JPH032932B2 - - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】

本発明は局部焼なましによつて方向性
（grainoriented）電気鋼の２次結晶粒の成長を制
御する方法に関するものであり、さらに詳細に述
べれば電気鋼の圧延方向に対して直角に局部焼な
ましされた帯域を生じ、拡大された１次結晶粒の
帯域を成す方法に関するものであり、この帯域は
高温焼なまし中に、焼なまされていない区域中の
２次キユーブオンエツジ結晶粒の成長を調整し
て、最終的に焼なまされた電気鋼中の２次結晶粒
の粒径を縮小させ、従つて電気鋼の鉄損を低減さ
せるにある。 本発明はキユーブオンエツジ方向性電気鋼の２
次結晶粒の成長の制御を目指すものである。この
様な電気鋼において、結晶粒または結晶を構成す
る体心立方は、ミラーの指数により（110）〔001〕
で表示されるキユーブオンエツジ位置に配向され
る。 キユーブオンエツジ配向ケイ素鋼は業界公知で
あつて、一般に変圧器の鉄心などの製造に使用さ
れている。キユーブオンエツジ電気鋼は、代表的
には市販の標準厚さの冷間圧延ストリツプを得る
様に１回または複数の冷間圧延操作と１回または
複数の焼なまし操作とを含む種々の工程で製造さ
れる。冷間圧延が終了したのち、このストリツプ
に対して脱炭焼なましを実施し、焼なましセパレ
ータをもつて被覆する。そののちこのシートに対
して、1200℃の温度で高温最終焼なましを実施す
る。この説明および特許請求の範囲において、
“高温焼なまし”とは、２次結晶粒成長の結果と
してキユーブオンエツジ組織が作られる焼なまし
段階を言う。この様に配向された電気鋼はシート
の圧延方向にその最易磁化軸線を有するので、こ
の電気鋼は変圧器の鉄心または類似物の製造に有
効に使用される。 近年、先行技術の研究者によつて考案された種
種の工程の結果、著しく改良された磁気特性を有
するキユーブオンエツジ方向性ケイ素鋼が得られ
た。従つて、これらのケイ素鋼は現在、下記の２
つの基本的カテゴリーに入るものとみなされてい
る。 第１のカテゴリーは一般に規則的方向性ケイ素
鋼と呼ばれ、原則的にストリツプ厚さが0.295mm
のとき796A／ｍにおいて1870以下の透磁率と
1.7T、60Hzにおいて0.700W／lb以上の鉄損とを
生じる工程によつて作られる。 第２のカテゴリーは高透磁率方向性ケイ素鋼と
呼ばれるものであつて、原則的にストリツプ厚さ
が0.295mmのとき796A／ｍにおいて1870以上の透
磁率と、1.7T、60Hzにおいて0.700W／lb以下の
鉄損とを生じる工程によつて作られる。 米国特許第3764406号は前記の規則的方向性ケ
イ素鋼の製造方法の代表的なものである。規則的
方向性ケイ素鋼の場合、代表的な融成物組成（重
量％）は下記とされている。 Ｃ：0.085％以下、 Si：２％〜４％、 Ｓおよび／またはSe：0.015％〜0.07％、 Mn：0.02％〜0.2％ 残分は鉄および製造方法に付随する不純物であ
る。 代表的な、しかし非制限的な規則的方向性ケイ
素鋼製造工程においては、融成物をインゴツトに
鋳造し次にスラブ状に絞り、または連続的にスラ
ブ状に鋳造し、または直接にコイル状に鋳造す
る。インゴツトまたはスラブを1400℃の温度に再
熱し、次にホツトバンド厚さまで熱間圧延する。
熱間圧延段階は、インゴツトまたはスラブが所要
の圧延温度にあれば再熱なしで実施することもで
きる。ホツトバンドは980℃の温度で焼なましさ
れ、酸洗いされる。そののち、このケイ素鋼を１
段または多段で最終ゲージまで冷間圧延し、次に
60℃の露点を有する湿潤水素雰囲気中で、815℃
の温度で３分間脱炭させる。そののち、脱炭され
たケイ素鋼はマグネシアコーテイングなどの焼な
ましセパレータを備えられ、乾燥水素などの雰囲
気中で1200℃の温度で最終高温箱焼なましを受け
て、所望の最終的配向特性と磁気特性とをうる。 米国特許第3287183号、第3636579号、第
3873381号および第3932234号は、高透磁率方向性
ケイ素鋼の製造の代表的なものである。この種の
ケイ素鋼の融成物組成の代表的例を重量％で下記
