化段階においては、制御された量の小さな第二相粒子が金属基質からより均一に再析出するが、加熱段階及び熱サイクルの最高温度における実行段階中に、該第二相粒子は溶解し、分離した成分は金属基質中に分散する。従来の電磁鋼の製造方法の全てから異なり、スラブを再加熱する加熱炉は、一連の製造工程において粒の成長を制御するために必要な制御された量の第二相の粒子が析出する場となる。【特許請求の範囲】
【請求項１】
方向性電磁鋼帯を製造する方法であって、該方法において、珪素鋼に連続鋳造、熱間圧延、および冷間圧延を施して冷延鋼帯を得、その後、一次再結晶連続焼鈍、所要に応じて脱炭焼鈍を施し、続いて該一次再結晶焼鈍よりも高温で二次再結晶焼鈍を施す方法であって、以下の作動工程：
●　最終工程中に加熱炉からスラブを取出す時の処理温度を、該工程前の処理温度の少なくとも一つよりも低温として、熱間圧延前にスラブを複数の工程で加熱する工程；
●　１又はそれ以上の中間焼鈍で分けられた圧延工程で冷間圧延を施し、該工程の少なくとも一つで７５％以上の圧下率を実施する工程；
●　８００〜９５０℃の温度で、前記冷延鋼帯に連続一次再結晶焼鈍を施す工程
を連続的に行うことを特徴とする、前記方向性電磁鋼帯を製造する方法。
【請求項２】
請求項１に記載の方向性電磁鋼帯の製造方法であって、前記スラブ加熱処理において、高温加熱工程と低温の最終加熱工程との間で熱間圧延を行うことを特徴とする、方向性電磁鋼帯を製造する方法。
【請求項３】
請求項１又は２に記載の方向性電磁鋼帯の製造方法であって、前記スラブの加熱処理を、１２００〜１４００℃の温度で行う第１工程と１１００〜１３００℃の温度で行う第２工程の２つの工程で行うことを特徴とする、方向性電磁鋼帯を製造する方法。
【請求項４】
請求項３に記載の方向性電磁鋼帯の製造方法であって、第１加熱工程における加熱温度がスラブ表面に液状スラグを形成する温度を超えない温度とすることを特徴とする、方向性電磁鋼帯を製造する方法。
【請求項５】
請求項１〜４のいずれか１つの請求項に記載の方向性電磁鋼帯の製造方法であって、一次再結晶中に脱炭処理も行うことを特徴とする、方向性電磁鋼帯を製造する方法。
【請求項６】
請求項１〜５のいずれか１つの請求項に記載の方向性電磁鋼帯の製造方法であって、冷間圧延後であって二次再結晶の開始前に行う熱処理のうちの１つにおいて、固状、液状又は気状の適当な成分と鋼帯を反応させることにより、該鋼帯中のインヒビター含量を高めることを特徴とする、方向性電磁鋼帯を製造する方法。
【請求項７】
請求項１〜６のいずれか１つの請求項に記載の方向性電磁鋼帯の製造方法であって、鋼中の可溶アルミニウム含量が８０〜５００ｐｐｍであることを特徴とする、方向性電磁鋼帯を製造する方法。
【請求項８】
請求項７に記載の方向性電磁鋼帯の製造方法であって、前記鋼中の可溶アルミニウム含有量が２５０〜３５０ｐｐｍであることを特徴とする、方向性電磁鋼帯を製造する方法。
【請求項９】
請求項６に記載の方向性電磁鋼帯の製造方法であって、最終板厚を有する前記鋼帯の連続焼鈍処理中に、非解離アンモニアとの反応により、インヒビターの含量を高めることを特徴とする、方向性電磁鋼帯を製造する方法。
【請求項１０】
請求項９に記載の方向性電磁鋼帯の製造方法であって、前記インヒビター含量の増量後、前記鋼帯にさらなる連続焼鈍処理を行うか、又は少なくとも方向性のある二次再結晶を開始させることを特徴とする、方向性電磁鋼帯を製造する方法。
【請求項１１】
請求項１〜１０のいずれか１つの請求項に記載の方向性電磁鋼帯の製造方法であって、前記冷間圧延に先行して、前記熱延鋼帯の焼鈍を行なうこと特徴とする、方向性電磁鋼帯を製造する方法。
【請求項１２】
