JPH0327631B2 - - Google Patents
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Description
（産業上の利用分野）
一方向性けい素鋼板の電気・磁気的特性の改
善、なかでも、鉄損の低減に係わる極限的に要請
を満たそうとする近年来の目覚ましい開発努力
は、遂次その実を挙げつつあるが、その実施に伴
う重大な弊害として、一方向性けい素鋼板の使用
に当たつての加工、組立ての経たのちいわゆるひ
ずみ取り焼鈍がほどこされた場合に、特性劣化の
随伴を不可避に生じて、使途についての制限を受
ける不利が指摘される。 この明細書では、ひずみ取り焼鈍のような高温
の熱覆歴を経ると否とに拘わらず、上記要請を有
利に充足し得る新たな方途を拓くことについての
開発研究の成果に関連して以下に述べる。 さて一方向性けい素網板は、よく知られている
とおり製品の２次再結晶粒を｛100｝＜001＞、す
なわちゴス方位に、高度に集積させたもので、主
として変圧器その他の電気機器の鉄心として使用
され電気・磁気的特性として製品の磁束密度
（B10値で代表される）が高く、鉄損（W17/50値で
代表さる）の低いことが要求される。 この一方向性けい素鋼板は複雑多岐にわたる工
程を経て製造されるが、今までにおびただしい発
明改善が加えられ、今日では板厚0.30mmの製品の
磁気特性がB101.90T以上、W17/501.05W／Kg以
下、また板厚0.23mmの製品の磁気特性がB101.89T
以上、W17/500.90W／Kg以下の低鉄損一方向性け
い素鋼板が製造されるようになつて来ている。 特に最近では省エネの見地から電力損失の低減
を至上とする要請が著しく強まり、欧米では損失
の少ない変圧器を造る場合に鉄損の減少分を金額
に換算して変圧器価格に上積みする「ロス・エバ
リユエーシヨン」（鉄損評価）制度が普及してい
る。 （従来の技術） このような状況下において最近、一方向性けい
素鋼板の仕上焼鈍後の鋼板表面に圧延方向にほぼ
直角方向でのレーザー照射により局部微小ひずみ
を導入して磁区を細分化し、もつて鉄損を低下さ
せることが提案された（特公昭57−2252号、特公
昭57−53419号、特公昭58−26405号及び特公昭58
−26406号公報参照）。 この磁区細分化技術はひずみ取り焼鈍を施さな
い積鉄心向けトランス材料として効果的である
が、ひずみ取り焼鈍を施す、主として巻鉄心トラ
ンス材料にあつては、レーザー照射によつて折角
導入された局部微少ひずみが焼鈍処理により開放
されて磁区幅が広くなるため、レーザー照射効果
が失われるという欠点がある。 一方これより先に特公昭52−24499号公報にお
いては、一方向性けい素鋼板の仕上げ焼鈍後の鋼
板表面を鏡面仕上げするか又はその鏡面仕上げ面
上に金属薄めつきやさらにその上に絶縁被膜を塗
布焼付けすることによる、超低鉄損一方向性けい
素鋼板の製造方法が提案されている。 しかしながらこの鏡面仕上げによる鉄損向上手
法は、工程的に採用するには、著しいコストアツ
プになる割りに鉄損低減への寄与が十分でない
上、とくに鏡面仕上後に不可欠な絶縁被膜を塗布
焼付した後の密着性に問題があるため、現在の製
造工程において採用されるに至つてはいない。 また特公昭56−4150号公報においても鋼板表面
を鏡面仕上げした後、酸化物セラミツクス薄膜を
蒸着する方法が提案されている。しかしながらこ
の方法も600℃以上の高温焼鈍を施すと鋼板とセ
ラミツクス層とがはく離するため、実際の製造工
程では採用できない。 （発明が解決しようとする問題点） 発明者らは上記した鏡面仕上による鉄損向上の
実効をより有利に引き出すことも含めその場合で
も、今日の省エネ材料開発の観点では上記したご
ときコストアツプの不利を凌駕する特性、なかで
も高温処理でも特性劣化を伴うことなくして絶縁
層の密着性、耐久性の問題を克服することが肝要
と考え、このような基本認識に立脚し、とくに仕
上焼鈍済みの方向性けい素鋼板表面上の酸化物を
除去した場合、さらにはその後に研磨を施し鏡面
状態とする場合も含め、該酸化物除去後における
鋼板処理方法の根本的改善によつてとくに有利な
超低鉄損化を達成することが発明の目的である。 （問題点を解決するための手段） 上述した目的は次の事項を骨子とする構成によ
つて有利に充足される。 Ｃ：0.01〜0.06重量％（以下単に％で示す）、
Si：2.0〜4.0％、Mn：0.01〜0.2％、Ｂ：0.0003〜
0.02％、Cu：0.01〜1.0％、Ｓ：0.005〜0.05％お
よびＮ：0.001〜0.01％を含有する組成になるけ
い素鋼スラブを、熱間圧延し、ついで１回の冷間
圧延又は中間焼鈍を挟む２回の冷間圧延を施して
最終板厚の冷延板とした後、脱炭を兼ねた１次再
結晶焼鈍を施してから、鋼板表面上にMgOを主
成分とする焼鈍分離剤を塗布し、引続き仕上焼鈍
を施して｛110｝＜001＞方位の２次再結晶粒を発
達させ、それに伴つて生成した鋼板表面上のフオ
ルステライト質被膜を除去したのち、CVD、イ
オンプレーテイング又はイオンインプランテーシ
ヨンにより、鋼板中Feとの混合相を介し鋼板表
面に強固に被着した、Ti、Zr、Hf、Ｖ、Nb、
Ta、Mn、Cr、Mo、Ｗ、Co、Ni、Al、Ｂ及び
Siの窒化物及び／又は炭化物、Al、Si、Ti、Sn、
Fe、Zr、Ta及びCeの酸化物、Si、Ti、Nb、
Ta、Al、Zr、Hf、Ｖ及びＷのほう化物、Mo、
Ｗ、Ti、Zr及びＶのけい化物、Ｂ及びSiのりん
