JPS59100221A - キユ−ブオンエツジ方向性ケイ素鋼の局部焼なまし処理法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 本発明は局部焼なましによって方向性（ｇｒａｉｎ　ｏ
ｒｉｅｎｔｅｄ）電気鋼の鉄損を改良する方法に関する
ものであり、さらに詳細に述べれば電気鋼に圧延方向に
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
の帯域は最終高温焼なまし中に、焼なまされていない区
域中の２次キューブオンエッ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、従って電気鋼の鉄損を低減させるにある。

本発明はキューブオンエッジ方向性電気鋼の鉄損の改良
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休心立方は、ミラーの指数により
（１１０）〔００１〕で表示されるキューブオンエッジ
位置に配向される。

キューブオンエッジ配向ケイ素鋼は業界公知であって、
一般に変圧器の鉄心などの製造に使用されている。キュ
ーブオンエッジ電気鋼は、代表的には市販の標準厚さの
冷間圧延ストリップを得る様に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
リップに対して脱炭焼なましを実施し、焼なましセパレ
ータをもって被覆する。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、“高温最終焼なま
し”とは、２次結晶粒成長の結果としてキューブオンエ
ッ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っ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ューブオ
ンエッジ方向性ケイ素鋼が得られた。従って、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、原則的にストリップ厚さが約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
生じる工程によって作られる。

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
ものであって、原則的にストリップ厚さが約０．２９５
ｍｍ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って作られる。

米国特許第３，７６４，４０６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％、Ｍ
ｎ：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、融成物をインゴッ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。

インゴットまたはスラブを約１４００℃の温度に再熱間
圧延段階は、インゴッ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。ホットバン
ドは約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、次に約６０℃の露点を有する湿潤水素
雰囲気中で、約８１５℃の温度で約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ィン
グなどの焼なましセパレータを備えられ、乾燥水素など
の雰囲気中で約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３，２８７，１８３号、第３，６３６，５７
９号、第３，８７３，３８１号および第３，９３２，２
３４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、ホッ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
約３０秒乃至約６０分間、８５０℃乃至約１２００℃の
温度で連続的に焼なましする。そののち、ストリップに
対して約８５０℃乃至約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
冷間絞りは約６５％〜約９５％とする。そののち約６０
℃の露点の湿潤水素中で約８３０℃の温度で約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、約１２００℃の温度の水素雰囲気
中で最終的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。鋼ストリップを熱的に平坦化しまた絶縁性コーティ
ングを硬化させるため、コーティングに対して約８１５
℃の温度で約３分間、連続焼なましを実施する。施用さ
れた絶縁コーティングの例は米国特許第３，９４８，７
８６号、第３，９９６，０７３号、および第３，８５６
，５６８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い圧力の故に、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っ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、最終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）によって調整される。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。

また先行技術の研究者たちは局部変形をもって２次結晶
粒の粒径を調整する方法に注意を向けた。キューブオン
エッジ結晶粒の粒径を調整する様に最終焼なましに先立
って曲げによっ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３，９９０，９２３号は、ショットピーニン
グにより、またはグループ付きロールによる圧延によっ
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■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、また最終高温焼なまし中の２次結
晶粒の成長を調整するため約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、また最
終高温焼なましの前にキューブオンエッジ方向性電気鋼
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、最終高温焼なまし
中に、中間の焼なまされていない区域の２次キューブオ
ンエッ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
部においてストリップの厚さ全体にわたって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次結晶粒によって消耗される。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ューブ
オンエッ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って、ストリップ
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。従っ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
び絞り率などのファクタによっ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っては影響されない。

本発明によれば、ホットバンド厚さまでの絞り段階と、
少なくとも１段の冷間圧延と、焼なましセパレータによ
る被覆と、最終高温焼なまし段階とを含み、最終焼なま
し中に素材の１次結晶粒がキューブオンエッジ２次結晶
粒によって消耗される方法によって作られた６．５％以
下のケイ素を含有する型のキューブオンエッジ方向性電
気鋼ストリップの２次結晶粒成長を制御し鉄損を改良す
るための方法において、前記の第１冷間圧延段階ののち
に、また前記最縮高温焼なまし前の１時点において鋼ス
トリップに対して局部焼なまし処理を実施して、ストリ
ップを横断する複数の平行な焼なまし帯域を生じ、これ
らの帯域間に焼なまされない区域を残す段階を含み、前
記の焼なまされた帯域は前記の焼なまされない区域の１
次結晶粒より大きな径の１次結晶粒を含有し、前記焼な
まされた帯域の１次結晶粒の粒径と、前記ストリップの
圧延方向における前記焼なまし帯域の長さは、前記焼な
まされていない区域において成長しつつある２次結晶粒
の前記焼なまし帯域への進入が前記最終高温焼なましの
初期において一時的に遅らされ、また前記の焼なまされ
た帯域の拡大した１次結晶粒は前記の最終高温焼なまし
の末期において本質的に消耗される様に成されることに
より、前記の最終的に焼なまされたストリップは小径の
２次結晶粒と改良された鉄損とを有するようにした方法
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。局部的焼なまし帯域の圧延方向に沿った長さは約０
．５ｍｍ〜約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
くと約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っ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次結晶粒径成長現象に関する従来の研究の結果、１次
結晶粒の粒径はキューブオンエッジ方向性電気鋼の仕上
りストリップにおける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、最終
高温焼なましに際して、２次結晶粒成長の開始温度は、
高温最終焼なまし以前にストリップ中に存在する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ァクタを利用して、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
法によってホットバンド厚さのコイル状に製造され、そ
ののち、標準厚さのストリップを成すように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、この電気鋼ストリッ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、約
１２００℃の最終高温焼なましにより、電気鋼ストリッ
プの中に方向性を生じる。