請求項１〜１１のいずれか１つの請求項に記載の方向性電磁鋼帯の製造方法であって、冷延鋼帯の一次再結晶温度に到達するための加熱時間を１〜１０秒間とすることを特徴とする、方向性電磁鋼帯を製造する方法。
【請求項１３】
請求項１〜１２に記載の方向性電磁鋼帯を製造する方法を用いて得られた製品。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
（技術分野）
本発明は、方向性電磁鋼帯の製造時に、結晶粒成長インヒビターの分散を調整する方法に関する。特に、熱間圧延のためにスラブを高温加熱することからはじめて、加熱炉から取り出すときの該スラブ中の温度偏差による不均一性を防ぎ、後の変形工程を大いに促進して所望の板厚に至るまで鋼帯を変形させ、その工程中に二次再結晶を引き起こすことで、前記インヒビターを最も効果的に分散させる方法に関する。
【０００２】
（最新技術）
方向性電磁鋼は、製品の種類に応じた磁気特性を有することを特徴として、０．１８〜０．５０ｍｍの厚さの鋼帯（ｓｔｒｉｐ）として、一般的に産業レベルで製造される。最高品位の製品は、１．９Ｔ以上の透磁率と１Ｗ／ｋｇ以下の鉄損を有するものである。
【０００３】
方向性珪素鋼帯（ｇｒａｉｎ ｏｒｉｅｎｔｅｄ ｓｉｌｉｃｏｎ ｓｔｅｅｌ ｓｔｒｉｐ）（原則的にＦｅ−Ｓｉ合金）が高品質であるかどうかは、非常に鋭く尖った結晶組織（ｃｒｙｓｔａｌｌｏｇｒａｐｈｉｃ ｔｅｘｔｕｒｅ）、すなわち結晶組織中の全ての粒子が鋼帯表面に平行な｛１１０｝結晶面と該鋼帯の回転方向に平行な＜００１＞結晶軸を個々に有してなる、理論上のいわゆるゴス組織（Ｇｏｓｓ ｔｅｘｔｕｒｅ）に相当する結晶組織を得ることができるかどうかにより決まる。これは、Ｆｅ−Ｓｉ合金の体心立方構造の結晶（ｂｏｄｙ−ｃｅｎｔｅｒｅｄ ｃｕｂｉｃ ｃｒｙｓｔａｌ）において、＜００１＞軸が最も磁気を伝え易い方向を向いているという事実が主な理由であるが、実際の製品においては、隣り合う粒子の＜００１＞軸の配向は常にいくらか異なっており、かかる配向の違いが大きくなればなるほど製品の透磁率は下がり、また該製品を用いた電気機械における電力損失は大きくなる。
【０００４】
鋼中の結晶粒子の配向（ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ）を出来るだけゴス組織の配向に近づけるためには、多少複雑な処理工程、すなわち“二次再結晶”と呼ばれる冶金現象の調整に実質的に重点をおいた処理工程が必要とされる。この現象は、製造工程の最終段階の間、すなわち一次再結晶を目的とした焼鈍の後であって最終箱焼鈍の前に起こるものであり、該現象が生じている間には、ゴス組織の配向に近い配向を有する結晶粒子の殆どは、一次再結晶産物中の他の結晶粒子を犠牲にして成長しない。前記現象を生じさせるためには、一次再結晶粒の結晶粒界に微細かつ均一に分散した微粒子として析出した非金属性の不純物（第二相）が利用される。かかる微粒子は結晶粒成長インヒビター（ｇｒａｉｎ ｇｒｏｗｔｈ ｉｎｈｉｂｉｔｏｒ）又は簡略してインヒビター（ｉｎｈｉｂｉｔｏｒ）と呼ばれ、該微粒子を利用することで、結晶粒界の移動を抑制し、ゴス組織の配向に近い配向を有する結晶粒子は大きさの上で利点（ｄｉｍｅｎｓｉｏｎａｌ ａｄｖａｎｔａｇｅ）を獲得し、前記第二相が可溶化温度に達したときに他の結晶粒子を犠牲にして急速に成長することができる。
【０００５】
最も利用価値の高いインヒビターは、（例えばマンガン及び／又は銅の）硫化物又はセレン化物、及び特にアルミニウム又はアルミニウムと他の物質の窒化物であり、総称的に窒化アルミニウムと呼ばれるものである。かかる窒化物を利用することにより、最高の品質を得ることができる。