化物並びに、Fe及びZnの硫化物、のうちから選
んだ少なくとも１種から主としてなる極薄張力被
膜を形成させること（第１発明）。 Ｃ：0.01〜0.06％、Si：2.0〜4.0％、Mn：0.01
〜0.2％、Ｂ：0.0003〜0.02％、Cu：0.01〜1.0％、
Ｓ：0.005〜0.05％およびＮ：0.001〜0.01％を含
有する組成になるけい素鋼スラブを、熱間圧延
し、ついで１回の冷間圧延又は中間焼鈍を挟む２
回の冷間圧延を施して最終板厚の冷延板とした
後、脱炭を兼ねた１次再結晶焼鈍を施してから、
鋼板表面上にMgOを主成分とする焼鈍分離剤を
塗布し、引続き仕上焼鈍を施して｛110｝＜001＞
方位の２次再結晶粒を発達させ、それに伴つて生
成した鋼板表面上のフオルステライト質被膜を除
去したのち、CVD、イオンプレーテイング又は
イオンインプランテーシヨンにより、鋼板中Fe
との混合相を介し鋼板表面に強固に被着した、
Ti、Zr、Hf、Ｖ、Nb、Ta、Mn、Cr、Mo、
Ｗ、Co、Ni、Al、Ｂ及びSiの窒化物及び／又は
炭化物、Al、Si、Ti、Sn、Fe、Zr、Ta及びCe
の酸化物、Si、Ti、Nb、Ta、Al、Zr、Hf、Ｖ
及びＷのほう化物、Mo、Ｗ、Ti、Zr及びＶのけ
い化物、Ｂ及びSiのりん化物並びに、Fe及びZn
の硫化物、のうちから選んだ少なくとも１種から
主としてなる極薄張力被膜を形成させたのち、り
ん酸塩とコロイダルシリカを主成分とする絶縁被
膜を形成させること（第２発明）。 Ｃ：0.01〜0.06％、Si：2.0〜4.0％、Mn：0.01
〜0.2％、Ｂ：0.0003〜0.02％、Cu：0.01〜1.0％、
Ｓ：0.005〜0.05％およびＮ：0.001〜0.01％を含
有する組成になるけい素鋼スラブを、熱間圧延
し、ついで１回の冷間圧延又は中間焼鈍を挟む２
回の冷間圧延を施して最終板厚の冷延板とした
後、脱炭を兼ねた１次再結晶焼鈍を施してから、
鋼板表面上にMgOを主成分とする焼鈍分離剤を
塗布し、引続き仕上焼鈍を施して｛110｝＜001＞
方位の２次再結晶粒を発達させ、それに伴つて生
成した鋼板表面上のフオルステライト質被膜を除
去し、ついで研磨により鋼板表面を鏡面仕上げし
たのち、CVD、イオンプレーテイング又はイオ
ンインプランテーシヨンにより、鋼板中Feとの
混合相を介し鋼板表面に強固に被着した、Ti、
Zr、Hf、Ｖ、Nb、Ta、Mn、Cr、Mo、Ｗ、
Co、Ni、Al、Ｂ及びSiの窒化物及び／又は炭化
物、Al、Si、Ti、Sn、Fe、Zr、Ta及びCeの酸
化物、Si、Ti、Nb、Ta、Al、Zr、Hf、Ｖ及び
Ｗのほう化物、Mo、Ｗ、Ti、Zr及びＶのけい化
物、Ｂ及びSiのりん化物並びに、Fe及びZnの硫
化物、のうちから選んだ少なくとも１種から主と
してなる極薄張力被膜を形成させること（第３発
明）。 Ｃ：0.01〜0.06％、Si：2.0〜4.0％、Mn：0.01
〜0.2％、Ｂ：0.0003〜0.02％、Cu：0.01〜1.0％、
Ｓ：0.005〜0.05％およびＮ：0.001〜0.01％を含
有する組成になるけい素鋼スラブを、熱間圧延
し、ついで１回の冷間圧延又は中間焼鈍を挟む２
回の冷間圧延を施して最終板厚の冷延板とした
後、脱炭を兼ねた１次再結晶焼鈍を施してから、
鋼板表面上にMgOを主成分とする焼鈍分離剤を
塗布し、引続き仕上焼鈍を施して｛110｝＜001＞
方位の２次再結晶粒を発達させ、それに伴つて生
成した鋼板表面上のフオルステライト質被膜を除
去し、ついで研磨により鋼板表面を鏡面仕上げし
たのち、CVD、イオンプレーテイング又はイオ
ンインプランテーシヨンにより、鋼板中Feとの
混合相を介し鋼板表面に強固に被着した、Ti、
Zr、Hf、Ｖ、Nb、Ta、Mn、Cr、Mo、Ｗ、
Co、Ni、Al、Ｂ及びSiの窒化物及び／又は炭化
物、Al、Si、Ti、Sn、Fe、Zr、Ta及びCeの酸
化物、Si、Ti、Nb、Ta、Al、Zr、Hf、Ｖ及び
Ｗのほう化物、Mo、Ｗ、Ti、Zr及びＶのけい化
物、Ｂ及びSiのりん化物並びに、Fe及びZnの硫
化物、のうちから選んだ少なくとも１種から主と
してなる極薄張力被膜を形成させたのち、りん酸
塩とコロイダルシリカを主成分とする絶縁被膜を
形成させること（第４発明）。 Ｃ：0.01〜0.06％、Si：2.0〜4.0％、Mn：0.01
〜0.2％、Ｂ：0.0003〜0.02％、Cu：0.01〜1.0％、
Ｓ：0.005〜0.05％およびＮ：0.001〜0.01％を含
有する組成になるけい素鋼スラブを、熱間圧延
し、ついで１回の冷間圧延又は中間焼鈍を挟む２
回の冷間圧延を施して最終板厚の冷延板とした
後、脱炭を兼ねた１次再結晶焼鈍を施してから、
その後の２次再結晶及び鈍化焼鈍を含む最終仕上
焼鈍の際に主としてSi及びFeの酸化物に対して
鋼板表面との間におけるフオルステライトの生成
反応を抑制する焼鈍分離剤を鋼板表面上に塗布
し、引続き仕上焼鈍を施して｛110｝＜001＞方位
の２次再結晶粒を発達させ、鋼板表面上の酸化物
被膜を除去したのち、CVD、イオンプレーテイ
ング又はイオンインプランテーシヨンにより、鋼
板中Feとの混合相を介し鋼板表面に強固に被着
した、Ti、Zr、Hf、Ｖ、Nb、Ta、Mn、Cr、
Mo、Ｗ、Co、Ni、Al、Ｂ及びSiの窒化物及
び／又は炭化物、Al、Si、Ti、Sn、Fe、Zr、
Ta及びCeの酸化物、Si、Ti、Nb、Ta、Al、
Zr、Hf、Ｖ及びＷのほう化物、Mo、Ｗ、Ti、
Zr及びＶのけい化物、Ｂ及びSiのりん化物並び