に示す。 Si：２％〜４％ Ｃ：＜0.085％ Al（酸溶解性）：0.01％〜0.065％ Ｎ：0.003％〜0.010％ Mn：0.03％〜0.2％ Ｓ：0.015％〜0.07％ 前記のリストは主成分のみを含み、そのほか融
成物は少量の銅、リン、酸素、および製造方法に
付随した不純物を含有している。 この様な高透磁率方向性ケイ素鋼の製造工程の
非制限的例においては、ホツトバンド厚までの熱
間圧延までの各段階は規則方向性ケイ素鋼につい
て前述したものと同一とすることができる。熱間
圧延ののち、鋼バンドを燃焼ガス、窒素、空気ま
たは不活性ガスの雰囲気中において30秒乃至60分
間、850℃乃至1200℃の温度で連続的に焼なまし
する。そののち、ストリツプに対して850℃乃至
980℃まで緩冷を実施し、次に常温まで急冷する。
デスケーリングと酸洗いののち、鋼を１段または
多段で最終ゲージまで冷間圧延し、最終冷間絞り
は65％〜95％とする。そののち、60℃の露点の湿
潤水素中で830℃の温度で３分間脱炭する。脱炭
されたケイ素鋼にマグネシアなどの焼なましセパ
レータを備え、1200℃の温度の水素雰囲気中で最
終的箱焼なましを実施する。 前記の両方の型の方向性ケイ素鋼について、高
絶縁耐力を有する絶縁性被覆を（ミルグラスの代
りに、またはこれに加えて）方向性ケイ素鋼上に
備えることが慣行である。鋼ストリツプを熱的に
平坦化しまたは絶縁性コーテイングを硬化させる
ため、コーテイングに対して約815℃の温度で約
３分間、連続焼なましを実施する。施用された絶
縁コーテイングの例は米国特許第3948786号、第
3996073号、および第3856568号に記載されてい
る。 本発明の教示は前記の両方の型の方向性電気鋼
に応用可能である。 電力価格の増大という圧力の故に、変圧器その
他に使用される素材ができるだけ低い鉄損を有す
る必要がある。先行技術の研究者たちは長い間こ
の問題に取組み、方向性・電気鋼の鉄損を低減さ
せるための多数の方法を考案した。 例えば、方向性・電気鋼の鉄損は体積抵抗率の
増大、電気鋼の最終厚さの低下、２次結晶粒の配
向の改良、および２次結晶粒の粒径の縮小によつ
て低減されることは良く知られている。２次結晶
粒の成長行程は、マンガン、硫黄、セレン、アル
ミニウム、窒素、ホウ素、タングステンおよびモ
リブデンなどの元素（およびその組合せ）を含む
分散相の存在と、高温焼なまし以前の電気鋼の結
晶粒組織（例えば１次結晶粒の粒径および結晶集
合組織）によつて調整される。しかし、仕上り方
向性電気鋼において最適鉄損をうるためには、こ
れらすべての金属学的変数が所定の限界内に保持
されなければならない。この様な金属学的バラン
スの保持が、理論限界に近い鉄損を有する材料の
発展を妨げてきたのである。 また先行技術者の研究者たちは局部変形をもつ
て２次結晶粒の粒径を調整する方法は注意を向け
た。キユーブオンエツジ結晶粒の粒径を調整する
様に最終焼なましに先立つて曲げによつて局部変
形を生じる方法が教示されている。しかしこの方
法は、曲げ操作の困難の故に実際使用が困難であ
る。 米国特許第3990923号は、シヨツトピーニング
により、またはグループ付きロールによる圧延に
よつて局部塑性加工を実施することにより、電気
鋼表面の局部加工を成す多くの方法を教示してい
る。またこの引例は電子ビームまたはレーザ照射
を使用した局部熱加工法を教示している。この引
例に教示された機械的加工技術と熱加工技術はい
ずれも処理直後に、加工された帯域の中により微
細な１次結晶粒を発生する。このような局部加工
法は、局部加工された帯域中の貯蔵エネルギー量
を増大するのに役立ち、また高温焼なまし中の２
次結晶粒の成長を調整するため70μｍ（0.04ミル）
の深さに制限されなければならない。この引例に
教示された技術も、特にライン速度で実施するこ
とが困難である。 本発明は、少なくとも１回の冷間圧延段階の
ち、また脱炭焼なましの前にキユーブオンエツジ
方向性電気鋼に対して局部焼なましを実施すれ
ば、拡大した１次結晶粒の帯域が作られ、これら
の帯域は、高温焼なまし中に、中間の焼なまされ
ていない区域の２次キユーブオンエツジ結晶粒の
成長を調整するという発見に基づいている。この
工程は局部的に焼なまされた帯域内部の貯蔵エネ
ルギー量を低減し、その結果、局部焼なまし帯域
内部においてストリツプの厚さ全体にわたつて１