【０００６】
結晶粒成長の抑制に係る従来のメカニズムは、溶鋼の凝固中、実質的には連続鋳造中に形成された析出物を利用している。しかし、溶鋼は比較的にゆっくりとした冷却温度で徐冷されていくため、前記のような析出物は金属基質中に粗粒子として不均一に分散して生じ、それ故に該析出物は結晶粒成長を有効に抑制することができない。従って、熱間圧延前のスラブの熱処理中に前記析出物を溶解して、それから、その後の１又はそれ以上の処理工程において適当な形で再析出させなければならない。製品の変形工程で良い結果を得るためには、前記の熱処理を均一に行うことが不可欠の要素である。
【０００７】
上記のことは、析出物が二次再結晶の調整を実際に可能としている電磁鋼帯の製造方法において、全ての粒子の再結晶が熱間圧延のときから存在している方法（例えば、ＵＳ１９５６５５９、ＵＳ４２２５３６６、ＥＰ８３８５、ＥＰ１７８３０、ＥＰ２０２３３９、ＥＰ２１９１８１、ＥＰ３１４８７６に記載）に当てはまり、又、このような析出物の少なくとも一部を、冷間圧延後か二次再結晶の直前に形成させる方法（例えば、ＵＳ４２２５３６６、ＵＳ４４７３４１６、ＵＳ５１８６７６２、ＵＳ５２６６１２９、ＥＰ３３９４７４、ＥＰ４７７３８４、ＥＰ３９１３３５に記載）にも当てはまる。
【０００８】
国際特許出願ＥＰ／９７／０４０８８、ＥＰ９７／０４００５、ＥＰ９７／０４００７、ＥＰ９７／０４００９、ＥＰ９７／０４００８９には、二次再結晶を調整するには不十分であるけれども、処理の全初段階（熱延板の焼鈍、脱炭焼鈍）で結晶粒界の移動を抑制するのに重要な、あるレベルの抑制効果が熱延製品中において得られるとの記載がある。これは、工業プロセスにおける焼鈍時間／温度のパラメーターを厳格に調整する重要性を確実に下げている（ＰＣＴ／ＥＰ／９７／０４００９参照）。
【０００９】
しかしながら、スラブの加熱に従来利用してきた製法及び設備では、加熱中に粗析出物を（製造方法に従い全て又は部分的に）再溶解するけれども、スラブ中の高温の均一性を保証することができない。スラブ加熱温度が比較的に低い最新の製造方法では、この均一性のなさが非常に顕著になっている。
【００１０】
実際に、析出物の溶解は、熱力学及びシネティック（ｃｙｎｅｔｉｃ）の法則により温度によって指数関数的に調整されるため、５０〜１００℃の範囲の温度差でさえも結果として非常に異なった特性を生じさせることは明らかである。さらに、（例えば、使用温度でのフェライト構造からオーステナイト構造への基質ゾーンの相転移等の）他の要因も起因して、インヒビターの形成に必要な成分はむしろ不均一に分散しており、よって分散の均一性が低くかつ析出したインヒビターの大きさが好適ではないという好ましくない結果を増幅して生じさせている。さらに、他の厳格な技術要因も原因となり、加熱炉から取出したスラブにおける温度の均一性の面でもさらに複雑になっている。実際に、所望の温度まで加熱する加熱工程中に、全く実用上の要因により、該スラブ内部に温度勾配が生じる。すなわち、押出しタイプ及び移動ビームタイプの両方の加熱炉において、スラブの支持ゾーンを強力に冷却することによって該スラブ中にさらなる温度勾配が生じている。
【００１１】
かかる温度勾配、特に移動ビームにより生じた勾配は、スラブの異なるゾーン間の機械抵抗の差も生じさせ、またそれに関連して圧延鋼帯においては約０．１ｍｍまでの板厚変化も生じさせる。また、それと同様に、最終鋼帯中には１５％以下の鋼帯長の程度までのミクロ構造の差が生じる。
【００１２】
かかる問題は、既知の方向性珪素鋼帯の製造技術全てにおいてよく生じるものであり、特に高品位の製品においては、高レベルのものでさえ産出損を生じさせる。