に、Fe及びZnの硫化物、のうちから選んだ少な
くとも１種から主としてなる極薄張力被膜を形成
させること（第５発明）。 Ｃ：0.01〜0.06％、Si：2.0〜4.0％、Mn：0.01
〜0.2％、Ｂ：0.0003〜0.02％、Cu：0.01〜1.0％、
Ｓ：0.005〜0.05％およびＮ：0.001〜0.01％を含
有する組成になるけい素鋼スラブを、熱間圧延
し、ついで１回の冷間圧延又は中間焼鈍を挟む２
回の冷間圧延を施して最終板厚の冷延板とした
後、脱炭を兼ねた１次再結晶焼鈍を施してから、
その後の２次再結晶及び鈍化焼鈍を含む最終仕上
焼鈍の際に主としてSi及びFeの酸化物に対して
鋼板表面との間におけるフオルステライトの生成
反応を抑制する焼鈍分離剤を鋼板表面上に塗布
し、引続き仕上焼鈍を施して｛110｝＜001＞方位
の２次再結晶粒を発達させ、鋼板表面上の酸化物
被膜を除去したのち、CVD、イオンプレーテイ
ング又はイオンインプランテーシヨンにより、鋼
板中Feとの混合相を介し鋼板表面に強固に被着
した、Ti、Zr、Hf、Ｖ、Nb、Ta、Mn、Cr、
Mo、Ｗ、Co、Ni、Al、Ｂ及びSiの窒化物及
び／又は炭化物、Al、Si、Ti、Sn、Fe、Zr、
Ta及びCeの酸化物、Si、Ti、Nb、Ta、Al、
Zr、Hf、Ｖ及びＷのほう化物、Mo、Ｗ、Ti、
Zr及びＶのけい化物、Ｂ及びSiのりん化物並び
に、Fe及びZnの硫化物、のうちから選んだ少な
くとも１種から主としてなる極薄張力被膜を形成
させたのち、りん酸塩をコロイダルシリカを主成
分とする絶縁被膜を形成させること（第６発明）。 Ｃ：0.01〜0.06％、Si：2.0〜4.0％、Mn：0.01
〜0.2％、Ｂ：0.0003〜0.02％、Cu：0.01〜1.0％、
Ｓ：0.005〜0.05％およびＮ：0.001〜0.01％を含
有する組成になるけい素鋼スラブを、熱間圧延
し、ついで１回の冷間圧延又は中間焼鈍を挟む２
回の冷間圧延を施して最終板厚の冷延板とした
後、脱炭を兼ねた１次再結晶焼鈍を施してから、
その後の２次再結晶及び鈍化焼鈍を含む最終仕上
焼鈍の際に主としてSi及びFeの酸化物に対して
鋼板表面との間におけるフオルステライトの生成
反応を抑制する焼鈍分離剤を鋼板表面上に塗布
し、引続き仕上焼鈍を施して｛110｝＜001＞方位
の２次再結晶粒を発達させ、鋼板表面上の酸化物
被膜を除去し、ついで研磨により鋼板表面を鏡面
仕上げしたのち、CVD、イオンプレーテイング
又はイオンインプランテーシヨンにより、鋼板中
Feとの混合相を介し鋼板表面に強固に被着した、
Ti、Zr、Hf、Ｖ、Nb、Ta、Mn、Cr、Mo、
Ｗ、Co、Ni、Al、Ｂ及びSiの窒化物及び／又は
炭化物、Al、Si、Ti、Sn、Fe、Zr、Ta及びCe
の酸化物、Si、Ti、Nb、Ta、Al、Zr、Hf、Ｖ
及びＷのほう化物、Mo、Ｗ、Ti、Zr及びＶのけ
い化物、Ｂ及びSiのりん化物並びに、Fe及びZn
の硫化物、のうちから選んだ少なくとも１種から
主としてなる極薄張力被膜を形成させること（第
７発明）。 Ｃ：0.01〜0.06％、Si：2.0〜4.0％、Mn：0.01
〜0.2％、Ｂ：0.0003〜0.02％、Cu：0.01〜1.0％、
Ｓ：0.005〜0.05％およびＮ：0.001〜0.01％を含
有する組成になるけい素鋼スラブを、熱間圧延
し、ついで１回の冷間圧延又は中間焼鈍を挟む２
回の冷間圧延を施して最終板厚の冷延板とした
後、脱炭を兼ねた１次再結晶焼鈍を施してから、
その後の２次再結晶及び鈍化焼鈍を含む最終仕上
焼鈍の際に主としてSi及びFeの酸化物に対して
鋼板表面との間におけるフオルステライトの生成
反応を抑制する焼鈍分離剤を鋼板表面上に塗布
し、引続き仕上焼鈍を施して｛110｝＜001＞方位
の２次再結晶粒を発達させ、鋼板表面上の酸化物
被膜を除去し、ついで研磨により鋼板表面を鏡面
仕上げしたのち、CVD、イオンプレーテイング、
又はイオンインプランテーシヨンにより、鋼板中
Feとの混合相を介し鋼板表面に強固に被着した、
Ti、Zr、Hf、Ｖ、Nb、Ta、Mn、Cr、Mo、
Ｗ、Co、Ni、Al、Ｂ及びSiの窒化物及び／又は
炭化物、Al、Si、Ti、Sn、Fe、Zr、Ta及びCe
の酸化物、Si、Ti、Nb、Ta、Al、Zr、Hf、Ｖ
及びＷのほう化物、Mo、Ｗ、Ti、Zr及びＶのけ
い化物、Ｂ及びSiのりん化物並びに、Fe及びZn
の硫化物、のうちから選んだ少なくとも１種から
主としてなる極薄張力被膜を形成させたのち、り
ん酸塩とコロイダルシリカを主成分とする絶縁被
膜を形成させること（第８発明）。 上記各発明の成功が導かれた具体的実験に従つ
て説明を進める。 (a) Ｃ：0.043％、Si：3.29％、Mn：0.053％、
Ｓ：0.030％、Ｂ：0.0029％、Cu：0.25％、
Ｎ：0.0076％ (b) Ｃ：0.039％、Si：3.39％、Mn：0.062％、
Ｓ：0.028％、Ｂ：0.0036％、Cu：0.39％、
Ｎ：0.0082％ をそれぞれ含有するけい素鋼スラブを、熱間圧延
により2.3mm厚の熱延板とした後、950℃で３分間
の均一化焼鈍後を施した。 その後950℃の中間焼鈍を挟み２回の冷間圧延
（１次冷延率：約80％、２次冷延率：約50％）を
施して0.23mm厚の最終冷延板とした。 その後830℃の湿水素中で脱炭を兼ねる１次再
結晶焼鈍を施した後２種類の冷延鋼板をおのおの
２分して、 (1) 鋼状表面上にMgOを主成分とする焼鈍分離
剤をスラリー状にして塗布 (2) 鋼板表面上にAl2O3（60％）、MgO（25％）、