次結晶粒の拡大を生じる。これらの拡大した１次
結晶粒そのものは最終的に２次結晶粒によつて消
耗される。その結果、より小径の２次結晶粒を有
し鉄損を低減されたキユーブオンエツジ方向性電
気鋼が製造される。 本発明の局部焼なまし処理は急速であつて、ス
トリツプの全幅にわたる焼なまされた帯域が１秒
以内に形成される。従つてこの局部焼なまし処理
は現存の工程テクノロジの中に容易に挿入され、
ライン速度に適当に適合させられる。この局部焼
なまし段階は容易に制御することができる。なぜ
ならば焼なましを、焼なまし帯域に対する熱入
力、局部焼なまし処理に先立つ冷間圧延の時間お
よび絞り率などのフアクタによつて制御すること
ができるからである。その結果としての小径２次
結晶粒とこれに伴なう低い鉄損値は安定してお
り、次の応力除去焼なましまたは類似の操作によ
つては影響されない。 本発明によればホツトバンドの厚さを絞る段階
と、少なくとも１段の冷間圧延段階と、この少な
くとも１段の冷間圧延後の脱炭焼なまし段階と、
この脱炭焼なまし後に焼なましセパレータによつ
て被覆する段階と、キユーブオンエツジ組織が２
次結晶粒成長の結果として生成する高温焼なまし
段階とを含む工程によつて作られた6.5％以下の
ケイ素を含有する型のキユーブオンエツジ方向性
電気鋼ストリツプの２次結晶粒成長を制御する方
法において、 前記工程の前記冷間圧延第１段階後でかつ前記
脱炭焼なまし前の時点において、高周波誘導加熱
又は高周波抵抗加熱のいずれかによつて鋼ストリ
ツプに対して局部結晶粒成長焼なまし処理を実施
してストリツプを横断する複数の焼なまし区域の
平行な帯域（band）とその間の焼なまされない
区域（region）を生成させ、前記ストリツプの各
焼なまし帯域の圧延方向における長さは0.5mm乃
至2.5mmとし、また前記ストリツプの焼なまされ
ない区域の圧延方向における長さは少なくとも３
mmとし、その焼なまし帯域は前記の焼なまされな
い区域よりも少くとも30％大なる１次結晶粒を含
有し、２次結晶粒清澄のための前記高温焼なまし
の初期において前記焼なまされない区域において
成長する２次結晶粒の前記焼なまし帯域中への進
入が一時的に遅らされ、また２次結晶粒成長のた
めの前記高温焼なましの末期において前記焼なま
し帯域の前記の大なる１次結晶が実質的に消耗さ
れるような前記焼なまし帯域の１次結晶粒の粒径
と前記焼なまし帯域のストリツプ圧延方向におけ
る長さとを有することにより、前記のストリツプ
は２次結晶成長のための前記高温焼なましをうけ
た後小径の２次結晶粒と改良された鉄損とを有す
ることを特徴とする方法が提供される。 局部焼なまし帯域における１次結晶粒の粒径は
焼なまされていない区域の１次結晶粒の粒径より
少なくとも30％大、好ましくは少なくとも50％大
でなければならない。局部焼なまし帯域の圧延方
向に沿つた長さは0.5mm〜2.5mmでなければならな
い。圧延方向における焼なましされていない区域
の長さは、最終高温焼なまし中にこれらの焼なま
されていない区域の配向展開が抑止されずまたは
影響されることのないように少なくとも３mmでな
ければならない。 本発明の局部焼なまし段階は、後述のように、
高周波抵抗加熱または高周波誘導加熱によつて実
施することができる。 以下本発明を図面に示す実施例について説明す
る。 ２次結晶粒成長現象に関する従来の研究の結
果、１次結晶粒の粒径はキユーブオンエツジ方向
性電気鋼の仕上りストリツプにおける２次結晶粒
の核形成、成長および最終的粒径に影響すること
が知られている。また、高温焼なましに際して、
２次結晶粒成長の開始温度は、高温焼なまし以前
にストリツプ中に存在する１次結晶粒の粒径の増
大に比例して上昇することも知られている。本発
明はこれらのフアクタを利用して、方向性電気鋼
の局部焼なましの新規な技術概念を用いて１次結
晶粒組織を局部的に変更することにより２次結晶
粒の成長に影響しまたは２次結晶粒の粒径を制御
する方法を提供するものである。 前述のように本発明を実施する素材は、規則的
方向性電気鋼または高透磁率方向性電気鋼の製造
に適した電気鋼である。この電気鋼は6.5％以下
の量のケイ素と、先行技術の教示により分散相を
成すマンガン、硫黄、セレン、アルミニウム、窒