本発明によれば、電気鋼ストリップは局部焼なましを受
けて、ストリッ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ップ
区域を残す。この局部焼なましは適当な方法によって実
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波誘導加熱である。

局部焼なましは、少なくとも１段の冷間圧延ののちに、
また最終高温焼なまし以前において、電気鋼の製造工程
の任意の点で実施することができる。即ち局部焼なまし
は、冷間圧延工程の任意の中間段階において、または冷
間圧延が終了したのちに、または脱炭焼なましが実施さ
れる場合にはそののちに実施することができる。

第１図において電気鋼ストリップの一部を１で示す。第
１図は略示図であって、ストリップの局部焼なまし帯域
はダッシュ線２によって示されている。これらのバンド
の中間におけるストリップ焼き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で示すストリップ
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、ストリッ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、電気鋼ストリップの一部を１ａ
で示し、このストリップ１ａの上に局部焼なまし帯域２
ａと２ｂが交叉上に示されている。これによって焼なま
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、電気鋼ストリップ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、最終
高温焼なまし中に成長するキューブオンエッジ結晶粒の
進入を一時的に遅らされるほどに大でなければならず、
また最終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）の値が約０
．５〜約２．５ｍｍの場合に優れた結果が得られた。ま
た（Ｘ）の値は、最終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約３ｍｍでなければならな
い。

第４図は、ストリップの焼なましされていない区域（例
えばストリップ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、ストリップ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って生じたミクロ
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３
０％（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、最終高
温焼なましの加熱サイクル中に２次結晶粒によって最終
的に完全に消耗され得ないほどに大であってはならない
。

本発明を実施する際により小径の２次結晶粒（従って、
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、電気鋼ストリッ
プの一部を４で示す。このストリップ４は本発明の方法
によっ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図の電気鋼ストリップ１の部分図であって、
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。ストリップ４と１に対して最終高
温焼なましを実施した場合、いずれの場合にも約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、ストリップ４についても１
についても、約９００℃〜約１０００℃の温度で２次結
晶粒の成長が開始される。

未処理ストリップ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ップ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。

最終焼なまし温度が約１０００℃〜約１１００℃に達す
るとき、未処理ストリップ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
まっている。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って
いる。局部焼なましストリップ１においても、温度が約
１０００℃から約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
トリップ１の中の２次結晶粒はストリップ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ップのキューブ
オンエッジ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充
分程度に小なる最終２次結晶粒粒径とを有するキューブ
オンエッジ方向性電気鋼のストリッ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１８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ューブオンエ
ッジ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ューブオンエッジ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図のサンプルのキューブオンエッジ
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、電気鋼ストリップ
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がストリップ５に対して横
断方向に平行関係に延び、ストリッ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はガラスファイバ、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
っ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
ップの縁部においてストリップ上に備えられる。第２接
点９は接点８と反対の側のストリッ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１
３図と第１４図の装置に対して電力が加えられたとき、
ストリップ５の中を接点８と９の間において近接導線６
に平行な流路に沿って電流が流れる。この流路は第１３
図においてダッシュ線１１で示されている。

ストリップ５の中の電流はストリッ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
トリップ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ッ
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、フェライトなどの適当な高抵
抗磁性物質のコア１５によっ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。フェライトコア１５
はその中に縦方向のみぞ穴またはギャップ１６を形成さ
れ、これが導線コアのエアギャップを成す。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
リップ１３の中に渦電流を流れさせる。フェライトコア
１５と狭いエアギャップ１６はストリップ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１５図と第１６図の実施例は、ストリ
ッ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っとも簡単な形を
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、ギャップ巾、電流
の周波数と量を含む。フェライトコアの中の約０．０７
６〜約２．５ｍｍのギャップ巾が前述のパラメータに見
合った局部焼なまし帯域を生じることが確認された。ギ
ャップ１６を限定するコア１５の部分は、ストリップ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、ストリップ
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
一定に保持しフェライトコア１５を回転させることによ
って作ることができよう。