ZrO2（10％）、TiO2（５％）から成る焼鈍分離剤
を用い、スラリー状塗布 にて２通りの処理を行い、その後何れも850℃か
ら10℃／ｈで1050℃まで昇温させる焼鈍により２
次再結晶させた後、1200℃で５時間乾水素中で純
化焼鈍を施した。 その後鋼板表面上のフオルステライト被膜ある
いは酸化物を、 (A) 酸洗により除去したもの、および、 (B) 酸洗除去後化学研磨により鋼板表面の中心線
平均粗さ0.4μｍ以下の鏡面状態にしたもの について、その後CVDにより鋼板表面上にTiN
（0.6μｍ厚）の極薄張力被膜を形成させた。 (A)、(B)何れについても１部の試料はりん酸塩と
コロイダルシリカを主成分とするコーテイング液
を塗布し、コーテイング処理を施した。 そのときの製品の磁気特性を通常工程材と比較
して表１に示す。
善、なかでも、鉄損の低減に係わる極限的に要請
を満たそうとする近年来の目覚ましい開発努力
は、遂次その実を挙げつつあるが、その実施に伴
う重大な弊害として、一方向性けい素鋼板の使用
に当たつての加工、組立ての経たのちいわゆるひ
ずみ取り焼鈍がほどこされた場合に、特性劣化の
随伴を不可避に生じて、使途についての制限を受
ける不利が指摘される。 この明細書では、ひずみ取り焼鈍のような高温
の熱覆歴を経ると否とに拘わらず、上記要請を有
利に充足し得る新たな方途を拓くことについての
開発研究の成果に関連して以下に述べる。 さて一方向性けい素網板は、よく知られている
とおり製品の２次再結晶粒を｛100｝＜001＞、す
なわちゴス方位に、高度に集積させたもので、主
として変圧器その他の電気機器の鉄心として使用
され電気・磁気的特性として製品の磁束密度
（B10値で代表される）が高く、鉄損（W17/50値で
代表さる）の低いことが要求される。 この一方向性けい素鋼板は複雑多岐にわたる工
程を経て製造されるが、今までにおびただしい発
明改善が加えられ、今日では板厚0.30mmの製品の
磁気特性がB101.90T以上、W17/501.05W／Kg以
下、また板厚0.23mmの製品の磁気特性がB101.89T
以上、W17/500.90W／Kg以下の低鉄損一方向性け
い素鋼板が製造されるようになつて来ている。 特に最近では省エネの見地から電力損失の低減
を至上とする要請が著しく強まり、欧米では損失
の少ない変圧器を造る場合に鉄損の減少分を金額
に換算して変圧器価格に上積みする「ロス・エバ
リユエーシヨン」（鉄損評価）制度が普及してい
る。 （従来の技術） このような状況下において最近、一方向性けい
素鋼板の仕上焼鈍後の鋼板表面に圧延方向にほぼ
直角方向でのレーザー照射により局部微小ひずみ
を導入して磁区を細分化し、もつて鉄損を低下さ
せることが提案された（特公昭57−2252号、特公
昭57−53419号、特公昭58−26405号及び特公昭58
−26406号公報参照）。 この磁区細分化技術はひずみ取り焼鈍を施さな
い積鉄心向けトランス材料として効果的である
が、ひずみ取り焼鈍を施す、主として巻鉄心トラ
ンス材料にあつては、レーザー照射によつて折角
導入された局部微少ひずみが焼鈍処理により開放
されて磁区幅が広くなるため、レーザー照射効果
が失われるという欠点がある。 一方これより先に特公昭52−24499号公報にお
いては、一方向性けい素鋼板の仕上げ焼鈍後の鋼
板表面を鏡面仕上げするか又はその鏡面仕上げ面
上に金属薄めつきやさらにその上に絶縁被膜を塗
布焼付けすることによる、超低鉄損一方向性けい
素鋼板の製造方法が提案されている。 しかしながらこの鏡面仕上げによる鉄損向上手
法は、工程的に採用するには、著しいコストアツ
プになる割りに鉄損低減への寄与が十分でない
上、とくに鏡面仕上後に不可欠な絶縁被膜を塗布
焼付した後の密着性に問題があるため、現在の製
造工程において採用されるに至つてはいない。 また特公昭56−4150号公報においても鋼板表面
を鏡面仕上げした後、酸化物セラミツクス薄膜を
蒸着する方法が提案されている。しかしながらこ
の方法も600℃以上の高温焼鈍を施すと鋼板とセ
ラミツクス層とがはく離するため、実際の製造工
程では採用できない。 （発明が解決しようとする問題点） 発明者らは上記した鏡面仕上による鉄損向上の
実効をより有利に引き出すことも含めその場合で
も、今日の省エネ材料開発の観点では上記したご
ときコストアツプの不利を凌駕する特性、なかで
も高温処理でも特性劣化を伴うことなくして絶縁
層の密着性、耐久性の問題を克服することが肝要
と考え、このような基本認識に立脚し、とくに仕
上焼鈍済みの方向性けい素鋼板表面上の酸化物を
除去した場合、さらにはその後に研磨を施し鏡面
状態とする場合も含め、該酸化物除去後における
鋼板処理方法の根本的改善によつてとくに有利な
超低鉄損化を達成することが発明の目的である。 （問題点を解決するための手段） 上述した目的は次の事項を骨子とする構成によ
つて有利に充足される。 Ｃ：0.01〜0.06重量％（以下単に％で示す）、
Si：2.0〜4.0％、Mn：0.01〜0.2％、Ｂ：0.0003〜
0.02％、Cu：0.01〜1.0％、Ｓ：0.005〜0.05％お
よびＮ：0.001〜0.01％を含有する組成になるけ
い素鋼スラブを、熱間圧延し、ついで１回の冷間
圧延又は中間焼鈍を挟む２回の冷間圧延を施して
最終板厚の冷延板とした後、脱炭を兼ねた１次再
結晶焼鈍を施してから、鋼板表面上にMgOを主
成分とする焼鈍分離剤を塗布し、引続き仕上焼鈍
を施して｛110｝＜001＞方位の２次再結晶粒を発