素、ホウ素、タングステン、モリブデンまたは類
似物、またはその組合せなどの数種の必要添加剤
とを含有している。この電気鋼は適当な公知方法
によつてホツトバンド厚さのコイル状に製造さ
れ、そののち、標準厚さのストリツプを成すよう
に１回または複数の冷間圧延操作を受け、また必
要ならば１回または複数の焼なまし操作を受け
る。冷間圧延操作が終了したのち、この電気鋼ス
トリツプは業界公知のように湿潤水素雰囲気中に
おいて脱炭する必要がある。そののち、1200℃の
高温焼なましにより、電気鋼ストリツプの中に方
向性を生じる。 本発明によれば、電気鋼ストリツプは局部焼な
ましを受けて、ストリツプの横断方向に焼なまさ
れた帯域を生じ、これらの帯域の中間に焼なまさ
れていないストリツプ区域を残す。この局部焼な
ましは適当な方法によつて実施することができ
る。そのための２つのすぐれた方法は、下記にお
いて述べるように高周波抵抗加熱と高周背誘導加
熱である。 本発明においては、局部焼なましは、前記冷間
圧延第１段階後でかつ前記脱炭焼なましの前の時
点において実施される。この局部焼なましの温度
は800〜1000℃の範囲である。 第１図において電気鋼ストリツプの一部を１で
示す。第１図は略示図であつて、ストリツプの局
部焼なまし帯域はダツシユ線２によつて示されて
いる。これらのバンドの中間におけるストリツプ
の焼なまされない区域を３で示す。焼なましバン
ド２は、矢印RDで示すストリツプの圧延方向に
おいて長さｘを有する。また焼なまされない区域
３は圧延方向において長さＸを有する。 第１図は、局部焼なまし帯域２が圧延方向RD
に対して直角方向に、ストリツプを横断した簡単
な場合を図示している。圧延方向に対する他の角
度、または帯域２の他の形状を使用できることは
当業者には明らかであろう。例えば第２図におい
て、電気鋼ストリツプの一部を１ａで示し、この
ストリツプ１ａの上に局部焼なまし帯域２ａと２
ｂが交叉状に示されている。これによつて焼なま
されていない区域３ａ，３ｂ，３ｃが残される。
これに対して第３図においては、電気鋼ストリツ
プ１ｂはジグザグ形の局部焼なまし帯域２ｃを備
え、その中間に焼なまされない区域３ｄがある。 本発明の重要な特色は、焼なまし帯域と、焼な
ましされていない区域の幾何学的関係ではなく、
むしろｘとＸの値である。焼なまし帯域の長さｘ
は、高温焼なまし中に成長するキユーブオンエツ
ジ結晶粒の進入を一時的に遅らされるほどに大で
なければならず、また高温焼なましの加熱サイク
ル中に焼なまし帯域の配向されていない１次結晶
粒を完全に除去することができるほどに小でなけ
ればならない。ｘの値が0.5〜2.5mmの場合にすぐ
れた結果が得られた。またＸの値は、高温焼なま
しに際して最適配向展開を生じるように少なくと
も３mmでなければならない。 第４図は、ストリツプの焼なましされていない
区域（例えばストリツプ１の区域３）の１次結晶
粒組織を示す略図である。第５図は、ストリツプ
１の帯域２などの局部焼なまし区域内部における
１次結晶粒の略示図である。第６図は、電気鋼の
最終冷間圧延ののちに、またその脱炭の以前に局
部焼なましすることによつて生じたミクロ組織の
変化を示す40Xの顕微鏡写真である。この第６図
の写真の中心部は焼なまし帯域２のミクロ組織を
示し、写真の両端部分は隣接の焼なまされていな
い区域３のミクロ組織を示す。 特に第４図と第５図に明らかなように、焼なま
し区域即ち帯域２の１次結晶粒は焼なまされてい
ない区域即ち帯域３の１次結晶粒よりも大である
ことは明らかであろう。局部焼なまし帯域２の１
次結晶粒の粒径は焼なまされていない区域３の１
次結晶粒の粒径よりも少なくとも30％（好ましく
は50％）大でなければならないことが確認され
た。他方において、局部焼なまし帯域２の結晶粒
は、高温焼なましの加熱サイクル中に２次結晶粒
によつて最終的に完全に消耗され得ないほどに大
であつてはならない。 本発明を実施する際により小径の２次結晶粒
（従つて、より低い鉄損）が得られるメカニズム
を第７図〜第１２図において略示する。第７図に
おいて、電気鋼ストリツプの一部を４で示す。こ
のストリツプ４は本発明の方法によつて局部焼な
ましされていない。これに対して、第８図は第１