【００１３】
熱間圧延前のスラブ加熱処理中に、結晶粒成長の抑制に有効な析出物（すなわちインヒビター）を所望の量形成させることに関する問題、及び鋼塊全体にこのような析出物を均一に分散して形成させることに関する問題は未解決であり、このような条件不足により、高品質であり一定の品質を有する最終製品を得ることがより困難となっている。
【００１４】
（発明の概要）
本発明は、優れた特性である均一性を有する最終製品を得るための処理を施し、特に方向性電磁鋼帯の製造技術の場合には、以下の方法：（ｉ）従来技術のスラブの加熱温度を下げて、鋳造中に（第二相に）得られた粗析出物の溶解を全体的に又は部分的に避け、かつ（ｉｉ）熱間圧延段階後に、方向性のある二次再結晶の調整を可能とするのに必要な量のインヒビターを形成する方法を用いることにより、上記のような欠点を取り除くことを目的とする。
【００１５】
本発明によれば、方向性電磁鋼帯の製造工程では、珪素鋼を連続鋳造、熱間圧延、および冷間圧延して冷延鋼帯を得、その後、一次再結晶連続焼鈍、所要に応じて脱炭焼鈍を施し、続いて該一次再結晶焼鈍よりも高温で二次再結晶焼鈍を施す方法であって、以下の作動工程：
●　最終工程中に加熱炉からスラブを取出す時の処理温度を、該工程前の処理温度の少なくとも一つよりも低温として、熱間圧延前にスラブを複数の工程で加熱する工程；
●　１又はそれ以上の中間焼鈍で分けられた圧延工程で冷間圧延を施し、該工程の少なくとも一つで７５％以上の圧下率を実施する工程；
●　８００〜９５０℃の温度で、前記冷延鋼帯に連続一次再結晶焼鈍を施す工程、
を連続的に行う。
【００１６】
スラブの加熱において、最終処理ゾーンの温度と該ゾーンのうちの各ゾーンに該スラブが滞留する時間は一定に保たれており、そのため該スラブの中心と該スラブの表面との間では熱移送が行われる。そのようにして、スラブの表面が加熱炉において達する最高の温度よりも低い温度で、最終処理ゾーンから取出される前には、（表面と中心の）それぞれの温度は平衡化する。このことにより、より高い温度で処理している間には、インヒビターを形成するために必要な成分を溶解及び拡散して処理するけれども、スラブの表面及び中心の温度が均一となった後の最終処理中には、先に溶解した成分を、結晶粒子の成長を調整するのに適した形で分散して再析出することができる。
【００１７】
スラブは、最後から２番目の加熱処理ゾーンを２０〜４０分間隔で通過し、最終ゾーンを１５〜４０分間隔で通過することが好ましい。最高加熱処理温度は、１２００〜１４００℃であることが好ましく、最終処理ゾーンの温度は、１１００〜１３００℃であることが好ましい。
【００１８】
好ましくは、スラブの最高加熱温度は該スラブ表面に液体スラグが形成する温度よりも低くすべきである。
【００１９】
さらに、本発明によれば、最高温度のスラブ加熱ゾーンとそれよりも低温の最終ゾーンとの間でスラブの厚さを減少させることが可能であり、好ましくは１５〜４０％減少させることが可能である。この厚さの減少により、冷却速度の調整能が向上するだけでなく、スラブの金属基質が均一化し、それにより該スラブの熱均一性が向上する。
【００２０】
上記の厚さの減少は、非常に高温まで加熱したスラブを熱間圧延するときに主に用いられる、いわゆる“事前の圧延”には相当しないことに留意すべきである。実際に、本発明においては、最高処理温度とそれより低温であって加熱炉からスラブを取出す時の温度の間で該スラブの冷却中に厚さが減少するけれども、前記“事前の圧延”はスラブが最高処理温度に到達するまでに行われるものである。
【００２１】