この場合に、コア１５は複数のギャップ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、約１０ＫＨｚ〜約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、電気鋼ストリップは局部焼なましされる際に
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とストリップ下方に配
置された支持面（図示されず）との間においてストリッ
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
ップの上方にある支持面（図示されず）との間において
ストリップ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ップの平坦性を保持
するために必要とされる圧力の大きさは、ストリップの
厚さ、ストリップの巾、加熱装置の設計などのファクタ
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、また最終高温焼なま
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、最終高温焼なまし
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
う可能性のあるファャ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約１１５０℃でのストリップ
焼なましと、約０．２７ｍｍの最終厚さまでの最終厚さ
までの冷間圧延とを実施した。冷間圧延ののち、４５０
ＫＨｚおよび２ＭＨｚの高周波電源に接続された０．６
３５ｍｍのギャップを有するフェ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
あった。拡大１次粒径を生じた各焼なまし帯域の長さは
約０．６０ｍｍであった。また各未処理の区域の長さ（
Ｘ）は約９ｍｍであった。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約５０％
〜約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℃の最
終高温焼なまし実施した。このように局部焼なまし処理
によっ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。

第１７図は対照サンプル９の２次結晶粒ミクロ組織の１
Ｘ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って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、しよう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って処理して、２次結
晶粒の成長行動を変更した。第１３図と第１４図に示す
高周波抵抗加熱装置と第１５図と第１６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次結晶粒の粒径は約３０％〜５０％、さらに５０
０％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動の作用を
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
約５０％〜約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。最終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２２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図のサンプルは約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
晶粒に比べて約３０％〜約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った。

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った。

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、約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約３．０
ｍｍ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、最終高温焼なまし中
の２次結晶粒の成長は不完全であった。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図は最終高温焼なまし前の方向性電気鋼の略示的部
分斜視図であって、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図のストリップの未処理区域の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
図のストリッ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
明によって処理された電気鋼ストリップと処理されてい
ない類似ストリップにおける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って局部焼なましされていないキ
ューブオンエッ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
発明の方法によっ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最終高温焼なまし後の同様の１
Ｘ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ューブオンエッジ方向性電
気鋼の最終高温焼なまし後の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…ストリップ、２…局部焼なまし区域、３…未処
理区域、５、１３…ストリップ、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】 ホッ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、焼なましセパレータによって被覆する段
   階と、材料の１次結晶粒がキューブオンエッジ２次結晶
   粒によって消耗される最終高温焼なまし段階とを含む工
   程によって作られた６．５％以下のケイ素を含有する型
   のキューブオンエッジ方向性電気鋼ストリップの２次結
   晶粒成長を制御しその鉄損を改良する方法において、 前記工程の前記冷間圧延第１段階後の、また前記最終高
   温焼なましの前の時点において鋼ストリップに対して局
   部焼なまし処理を実施してストリップを横断する複数の
   平行焼なまし帯域は前記の焼なまされない区域よりも大
   なる１次結晶粒を含有し、前記最終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、また前記最終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ップ圧延方向における長さとを有す
   ることにより、前記の最終焼なましストリップは小径の
   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、前記の局部焼なまし段階は冷間圧延の終了後に実施
   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。 ４、前記工程は前記少なくとも１段の冷間圧延段階のの
   ち、前記最終高温焼なまし段階の前に実施される脱炭焼
   なまし段階を含み、前記の局部焼なまし段階は前記の冷
   間圧延段階ののち、前記の脱炭焼なまし段階のまえに実
   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。 ５、前記工程は前記少なくとも１段の冷間圧延段階のの
   ち、前記最終高温焼なまし段階の前に実施される脱炭焼
   なまし段階を含み、前記の局部焼なまし段階は前記の脱
   炭焼なまし段階ののち、前記の最終高温焼なましの前に
   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。 ６、前記の各焼なまし帯域の圧延方向における前記の長
   さは約０．５ｍｍ乃至約２．５ｍｍとし、また前記の焼
   なまされていない区域の圧延方向における長さは少なく
   とも約３ｍｍとする特許請求の範囲第１項による方法。 ７、前記局部焼なまし帯域の前記１次結晶粒は前記焼な
   まされていない区域の１次結晶粒より少なくとも３０％
   大なる粒径を有することを特徴とする特許請求の範囲第
   １項による方法。 ８、前記局部焼なまし帯域の前記１次結晶粒は前記焼な
   まされていない区域の１次結晶粒より少なくとも５０％
   大なる粒径を有することを特徴とする特許請求の範囲第
   １項による方法。 ９、前記の局部焼なまし段階は高周波抵抗加熱によって
   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。 １０、前記の局部焼なまし段階は高周波誘導加熱によっ
   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。 １１、前記局部焼なまし処理中に前記ストリップに対し
   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。