図の電気鋼ストリツプ１の部分図であつて、局部
焼なまし帯域２とその中間の焼なましされない区
域３とを交互に備える。ストリツプ４と１に対し
て最終高温焼なましを実施した場合、いずれの場
合にも800℃の温度までは２次結晶粒の成長の証
拠はない。第９図と第１０図に見られる様に、ス
トリツプ４についても１についても、900℃〜
1000℃の温度で２次結晶粒の成長が開始される。
未処理ストリツプ４においては、２次結晶粒はそ
の最終寸法に関して殆ど制限なしに成長する。し
かし、局部焼なましされたストリツプ１において
は、２次結晶粒は未処理区域３において成長し始
めるが、局部焼なまし帯域２の中では、その中の
拡大１次結晶粒（第５図）の故に同時的に２次結
晶粒成長が開始されない。 高温焼なまし温度が1000℃〜1100℃に達すると
き、未処理ストリツプ４における２次結晶粒の成
長は実質的に完了し、１次結晶粒の大部分が消耗
されてしまつている。第１１図から明かな様に、
２次結晶粒は実質的に制限されることなく、比較
的大なる粒径となつている。局部焼なましストリ
ツプ１においても、温度が1000℃から1100℃に達
したとき、２次結晶粒の成長が実質的に完了して
いる。しかしこの場合には、局部焼なまし帯域２
において同時に２次結晶粒成長が始まらないの
で、これらの局部焼なまし帯域２が未処理区域３
における２次結晶粒の成長を一時的に遅らせ、さ
もなければ消耗されるであろう結晶粒核から追加
結晶粒を成長させる。最終的には、未処理区域３
の２次結晶粒が局部焼なまし区域の２次結晶粒を
消耗し、２次結晶粒の成長が終了した。しかし、
第１２図から明かな様に、ストリツプ１の中の２
次結晶粒はストリツプ４の２次結晶粒（第１１
図）よりも小である。 この様にして、第７図〜第１２図に図示の様
に、本発明による局部焼なまし処理は電気鋼スト
リツプのキユーブオンエツジ２次結晶粒の成長を
制御する新規な手段を成す。これにより、高透磁
率と、鉄損を減少させるのに十分程度に小なる最
終２次結晶粒粒径とを有するキユーブオンエツジ
方向性電気鋼のストリツプを製造することが可能
となる。本発明の方法の有効性は第１７図と第１
８図に明白に示されている。第１７図は本発明の
局部焼なましを実施することなく処理された電気
鋼サンプルのキユーブオンエツジ２次結晶粒組織
の1X写真である。第１８図は局部焼なまし電気
鋼サンプルのキユーブオンエツジ２次結晶粒組織
の1X写真である。第１７図と第１８図のサンプ
ルは、第１８図のサンプルが局部焼なましされた
こと以外は同様に処理されたものである。これら
の図において、圧延方向は矢印RDで示されてい
る。第１８図のサンプルのキユーブオンエツジ２
次結晶粒の粒径が制御されて小であることは、こ
の図から明白である。 本発明の実施に際して、前記のパラメータを有
する局部焼なまし帯域を生じることのできる任意
適当な焼なまし手段を使用することができる。例
えば局部焼なましのため高周波抵抗加熱装置また
は高周波誘導加熱装置をライン速度で有効に経済
的に使用できることが発見された。 第１３図と第１４図は高周波抵抗加熱組立体の
非制限的実施例を示す。これらの図において、電
気鋼ストリツプ５は矢印RDの圧延方向を有す
る。これらの図に示す簡単な実施例において、導
線６がストリツプ５に対して横断方向に平行関係
に延び、ストリツプと接触したケーシング７の中
に包囲されている。導線６は近接導線から成り、
ケーシング７はガラスフアイバ、窒化ケイ素また
はアルミナなどの任意適当な絶縁材で構成され
る。所望なら、ケーシング７を任意適当な手段
（図示されず）をもつて冷却することができる。
導線６は鋼またはその他の適当な導体の接点８に
接続されている。接点８はストリツプの縁部にお
いてストリツプ上に備えられる。第２接点９が接
点８と反対の側のストリツプ縁部に配置される。
接点９に対して導線１０が取付けられている。導
線６と１０は高周波電源（図示されず）に接続さ
れる。第１３図と第１４図の装置に対して電力が
加えられたとき、ストリツプ５の中を接点８と９
の間において近接導線６に平行な流路に沿つて電
流が流れる。この流路は第１３図においてダツシ
ユ線１１で示されている。ストリツプ５の中の電
流はストリツプ中に局部焼なまし帯域を生じ、こ
の帯域を第１４図において１２で示す。第１３図