前記の厚さ減少の技術を採用すれば、温度が異なる２つの異なった加熱炉を使用して不連続的に作業を行うことも、また例えば、より低温で最終処理ゾーンの前に中間圧延機を有するトンネル付の加熱炉を使用して連続的に作業を行うことも可能である。この最終処理方法は、薄いスラブの鋳造技術を用いて製造されたスラブの処理に特に適している。
【００２２】
結晶粒成長インヒビターの少なくとも一部がすでに析出したスラブを熱間圧延し、その後、得られた熱延鋼帯を焼鈍し、最終板厚まで冷間圧延する。すなわち、前述のように、冷間圧延は１又はそれ以上の段階で中間焼鈍と共に行われ、該圧延段階のうちの少なくとも１段階は、好ましくは少なくとも７５％の厚さの減少を伴って行うことができる。
【００２３】
それでもやはり、本発明では、一次再結晶焼鈍中に一次再結晶温度に達するまでの加熱時間を１〜１０秒として脱炭処理を行う。
【００２４】
利用できる析出物を完全に溶解するのに不十分なスラブの加熱温度を採用した場合には、その後に結晶粒成長インヒビターを形成するけれども、冷間圧延後であって二次再結晶の開始前の１熱処理中に、鋼帯と適当な液状、固状又は気状の成分との間で反応して、特に該鋼帯の窒素含量を高めることにより、該インヒビターが造られることが好ましい。好ましくは、最終板厚を有する該鋼帯の連続焼鈍中に、非解離アンモニアと反応させることにより、前記鋼帯中の窒素含量は高められる。
【００２５】
この最終段階では、例えばアルミニウム、チタン、バナジウム、ニオブ等の窒化物の形成に有用な当初の成分含量を基準として、前記の鋼構成を厳しく調整することが望ましい。特に、前記鋼中の可溶アルミニウム含量は８０〜５００ｐｐｍ、好ましくは２５０〜３５０ｐｐｍから成るものである。
【００２６】
窒素に関する限りでは、窒素はスラブ中に比較的低濃度、例えば５０〜１００ｐｐｍで存在するに違いない。
【００２７】
冷延鋼帯が窒化され、結晶粒の成長を抑制するのに適した型、量及び分散状態の窒化物の析出物を直接形成すると、該鋼帯はそれ自身高温連続焼鈍を受け、その焼鈍中に二次再結晶が起こるか、又は少なくとも開始する。
【００２８】
本発明によれば、スラブの温度の平衡効果は、同封の図面に示す通りである。
●　図１は、従来の図式スラブ加熱ダイアグラムを示したものであり、加熱炉から取出す時の温度が最も高温である。
●　図２は、本発明に係る図式スラブ加熱ダイアグラムを示したものである。
●　図３は、従来のスラブ加熱方法を使用して熱間圧延を施した後の、鋼帯の板厚（縦座標）における該鋼帯の長さ（横座標）の変動についてのダイアグラムを示したものである（縦座標の各区分は０．０１ｍｍに相当する）。
●　図４は、本発明のスラブ加熱方法を使用して熱間圧延を施した後の、鋼帯の板厚（縦座標）における該鋼帯の長さ（横座標）の変動についてのダイアグラムを示したものである（縦座標の各区分は０．０１ｍｍに相当する）。
【００２９】
従来技術においては、図１から分かるように、加熱中のスラブ表面温度を示した実線の温度変化曲線は、破線の曲線で示される中心温度よりも常に高温であり、かかる温度差は加熱炉の最終部分においてもそのままである。
【００３０】
反対に、本発明によると（図２）、実線で示されるスラブ表面の温度は、最高温度に達した後に下がることにより破線で示される中心温度に近づいており、加熱炉の最終部分ではほとんど一致している。
【００３１】
従って、インヒビター形成成分を極めて均一に分散し、結果として、後の冷却中に該インヒビターを非常によく分散させることは可能である。前記の温度の均一性は、加熱炉の冷却支持ゾーンから生じたスラブの表面の温度差についても、少なくとも部分的に関係するものである。図３及び４では、本発明によれば、前記の冷却スラブ支持ゾーンから生じた冷却部分により、熱延鋼帯の板厚の変化を減らすことが可能であることが分かる。