達させ、それに伴つて生成した鋼板表面上のフオ
ルステライト質被膜を除去したのち、CVD、イ
オンプレーテイング又はイオンインプランテーシ
ヨンにより、鋼板中Feとの混合相を介し鋼板表
面に強固に被着した、Ti、Zr、Hf、Ｖ、Nb、
Ta、Mn、Cr、Mo、Ｗ、Co、Ni、Al、Ｂ及び
Siの窒化物及び／又は炭化物、Al、Si、Ti、Sn、
Fe、Zr、Ta及びCeの酸化物、Si、Ti、Nb、
Ta、Al、Zr、Hf、Ｖ及びＷのほう化物、Mo、
Ｗ、Ti、Zr及びＶのけい化物、Ｂ及びSiのりん
化物並びに、Fe及びZnの硫化物、のうちから選
んだ少なくとも１種から主としてなる極薄張力被
膜を形成させること（第１発明）。 Ｃ：0.01〜0.06％、Si：2.0〜4.0％、Mn：0.01
〜0.2％、Ｂ：0.0003〜0.02％、Cu：0.01〜1.0％、
Ｓ：0.005〜0.05％およびＮ：0.001〜0.01％を含
有する組成になるけい素鋼スラブを、熱間圧延
し、ついで１回の冷間圧延又は中間焼鈍を挟む２
回の冷間圧延を施して最終板厚の冷延板とした
後、脱炭を兼ねた１次再結晶焼鈍を施してから、
鋼板表面上にMgOを主成分とする焼鈍分離剤を
塗布し、引続き仕上焼鈍を施して｛110｝＜001＞
方位の２次再結晶粒を発達させ、それに伴つて生
成した鋼板表面上のフオルステライト質被膜を除
去したのち、CVD、イオンプレーテイング又は
イオンインプランテーシヨンにより、鋼板中Fe
との混合相を介し鋼板表面に強固に被着した、
Ti、Zr、Hf、Ｖ、Nb、Ta、Mn、Cr、Mo、
Ｗ、Co、Ni、Al、Ｂ及びSiの窒化物及び／又は
炭化物、Al、Si、Ti、Sn、Fe、Zr、Ta及びCe
の酸化物、Si、Ti、Nb、Ta、Al、Zr、Hf、Ｖ
及びＷのほう化物、Mo、Ｗ、Ti、Zr及びＶのけ
い化物、Ｂ及びSiのりん化物並びに、Fe及びZn
の硫化物、のうちから選んだ少なくとも１種から
主としてなる極薄張力被膜を形成させたのち、り
ん酸塩とコロイダルシリカを主成分とする絶縁被
膜を形成させること（第２発明）。 Ｃ：0.01〜0.06％、Si：2.0〜4.0％、Mn：0.01
〜0.2％、Ｂ：0.0003〜0.02％、Cu：0.01〜1.0％、
Ｓ：0.005〜0.05％およびＮ：0.001〜0.01％を含
有する組成になるけい素鋼スラブを、熱間圧延
し、ついで１回の冷間圧延又は中間焼鈍を挟む２
回の冷間圧延を施して最終板厚の冷延板とした
後、脱炭を兼ねた１次再結晶焼鈍を施してから、
鋼板表面上にMgOを主成分とする焼鈍分離剤を
塗布し、引続き仕上焼鈍を施して｛110｝＜001＞
方位の２次再結晶粒を発達させ、それに伴つて生
成した鋼板表面上のフオルステライト質被膜を除
去し、ついで研磨により鋼板表面を鏡面仕上げし
たのち、CVD、イオンプレーテイング又はイオ
ンインプランテーシヨンにより、鋼板中Feとの
混合相を介し鋼板表面に強固に被着した、Ti、
Zr、Hf、Ｖ、Nb、Ta、Mn、Cr、Mo、Ｗ、
Co、Ni、Al、Ｂ及びSiの窒化物及び／又は炭化
物、Al、Si、Ti、Sn、Fe、Zr、Ta及びCeの酸
化物、Si、Ti、Nb、Ta、Al、Zr、Hf、Ｖ及び
Ｗのほう化物、Mo、Ｗ、Ti、Zr及びＶのけい化
物、Ｂ及びSiのりん化物並びに、Fe及びZnの硫
化物、のうちから選んだ少なくとも１種から主と
してなる極薄張力被膜を形成させること（第３発
明）。 Ｃ：0.01〜0.06％、Si：2.0〜4.0％、Mn：0.01
〜0.2％、Ｂ：0.0003〜0.02％、Cu：0.01〜1.0％、
Ｓ：0.005〜0.05％およびＮ：0.001〜0.01％を含
有する組成になるけい素鋼スラブを、熱間圧延
し、ついで１回の冷間圧延又は中間焼鈍を挟む２
回の冷間圧延を施して最終板厚の冷延板とした
後、脱炭を兼ねた１次再結晶焼鈍を施してから、
鋼板表面上にMgOを主成分とする焼鈍分離剤を
塗布し、引続き仕上焼鈍を施して｛110｝＜001＞
方位の２次再結晶粒を発達させ、それに伴つて生
成した鋼板表面上のフオルステライト質被膜を除
去し、ついで研磨により鋼板表面を鏡面仕上げし
たのち、CVD、イオンプレーテイング又はイオ
ンインプランテーシヨンにより、鋼板中Feとの
混合相を介し鋼板表面に強固に被着した、Ti、
Zr、Hf、Ｖ、Nb、Ta、Mn、Cr、Mo、Ｗ、
Co、Ni、Al、Ｂ及びSiの窒化物及び／又は炭化
物、Al、Si、Ti、Sn、Fe、Zr、Ta及びCeの酸
化物、Si、Ti、Nb、Ta、Al、Zr、Hf、Ｖ及び
Ｗのほう化物、Mo、Ｗ、Ti、Zr及びＶのけい化
物、Ｂ及びSiのりん化物並びに、Fe及びZnの硫
化物、のうちから選んだ少なくとも１種から主と
してなる極薄張力被膜を形成させたのち、りん酸
塩とコロイダルシリカを主成分とする絶縁被膜を
形成させること（第４発明）。 Ｃ：0.01〜0.06％、Si：2.0〜4.0％、Mn：0.01
〜0.2％、Ｂ：0.0003〜0.02％、Cu：0.01〜1.0％、
Ｓ：0.005〜0.05％およびＮ：0.001〜0.01％を含
有する組成になるけい素鋼スラブを、熱間圧延
し、ついで１回の冷間圧延又は中間焼鈍を挟む２
回の冷間圧延を施して最終板厚の冷延板とした
後、脱炭を兼ねた１次再結晶焼鈍を施してから、
その後の２次再結晶及び鈍化焼鈍を含む最終仕上
焼鈍の際に主としてSi及びFeの酸化物に対して
鋼板表面との間におけるフオルステライトの生成
反応を抑制する焼鈍分離剤を鋼板表面上に塗布
し、引続き仕上焼鈍を施して｛110｝＜001＞方位