と第１４図の高周波抵抗加熱装置を使用する際の
重要なパラメータは、近接導線６のサイズと形
状、ストリツプ５からの近接導線６の距離、処理
時間、電流の周波数と量である。 第１５図と第１６図には、高周波誘導加熱装置
の非制限的実施例を示す。これらの図に示された
電気鋼ストリツプの一部１３は矢印RDで示され
た圧延方向を示す。この高周波誘導加熱装置は、
フエライトなどの適当な高抵抗磁性物質のコア１
５によつて包囲された銅またはその他の適当な導
体の導線１４を含む。フエライトコア１５はその
中に縦方向のみぞ穴またはギヤツプ１６を形成さ
れ、これが導線コアのエアギヤツプを成す。導線
１４は高周波電源（図示されず）に接続されてい
る。 導線１４の中の高周波電流が電圧を誘導し、こ
れがストリツプ１３の中に渦電流を流れさせる。
フエライトコア１５と狭いコアギヤツプ１６はス
トリツプ１３上の狭い帯域を焼なましする手段を
成す。第１３図と第１４図の場合と同様に、第１
５図と第１６図の実施例は、ストリツプを横断し
た圧延方向RDに対して実質的に直角方向の局部
焼なまし帯域を生じるためのもつとも簡単な形を
示す。第１５図と第１６図の高周波誘導加熱装置
に関して最重要なパラメータは、処理時間、ギヤ
ツプ巾、電流の周波数と量を含む。フエライトコ
アの中の0.076〜2.5mmのギヤツプ巾が前述のパラ
メータに見合つた局部焼なまし帯域を生じること
が確認された。ギヤツプ１６を限定するコア１５
の部分は、ストリツプ５に対して近接しまたはこ
れと接触しなければならない。 第１３図と第１４図の高周波抵抗加熱装置と第
１５図と第１６図の高周波誘導加熱装置において
は、ストリツプ５と１３をそれぞれ矢印RDの方
向に移動させることにより狭い平行な焼なまし帯
域が生じる。各焼なまし帯域は、これらの装置に
給電される高周波電流のパルシングの結果であ
る。第１５図と第１６図の高周波誘導加熱装置に
おいては、所要間隔Ｘで離間された平行焼なまし
帯域は、導線１４の中の高周波電流を一定に保持
しフエライトコア１５を回転させることによつて
作ることができよう。この場合に、コア１５は複
数のギヤツプ１６を有することができよう。 前記の型の高周波抵抗加熱装置と高周波誘導加
熱装置について、10KHz〜27MHzの電流周波数は
共通である。この種の装置は、高周波電流の性質
と、高出力と、電気効率の故に特に高速プラント
における局部焼なましに適している。 さらに、局部焼なまし処理によるシートのひず
みを防止するため、電気鋼ストリツプは局部スト
リツプされる際に2.5MPa以上の圧力の下に保持
されなければならないことが発見された。例え
ば、第１３図と第１４図に示す構造においては、
ケーシング７とストリツプ下方に配置された支持
面（図示されず）との間においてストリツプ５に
対して圧力を保持することができる。同じく、第
１５図と第１６図の構造においては、コア１５と
ストリツプの上方にある支持面（図示されず）と
の間においてストリツプ１３に対して圧力を保持
することができる。当業者には理解されるように
ストリツプの平坦性を保持するために必要とされ
る圧力の大きさは、ストリツプの厚さ、ストリツ
プの巾、加熱装置の設計などのフアクタに依存す
る。 前述のように、本発明による局部焼なまし段階
は、少なくとも１段の冷間圧延段階ののち、また
高温焼なまし以前において、工程の任意点におい
て実施することができる。好ましい実施点は最終
冷間焼なまし段階と脱炭焼なまし（必要な場合）
との間である。脱炭焼なましののち局部焼なまし
を実施すべき場合、高温焼なましに際して加熱装
置に付着してミルガラスの形成をそこなう可能性
のあるフエヤライト層の形成の問題に注意を向け
なければならない。 実施例 １ 0.044％炭素、2.93％ケイ素、0.026％硫黄、
0.080％マンガン、0.034％アルミニウムおよび
0.0065％窒素（残分は実質的に鉄分、および製造
モードに付随した不純物）の公称含有量の高透磁
率方向性電気鋼板に対して1150℃でのストリツプ
焼なましと、0.27mmの最終厚さまでの冷間圧延と
を実施した。冷間圧延ののち、450KHzおよび2M
Hzの高周波電源に接続された0.635mmのギヤツプ
を有するフエライトコアを備えた高周波誘導加熱