【００３２】
本発明は、以下の実施例で説明されるとおりであるが、その範囲及び効果はこれに制限されるものではない。
【００３３】
（実施例１）
電気炉で鉄屑を溶かして製造し、かつ鋳造時に重量％でＳｉ ３．１５％、Ｃ ０．０３５％、Ｍｎ ０．１６％、Ｓ ０．００６％、Ａｌｓｏｌ ０．０３０％、Ｎ ０．００８０％、Ｃｕ ０．２５％及び通常の製鋼工程においては生じる不純物を含んでいる珪素の溶鋼を、鋳型に連続的に注ぎ入れて１８ｔのスラブとした。前記スラブから８枚を選択し、１組として（ｉｎ ｃｏｕｐｌｅｓ）、移動ビーム式加熱炉中に異なるスラブ加熱サイクルを有することを特徴とする実験用工業熱間圧延プログラムに送った。加熱炉の最後２つのゾーンを表１に示す温度に設定し、４種の実験的サイクルを行った。加熱炉を通過する前記スラブの通過速度は、加熱炉の最後から２番目の（平衡前の）ゾーンに３５分間と加熱炉の最後の（平衡時の）ゾーンに２２分間入れても、該スラブが不変性を保つように選択した。
【００３４】
【表１】
2004506093.tif 000002
【００３５】
そのように熱した前記スラブを回転テーブルによって粗圧延機に送り、該粗圧延機に５回通過させて全体的に７９％削減した板厚を得た。その後、得られたバーを連続仕上圧延機に７回通過させて熱間圧延し、最終的に２．１０ｍｍの板厚を得た。
【００３６】
前記のようにして得た熱延鋼帯にその後一段式冷間圧延（６回通過）を施し、平均０．２８５ｍｍの板厚を得た。各冷延鋼帯を２つのコイルに分けて、それぞれが約８トンの重さとなるようにした。それぞれ異なる条件（表１）で作成された４つのコイルを、その後実験用連続脱炭・窒化ラインで処理した。各鋼帯を３種の異なる脱炭温度及び一次再結晶温度で処理した。各ケースにおいて、脱炭の最終段階にアンモニアを含有する湿潤水素−窒素混合物中で９３０℃の温度で前記鋼帯を連続的に窒化し、該鋼帯中の窒素含有量を９０〜１２０ｐｐｍに上げた。各鋼帯のサンプルをＭｇＯで被覆し、通常はそれらの生成物と共に、２０℃／ｈの加熱速度で１２００℃まで加熱し、１２００℃で乾燥水素中で２０ｈソークし、その後制御された条件下で冷却して、最終箱焼鈍のシミュレーションを行なった。表２に、８００Ａ／ｍにおける磁気誘導値を（テスラで）示す。
【００３７】
【表２】
2004506093.tif 000003
【００３８】
（実施例２）
実施例１で４つの異なるスラブ加熱条件から得られた４つのコイルを、実験用ライン（実施例１）と同様の条件で、８５０℃の工業用連続脱炭ラインで処理し、９３０℃で連続的に窒化した。その後、実施例１に記載する熱サイクルと同様のサイクルにより、工業用箱焼鈍で最終製品まで変化させた。その後、前記鋼帯を熱で平板化し、電圧用絶縁被覆剤で被覆し、その後適切な処理を施した。前記４つの鋼帯の磁気的特性の平均値は、表３に示すとおりである。
【００３９】
【表３】
2004506093.tif 000004
【００４０】
表３において、Ｂ８００は８００Ａ／ｍで測定したときの磁気誘導値であり、Ｐ１７は１．７Ｔで測定したときの鉄損値である。
【００４１】
（実施例３）
珪素の溶鋼を製造し、重量％でＳｉ ３．１０％、Ｃ ０．０２８％、Ｍｎ ０．１５０％、Ｓ ０．０１０％、Ａｌ ０．０３５０％、Ｎ ０．００７％、Ｃｕ ０．２５０％から成るものとした。工業用連続鋳造機を利用して、前記溶鋼を鋳型中で凝固させて厚さが２４０ｍｍの１８ｔのスラブとした。
【００４２】
その後、移動ビーム式加熱炉で前記スラブを約２００分間熱処理して、熱間圧延前に該スラブが該加熱炉の最終ゾーンを通過して１３４０℃の最高温度に達した後に、１２２０℃の温度で４０分間前記スラブを熱間圧延した。