の２次再結晶粒を発達させ、鋼板表面上の酸化物
被膜を除去したのち、CVD、イオンプレーテイ
ング又はイオンインプランテーシヨンにより、鋼
板中Feとの混合相を介し鋼板表面に強固に被着
した、Ti、Zr、Hf、Ｖ、Nb、Ta、Mn、Cr、
Mo、Ｗ、Co、Ni、Al、Ｂ及びSiの窒化物及
び／又は炭化物、Al、Si、Ti、Sn、Fe、Zr、
Ta及びCeの酸化物、Si、Ti、Nb、Ta、Al、
Zr、Hf、Ｖ及びＷのほう化物、Mo、Ｗ、Ti、
Zr及びＶのけい化物、Ｂ及びSiのりん化物並び
に、Fe及びZnの硫化物、のうちから選んだ少な
くとも１種から主としてなる極薄張力被膜を形成
させること（第５発明）。 Ｃ：0.01〜0.06％、Si：2.0〜4.0％、Mn：0.01
〜0.2％、Ｂ：0.0003〜0.02％、Cu：0.01〜1.0％、
Ｓ：0.005〜0.05％およびＮ：0.001〜0.01％を含
有する組成になるけい素鋼スラブを、熱間圧延
し、ついで１回の冷間圧延又は中間焼鈍を挟む２
回の冷間圧延を施して最終板厚の冷延板とした
後、脱炭を兼ねた１次再結晶焼鈍を施してから、
その後の２次再結晶及び鈍化焼鈍を含む最終仕上
焼鈍の際に主としてSi及びFeの酸化物に対して
鋼板表面との間におけるフオルステライトの生成
反応を抑制する焼鈍分離剤を鋼板表面上に塗布
し、引続き仕上焼鈍を施して｛110｝＜001＞方位
の２次再結晶粒を発達させ、鋼板表面上の酸化物
被膜を除去したのち、CVD、イオンプレーテイ
ング又はイオンインプランテーシヨンにより、鋼
板中Feとの混合相を介し鋼板表面に強固に被着
した、Ti、Zr、Hf、Ｖ、Nb、Ta、Mn、Cr、
Mo、Ｗ、Co、Ni、Al、Ｂ及びSiの窒化物及
び／又は炭化物、Al、Si、Ti、Sn、Fe、Zr、
Ta及びCeの酸化物、Si、Ti、Nb、Ta、Al、
Zr、Hf、Ｖ及びＷのほう化物、Mo、Ｗ、Ti、
Zr及びＶのけい化物、Ｂ及びSiのりん化物並び
に、Fe及びZnの硫化物、のうちから選んだ少な
くとも１種から主としてなる極薄張力被膜を形成
させたのち、りん酸塩をコロイダルシリカを主成
分とする絶縁被膜を形成させること（第６発明）。 Ｃ：0.01〜0.06％、Si：2.0〜4.0％、Mn：0.01
〜0.2％、Ｂ：0.0003〜0.02％、Cu：0.01〜1.0％、
Ｓ：0.005〜0.05％およびＮ：0.001〜0.01％を含
有する組成になるけい素鋼スラブを、熱間圧延
し、ついで１回の冷間圧延又は中間焼鈍を挟む２
回の冷間圧延を施して最終板厚の冷延板とした
後、脱炭を兼ねた１次再結晶焼鈍を施してから、
その後の２次再結晶及び鈍化焼鈍を含む最終仕上
焼鈍の際に主としてSi及びFeの酸化物に対して
鋼板表面との間におけるフオルステライトの生成
反応を抑制する焼鈍分離剤を鋼板表面上に塗布
し、引続き仕上焼鈍を施して｛110｝＜001＞方位
の２次再結晶粒を発達させ、鋼板表面上の酸化物
被膜を除去し、ついで研磨により鋼板表面を鏡面
仕上げしたのち、CVD、イオンプレーテイング
又はイオンインプランテーシヨンにより、鋼板中
Feとの混合相を介し鋼板表面に強固に被着した、
Ti、Zr、Hf、Ｖ、Nb、Ta、Mn、Cr、Mo、
Ｗ、Co、Ni、Al、Ｂ及びSiの窒化物及び／又は
炭化物、Al、Si、Ti、Sn、Fe、Zr、Ta及びCe
の酸化物、Si、Ti、Nb、Ta、Al、Zr、Hf、Ｖ
及びＷのほう化物、Mo、Ｗ、Ti、Zr及びＶのけ
い化物、Ｂ及びSiのりん化物並びに、Fe及びZn
の硫化物、のうちから選んだ少なくとも１種から
主としてなる極薄張力被膜を形成させること（第
７発明）。 Ｃ：0.01〜0.06％、Si：2.0〜4.0％、Mn：0.01
〜0.2％、Ｂ：0.0003〜0.02％、Cu：0.01〜1.0％、
Ｓ：0.005〜0.05％およびＮ：0.001〜0.01％を含
有する組成になるけい素鋼スラブを、熱間圧延
し、ついで１回の冷間圧延又は中間焼鈍を挟む２
回の冷間圧延を施して最終板厚の冷延板とした
後、脱炭を兼ねた１次再結晶焼鈍を施してから、
その後の２次再結晶及び鈍化焼鈍を含む最終仕上
焼鈍の際に主としてSi及びFeの酸化物に対して
鋼板表面との間におけるフオルステライトの生成
反応を抑制する焼鈍分離剤を鋼板表面上に塗布
し、引続き仕上焼鈍を施して｛110｝＜001＞方位
の２次再結晶粒を発達させ、鋼板表面上の酸化物
被膜を除去し、ついで研磨により鋼板表面を鏡面
仕上げしたのち、CVD、イオンプレーテイング、
又はイオンインプランテーシヨンにより、鋼板中
Feとの混合相を介し鋼板表面に強固に被着した、
Ti、Zr、Hf、Ｖ、Nb、Ta、Mn、Cr、Mo、
Ｗ、Co、Ni、Al、Ｂ及びSiの窒化物及び／又は
炭化物、Al、Si、Ti、Sn、Fe、Zr、Ta及びCe
の酸化物、Si、Ti、Nb、Ta、Al、Zr、Hf、Ｖ
及びＷのほう化物、Mo、Ｗ、Ti、Zr及びＶのけ
い化物、Ｂ及びSiのりん化物並びに、Fe及びZn
の硫化物、のうちから選んだ少なくとも１種から
主としてなる極薄張力被膜を形成させたのち、り
ん酸塩とコロイダルシリカを主成分とする絶縁被
膜を形成させること（第８発明）。 上記各発明の成功が導かれた具体的実験に従つ
て説明を進める。 (a) Ｃ：0.043％、Si：3.29％、Mn：0.053％、
Ｓ：0.030％、Ｂ：0.0029％、Cu：0.25％、
Ｎ：0.0076％ (b) Ｃ：0.039％、Si：3.39％、Mn：0.062％、
Ｓ：0.028％、Ｂ：0.0036％、Cu：0.39％、