装置（第１５図と第１６図に図示の型のもの）を
用いて、この鋼板に対して局部焼なまし処理を実
施した。焼なまし帯域は鋼板の圧延方向に対して
直角であつた。拡大１次粒径を生じた各焼なまし
帯域の長さは0.90mmであつた。また各未処理の区
域の長さＸは９mmであつた。局部焼なまし処理の
のち、湿潤水素雰囲気中で830℃の温度で脱炭を
実施した。脱炭焼なましののち、ミクロ組織検査
は、局部焼なまし帯域の１次結晶粒の粒径が未処
理区域のものより50％〜70％大であることを示し
た。この鋼板にマグネシア焼なましセパレータを
被覆したのち、1150℃の高温焼なましを実施し
た。このように局部焼なまし処理によつて得られ
た磁気特性と、局部焼なましされていないがその
他の点では同一の未処理対照サンプルの磁気特性
とを下記の表に集めた。

【表】 第１７図は対照サンプル９の２次結晶粒ミクロ
組織の1Xの写真である。第１８図はサンプル１
の２次結晶粒ミクロ組織の1X写真である。これ
らの図から明らかなように、局部焼なまし処理に
よつて２次結晶粒の長さが短縮されている。さら
に、焼なまし区域においては２次結晶粒の成長が
完全に抑制されることが明らかである。局部焼な
まし処理を受けたサンプルにおける２次結晶粒の
粒径の制御とこの粒径の縮小の結果、前記の表に
示すように鉄損が低下した。この実施例におい
て、時間はエネルギー入力を制御するための測定
値である。実際出力値は、使用された高周波誘導
加熱装置とそれぞれの実験装置に関連している。 実施例 ２ 実施例１において使用したものと同種の冷間圧
延鋼板の追加サンプルを局部焼なましによつて処
理して、２次結晶粒の成長行動を変更した。第１
３図と第１４図に示す高周波誘導加熱装置の両者
を使用して、鋼板サンプルを局部焼なましした。
いずれの場合においても、焼なまし帯域が試料の
横断方向に、圧延方向に対して直角となるように
装置を配置した。局部焼なましの帯域の長さｘは
1.5mm〜３mmの範囲に変動させた。同様に未処理
区域の長さＸは８〜10mmの範囲に変動させた。湿
潤水素雰囲気中で830℃で脱炭したのちの各サン
プルの１次結晶粒の粒径は30％〜50％、さらに
500％まで増大していることが確認された。最終
２次結晶粒組織に対するこれらの処理変数の作用
を第１９図〜第２４図に示す。 第１９図と第２２図に示すサンプルは1.5mmの
焼なまし帯域長さｘを有していた。焼なまし帯域
の１次結晶粒の粒径は未処理区域の１次結晶粒の
粒径に対して50％〜70％拡大された。このような
条件において、局部焼なまし帯域の中では２次結
晶粒の成長は完全に抑制された。高温焼なましサ
イクルの末期において、鋼板の未処理区域におい
て成長し始めた２次結晶粒局部焼なまし帯域の中
に残存している１次結晶粒を最終的に消耗した。
その結果、第１９図に示されるように、また第２
２図の磁区パタンに示されるように、非常によく
配向された２次結晶粒組織が得られた。 第２０図と第２３図のサンプルは1.5mmの焼な
まし帯域における１次結晶粒の粒径は未処理区域
の１次結晶粒に比べて30％〜50％拡大していた。
このような条件において、未処理区域において２
次結晶粒の成長は完全に抑制されていなかつた。
しかしながら、焼なまし帯域中において２次結晶
粒の成長は未処理部分よりも高い温度で始まつ
た。この場合にも２次結晶粒の組織は細分されて
いた。しかしながら、第２３図の磁区組織に見ら
れるように、２次結晶粒は第１９図と第２２図の
サンプルにおけるほどに良い配向を示していな
い。しかしその鉄損は未処理対照鋼板の場合より
もなお改良されている。 最後に、第２１図と第２４図に示すサンプルは
3.0mmの焼なまし帯域長さｘを有していた。この
場合に焼なまし帯域の１次結晶粒の粒径は500％
以上拡大された。このような条件において、高温
焼なまし中の２次結晶粒の成長は不完全であつ
た。未処理区域において２次結晶粒が成長し始め
たのであるが、焼なまし帯域の１次結晶粒の過大
な粒径と焼なまし帯域の過度の長さｘが、良く配
向された２次結晶粒組織の展開を妨げた。その結
果、このように処理された鋼板は、良く配向され
ていない２次結晶粒の部分を望ましくない程度に
多く含んでいた。これは第２４図に示されてい
る。 本発明は前記の説明のみに限定されるものでな