【００４３】
かかるスラブの６枚を粗圧延して５０ｍｍの板厚とし、最終板厚が３．０〜１．８ｍｍとなるように圧延ミルで連続圧延した。このようにして得られた鋼帯を、最高温度１１００℃で連続焼鈍し、最終板厚が０．２３ｍｍとなるように冷間圧延した。得られた種々の板厚とそれに関連する圧延率を表４に示す。鋼帯は全て、同様の工業用製造サイクル（特に、８６５℃の脱炭温度を採用した）を利用して最終製品に変形させ、１００〜１３０ｐｐｍの窒素を付加するための窒化処理を行いながら連続焼鈍し、その後１２００℃まで４０℃／ｈの加熱速度で箱焼鈍した。結果として得られた磁気的特性を表４に示すが、これから冷間圧延率と最終製品の磁気的特性との関連性が明らかに分かる。利用した条件では、冷間圧延率が８９％〜９１．５％の場合に最高の結果が得られた。しかし、一段階冷間圧延工程を施して検討した冷間圧延の全分野において、製品は方向性電磁帯の商業的な分野にそれぞれ適した磁気的特性を有するものでなければならない。
【００４４】
【表４】
2004506093.tif 000005
【００４５】
（実施例４）
重量％でＳｉ ３．１８０％、Ｃ ０．０２５％、Ｍｎ ０．１５０％、Ｓ ０．０１２％、Ｃｕ ０．１５０％、Ａｌ ０．０２８％、Ｎ ０．００８％を含む珪素の溶鋼を、工業用連続鋳造装置において鋳型に注ぎ入れ、厚さ２４０ｍｍの１８ｔのスラブとした。
【００４６】
その後、前記スラブの一部を移動ビーム式加熱炉で約２００分間、最高温度１３４０℃で加熱して、約４０分間、１１５０℃の温度で該加熱炉の最終ゾーンを通過させ、その後熱間圧延した。
【００４７】
前記スラブを粗圧延して４０ｍｍの板厚とし、その後圧延ミルで連続的に圧延して鋼帯の板厚が不変値の２．８ｍｍとなるようにした。前記鋼帯を最高温度１０００℃で連続焼鈍し、中間板厚が２．３〜０．７６ｍｍとなるように冷間圧延した。鋼帯全てをその後９００℃で連続焼鈍し、０．２９ｍｍの最終板厚となるように再度冷間圧延した。得られた板厚及び関連する冷間圧延率を表５に示す。
【００４８】
その後、鋼帯全てに脱炭及び窒化を目的とした連続焼鈍を施し、ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤で被覆し、１２１０℃の最高温度まで箱焼鈍して鋼帯上に苦土橄欖石の層を形成させ、二次再結晶を成長させ、鋼中のＳ及びＮを取り除いた。表５で報告された最終磁気的特性は、実施例３で示す冷間圧延率に依存すること確認的に示しており、市販用のものとして必要な磁気的特性を工業的に得るためには、７５％以上の最終冷間圧延率を採用するのがよいことを証拠付けている。
【００４９】
【表５】
2004506093.tif 000006
【００５０】
（実施例５）
重量％でＳｉ ３．３０％、Ｃ ０．０５０％、Ｍｎ ０．１６０％、Ｓ ０．０１０％、Ａｌｓｏｌ ０．０２９％、Ｎ ０．００７５％、Ｓｎ０．０７０％、Ｃｕ ０．３００％、Ｃｒ０．０８０％、Ｍｏ０．０２０％、Ｐ０．０１０％、Ｎｉ０．０８０％、Ｂ０．００２０％から成る溶鋼を鋳型に連続的に入れ、６０ｍｍの板厚の薄スラブとした。前記スラブの６枚をその後下記のサイクル：１２１０℃で加熱し、その後に１１００℃で平衡化し、直接熱間圧延して厚さ２．３ｍｍの鋼帯とするというサイクル（サイクルＡ）により熱間圧延した。他の６枚のスラブも前記と同様の板厚まで熱間圧延したが、直接１１００℃で加熱をして、それより高い温度で事前に加熱することはなかった（サイクルＢ）。
【００５１】