Ｎ：0.0082％ をそれぞれ含有するけい素鋼スラブを、熱間圧延
により2.3mm厚の熱延板とした後、950℃で３分間
の均一化焼鈍後を施した。 その後950℃の中間焼鈍を挟み２回の冷間圧延
（１次冷延率：約80％、２次冷延率：約50％）を
施して0.23mm厚の最終冷延板とした。 その後830℃の湿水素中で脱炭を兼ねる１次再
結晶焼鈍を施した後２種類の冷延鋼板をおのおの
２分して、 (1) 鋼状表面上にMgOを主成分とする焼鈍分離
剤をスラリー状にして塗布 (2) 鋼板表面上にAl2O3（60％）、MgO（25％）、
ZrO2（10％）、TiO2（５％）から成る焼鈍分離剤
を用い、スラリー状塗布 にて２通りの処理を行い、その後何れも850℃か
ら10℃／ｈで1050℃まで昇温させる焼鈍により２
次再結晶させた後、1200℃で５時間乾水素中で純
化焼鈍を施した。 その後鋼板表面上のフオルステライト被膜ある
いは酸化物を、 (A) 酸洗により除去したもの、および、 (B) 酸洗除去後化学研磨により鋼板表面の中心線
平均粗さ0.4μｍ以下の鏡面状態にしたもの について、その後CVDにより鋼板表面上にTiN
（0.6μｍ厚）の極薄張力被膜を形成させた。 (A)、(B)何れについても１部の試料はりん酸塩と
コロイダルシリカを主成分とするコーテイング液
を塗布し、コーテイング処理を施した。 そのときの製品の磁気特性を通常工程材と比較
して表１に示す。
【表】
表１から明らかなように素材成分(a)、(b)の各一
方向性けい素鋼板は、何れもこの発明の処理工程
で処理すると通常工程材（比較材）にくらべて磁
束密度B10で0.02〜0.05T、鉄損W17/50で0.16〜
0.25W／Kgと大幅に特性向上することが注目され
る。 （作用） このような大幅の特性向上は従来一方向性けい
素鋼板の絶縁性確保のためフオルステライト下地
被膜を用いていたのに対し、この発明はフオルス
テライト下地被膜を用いず、前記極薄張力被膜を
用いたためである。 この極薄張力被膜は鋼板との間に強力な張力を
加えることによつて磁区を細分化するとともに、
鋼中のＣ、Ｎ等を被膜中に拡散させ鈍度を向上さ
せる効果も加わるために磁区特性を大幅に向上さ
せることができたと考えられる。 ここにこの発明において素材の含有成分および
工程条件を限定する理由を以下にのべる。 Ｃ：0.01〜0.06％ Ｃは0.01％より少ないと熱延集合組織制御が困
難で大きな伸長粒が形成されるため磁気特性が劣
化し、一方Ｃが0.06％より多いと脱炭工程で脱炭
に時間がかかり経済的でないので0.01〜0.06％の
範囲にする必要がある。 Si：2.0〜4.0％ Ｓ：は2.0％より少ないと電気抵抗が低く渦電
流損失増大に基づく鉄損値が大きくなり、一方
4.0％より多いと冷延の際にぜい性割れを生じ易
いため、2.0〜4.0％の範囲内にする必要がある。 Mn：0.01〜0.2％ Mnは一方向性けい素鋼板の２次再結晶を左右
する分散析出相（インヒビター）のMnSなどを
形成する重要な成分である。Mn量が0.01％を下
回ると２次再結晶を起させるのに必要なMnSな
どの全体量が不足し、不完全２次再結晶を起こす
と同時に、ブリスターと呼ばれる表面欠陥が増大
する。一方Mn量が0.2％を超えると、スラブ加熱
時においてMnSなどの解離固溶が困難となる。
またかりに解離・固溶が行なわれたとしても、熱
延時に析出する分離析出相は粗大化しやすく、抑
制剤として望まれる最適サイズ分布は損なわれ、
磁気特性は劣化するのでMnは0.01〜0.2％の範囲
にする必要がある。 Ｂ：0.0003〜0.02％ Ｂは鋼中に含まれるとＮと結合してBNの微細
析出物となるが、あまりに大量に添加されると
Goss方位の２次再結晶粒発達を困難にさせるた
め0.0003〜0.02％に限定される。このＢの添加効
果はすでにGrenobleやFiedler｛H.E.Grenoble：
IEEE Trans.Mag.MAG−13（1977）、P.1427
and H.C.Fiedler：IEEE Trans.Mag.MAG−13
（1977）、P.1433｝が明らかにしたように微量のＢ
あるいは微細BNは粒界移動を抑制し、インヒビ
ターの役割をすると考えられる。 Ｓ：0.005〜0.05％ Ｓは鋼中のMnと結合してMnSの微細析出物を
形成し、強力なインヒビターとして作用する。鋼
中のＳが0.005％未満ではインヒビターの役割が
弱く、また0.05％を超えると粒界割れを誘発しや
すくなるため、Ｓは0.005〜0.05％に限定した。 Ｎ：0.001〜0.01％ Ｎは鋼中の微量Ｂと結合してBNの微細析出物
を形成し、１次再結晶粒の正常成長を抑制するた
めの強力なインヒビターとして有効に寄与する
が、Ｎが0.001％未満ではBN微細析出物の析出物
の析出量が不足するためインヒビター効果を弱
く、｛110｝＜001＞方位の２次再結晶粒の発達が不
充分であり、一方Ｎが0.01％を超えるとＮの固溶
がふえるために鉄損を低下させるため、Ｎは
0.001〜0.01％に限定した。 Cu：0.01〜1.0％ Cuは特開昭54−142120号および特開昭54−
128425号各公報では鋼中に添加することにより
Gos方位２次再結晶粒を安定化させるのに大きな
役割を果すことが開示されている。しかしながら
酒井ら｛酒井智彦、島津高秀、筑摩顯太郎、谷野
満、松尾宗次：鉄と鋼、70（1984）、P.2049｝は
Cu添加効果の中で大量のCu添加は磁気特性を劣
化させることを述べており、この発明でのこの点
を考慮してCu添加量は0.01〜1.0％の範囲に限定