くその主旨の範囲内において任意に変更実施でき
る。

【図面の簡単な説明】

第１図は高温焼なまし前の方向性電気鋼の略示
的部分斜視図であつて、本発明による部分焼なま
し帯域を示す図、第２図と第３図は本発明の実施
に際して使用されうる第１図のものと異る形状の
部分焼なまし帯域を示す平面図、第４図は第１図
のストリツプの未処理区域の１次結晶粒のミクロ
組織を示す部分略示図、第５図は第１図のストリ
ツプの局部焼なまし帯域の１次結晶粒のミクロ組
織を示す部分略示図、第６図は最終冷間圧延後、
脱炭前の方向性電気鋼の局部焼なましによるミク
ロ組織の変化を示す40X顕微鏡写真、第７図〜第
１２図は本発明によつて処理された電気鋼ストリ
ツプと処理されていない類似ストリツプにおける
２次結晶粒成長の順序を示す略示図、第１３図と
第１４図は本発明の方法を実施するための高周波
抵抗加熱装置のそれぞれ斜視図と側面図、第１５
図と第１６図は本発明の方法を実施するための高
周波誘導加熱装置のそれぞれ斜視図と側面図、第
１７図は本発明の方法によつて局部焼なましされ
ていないキユーブオンエツジ方向性電気鋼サンプ
ルの２次結晶粒組織の1X写真、第１８図は最終
冷間圧延後、脱炭前に本発明の方法によつて局部
焼なましされた第１７図のサンプルと類似のサン
プルの高温焼なまし後の同様の1X写真、第１９
図、第２０図、第２１図は種々の条件で本発明の
方法で処理されたキユーブオンエツジ方向性電気
鋼の高温焼なまし後の２次結晶粒組織の3.5X写
真、また第２２図、第２３図および第２４図はそ
れぞれ第１９図〜第２１図のサンプルの磁区組織
の3.5X写真である。 １，４……ストリツプ、２……局部焼なまし区
域、３……未処理区域、５，１３……ストリツ
プ、６，１０，１４……導線、７……ケーシン
グ、１５……コア、１６……みぞ穴、１１……電
流路。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １ ホツトバンドの厚さを絞る段階と、少なくと
   も１段の冷間圧延段階と、この少なくとも１段の
   冷間圧延後の脱炭焼なまし段階と、この脱炭焼な
   まし後に焼なましセパレータによつて被覆する段
   階と、キユーブオンエツジ組織が２次結晶粒成長
   の結果として生成する高温焼なまし段階とを含む
   工程によつて作られた6.5％以下のケイ素を含有
   する型のキユーブオンエツジ方向性電気鋼ストリ
   ツプの２次結晶粒成長を制御する方法において、 前記工程の前記冷間圧延第１段階後でかつ前記
   脱炭焼なまし前の時点において、高周波誘導加熱
   又は高周波抵抗加熱のいずれかによつて鋼ストリ
   ツプに対して局部結晶粒成長焼なまし処理を実施
   してストリツプを横断する複数の焼なまし区域の
   平行な帯域とその間の焼なまされない区域を生成
   させ、前記ストリツプの各焼なまし帯域の圧延方
   向における長さは0.5mm乃2.5mmとし、また前記ス
   トリツプの焼なまされない区域の圧延方向におけ
   る長さは少なくとも３mmとし、その焼なまし帯域
   は前記の焼なまされない区域よりも少くとも30％
   大なる１次結晶粒を含有し、２次結晶粒成長のた
   めの前記高温焼なましの初期において前記焼なま
   されない区域において成長する２次結晶粒の前記
   焼なまし帯域中への進入が一時的に遅らされ、ま
   た２次結晶粒成長のための前記高温焼なましの末
   期において前記焼なまし帯域の前記の大なる１次
   結晶粒が実質的に消耗されるような前記焼なまし
   帯域の１次結晶粒の粒径と前記焼なまし帯域のス
   トリツプ圧延方向における長さとを有することに
   より、前記のストリツプは２次結晶粒成長のため
   の前記高温焼なましをうけた後小径の２次結晶粒
   と改良された鉄損とを有することを特徴とする方
   法。 ２ 前記の工程は少なくとも２段の冷間圧延段階
   を含み、また前記の局部焼なまし段階はこれらの
   冷間圧延段階の中間において実施されることを特
   徴とする特許請求の範囲第１項による方法。 ３ 前記局部焼なまし処理中に前記ストリツプに
   対して圧力を加える段階を含む特許請求の範囲第
   １項による方法。