その後、熱延鋼帯の全てを前記と同様のサイクル：酸洗し、一段階の冷間圧延で０．２９ｍｍとし、脱炭及び窒化を目的とした連続焼鈍を行い、ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤で被覆し、最終箱焼鈍を行い、熱により平板化し、絶縁被覆剤で被覆する、というサイクルを用いて最終製品まで変形させた。最終結果を各鋼帯に関する磁気特性の平均値として表し、表６に示す。
【００５２】
【表６】
2004506093.tif 000007
【００５３】
本発明のスラブ加熱サイクルを利用することにより、特に均一性に関してよりよい結果を得ることができると分かる。図３及び４は、それぞれ鋼帯７及び１について熱間圧延ミルから取り出すときに測定した熱延鋼帯の板厚の変化を示したものである。
【００５４】
（実施例６）
重量％でＳｉ ３．３０％、Ｃ ０．０１５％、Ｍｎ ０．１００％、Ｓ ０．０１０％、Ｃｕ ０．２００％、Ａｌ ０．０３２％、Ｎ ０．００７％から成る溶鋼を工業用鋳造装置で鋳型に連続的に注ぎ入れ、２４０ｍｍの板厚の鋼帯とした。
【００５５】
その後、以下の熱・機械サイクル（サイクルＡ）の後、一部のスラブを圧延した。そのサイクルは：
押出用加熱炉中で、最高温度１３６０℃で加熱し；
粗圧延機で、熱延鋼帯の板厚を２４０ｍｍ〜１６０ｍｍまで減少させ；
移動ビーム加熱炉中で、最高温度１２２０℃で加熱する；
というものである。
【００５６】
比較例としては、事前の加熱や粗圧延を行わずに、他のスラブを移動ビーム加熱炉中最高温度１２２０℃で加熱した後に、圧延した（サイクルＢ）。
【００５７】
熱延鋼帯の板厚は、２．１〜２．３ｍｍから成るものとなった。
【００５８】
熱延鋼帯を最高温度１０００℃で連続焼鈍し、その後、二回目の圧延通過の後に該鋼帯の温度が２１０℃に達することを保証しながら、平均鋼帯厚さ０．２９ｍｍで一段式冷間圧延を施した。その後、前記冷延鋼帯に脱炭及び窒化を目的とした連続焼鈍を施し、１０〜３０ｐｐｍの炭素含量及び１００〜１３０ｐｐｍの窒素含量のものを得た。
【００５９】
ＭｇＯで被覆した後、前記鋼帯に、二次再結晶及び苦土橄欖石層の形成を目的とした箱焼鈍を施した。得られた磁気的特性は表７に示すとおりである。
【００６０】
【表７】
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【００６１】
前述の各実施例における試験全てより、加熱炉から取り出すときのスラブの温度が該スラブの最高温度に相当する温度である、従来のスラブ加熱方法と比較して、本発明では、より良い陶磁率及び鉄損値を一貫して得ることが認められた。
【００６２】
さらに、本発明における鋼帯の磁気的特性の変動は、従来のスラブの加熱方法で得うる磁気的特性の変動よりも非常に制限された（約５０〜６０％）ものとなった。
【図面の簡単な説明】
【図１】従来のスラブ加熱ダイアグラムを示した図である。
【図２】本発明のスラブ加熱ダイアグラムを示した図である。
【図３】従来のスラブ加熱方法を使用して熱間圧延を施した後の、鋼帯の板厚（縦座標）における該鋼帯の長さ（横座標）の変動についてのダイアグラムを示したものである（縦座標の各区分は０．０１ｍｍに相当する）。
【図４】本発明のスラブ加熱方法を使用して熱間圧延を施した後の、鋼帯の板厚（縦座標）における該鋼帯の長さ（横座標）の変動についてのダイアグラムを示したものである（縦座標の各区分は０．０１ｍｍに相当する）。
【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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【国際調査報告】
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