した。 その他このけい素鋼素材には、Cr、Ti、Ｖ、
Zr、Ta、Co、Ni、Al、Sn、Ｐ、As、Sb、Seお
よびTe等の一般的なインヒビター形成元素も少
量含有させることも許容される。 次にこの発明による一連の製造工程について説
明する。まず素材を溶製するにはLD転炉、電気
炉、平炉その他公知の製鋼炉を用いて行い得るこ
とは勿論、真空処理、真空溶解を併用することも
できる。 この場合溶鋼中にＳ、Ｂ、Cuを添加するには、
従来公知の何れの方法を用いることもでき、例え
ばLD転炉、RH脱ガス終了時の溶鋼中に添加す
ることができる。 連続鋳造スラブまたは造塊した綱塊はそれぞれ
公知の方法で熱間圧延に付される。通常スラブを
熱延板に圧延するのは当然で、得られる熱延板の
厚みは後続の冷延工程の支配を受けるが、通常
1.5〜3.5mm程度とすることは有利である。 次に熱延板に、必要に応じて850〜1100℃の温
度範囲において均一化焼鈍を施したのち、１回の
強冷間圧延で最終板厚とする１回強冷延法か又は
通常850℃から1050℃の中間焼鈍を挟んで２回の
冷延を施す２回冷延法にて、後者の場合好適には
最初の圧下率は60％から95％の高圧下率、最終の
圧下率は10％から60％の軽圧下率で、0.15mmから
0.35mm厚の最終冷延板厚とする。 最終冷延を終わり製品板厚に仕上げた鋼板は、
表面脱脂後750℃から850℃の湿水素中で脱炭・１
次再結晶焼鈍処理を施す。 このような処理を行なつた後鋼板表面上に焼鈍
分離剤を塗布する。この際一般的には仕上げ焼鈍
後の形成を不可欠としていたフオルステライトを
とくに形成させない方がその後の鋼板の鏡面処理
を簡便にするのに有効であるので、焼鈍分離剤と
してMgO主体のものを用いる場合のほか、とく
にAl2O3、ZrO2、TiO2などを、50％以上MgOに
混入するのが好ましい。 その後２次再結晶焼鈍を行うが、この工程は
｛110｝＜001＞方位の２次再結晶粒を充分発達させ
るために施されるもので、通常箱焼鈍によつて直
ちに1000℃以上に昇温し、その温度に保持するこ
とによつて行われる。 この場合｛110｝＜001＞方位に、高度に揃つた
２次再結晶粒組織を発達させるためには820℃か
ら900℃の低温で保定焼鈍する方が有利であり、
そのほか例えば、0.5〜15℃／ｈの昇温速度の徐
熱焼鈍でもよい。 ２次再結晶焼鈍後の純化焼鈍は、乾水素中で
1100℃以上で１〜20時間焼鈍を行つて、鋼板の鈍
化を達成することが必要である。 この純化焼鈍後に鋼板表面のフオルステライト
被膜ないしは酸化物被膜を公知の酸洗などの化学
除去法や切削、研削などの機械的除去法又はそれ
らの組合せにより除去する。 この酸化物除去処理の後、必要に応じて化学研
磨、電解研磨などの化学的研磨や、バフ研磨など
の機械的研磨あるいはそれらの組合せなど従来の
手法により鋼板表面を鏡面状態つまり中心線平均
粗さ0.4μｍ以下に仕上げる。 酸化物除去後又は鏡面研磨後 CVD、イオンプレーテイング又はイオンイン
プランテーシヨンにより、 Ti、Zr、Hf、Ｖ、Nb、Ta、Mn、Cr、Mo、
Ｗ、Co、Ni、Al、Ｂ及びSiの窒化物及び／又は
炭化物、 Al、Si、Ti、Sn、Fe、Zr、Ta及びCeの酸化
物、 Si、Ti、Nb、Ta、Al、Zr、Hf、Ｖ及びＷの
ほう化物、 Mo、Ｗ、Ti、Zr及びＶのけい化物、 Ｂ及びSiのりん化物、 並びに、Fe及びZnの硫化物、 のうちから選んだ少なくとも１種から主としてな
る極薄張力被膜を形成させる。 またこの極薄張力被膜は0.05〜2μｍ程度の厚み
で形成させるのが効果的である。 さらにこのように生成した極薄張力被膜上にり
ん酸塩とコロイダルシリカを主成分とする絶縁被
膜の塗布焼付を行うことが、100万KVAにも上る
大容量トランスの使途において当然に必要であ
り、この絶縁性焼付層の形成の如きは、従来公知
の手法をそのまま用いて良い。 （実施例） Ｃ：0.043％、Si：3.36％、Mn：0.062％、Ｓ：
0.022％、Ｂ：0.0035％、Cu：0.15％およびＮ：
0.0068％を含有するけい素鋼熱延板（2.2mm厚）
を950℃で３分間の均一化焼鈍後、900℃の中間焼
鈍をはさんで２回の冷間圧延を施して0.23mm厚の
最終冷延板とした。その後820℃で３分間の脱
炭・１次再結晶焼鈍を施した後、Al2O3（60％）、
MgO（25％）、ZrO2（10％）、TiO2（５％）を主成
分とする焼鈍分離剤をスラリー状に塗布した。 その後850℃で50時間の低温保定の２次再結晶
焼鈍を行なつた。さらにその後1200℃で６時間乾
水素中で純化焼鈍を行なつた後、酸洗により表面
の酸化物を除去し、電解研磨により鋼板表面を鏡
面状態にした。その後CVD（表２中無印）イオン
プレーテイング（表２中の○印）およびイオンイ
ンプランテーシオン（表２中のΔ印）により種々
の薄膜（約0.6〜0.7μｍ厚）を形成させた後、り
ん酸塩とコロイダルシリカとを主成分とするコー
テイング被膜を形成させた。そのときの製品の磁
気特性を表２にまとめて示す。
方向性けい素鋼板は、何れもこの発明の処理工程
で処理すると通常工程材（比較材）にくらべて磁
束密度B10で0.02〜0.05T、鉄損W17/50で0.16〜
0.25W／Kgと大幅に特性向上することが注目され
る。 （作用） このような大幅の特性向上は従来一方向性けい
素鋼板の絶縁性確保のためフオルステライト下地
被膜を用いていたのに対し、この発明はフオルス
テライト下地被膜を用いず、前記極薄張力被膜を
用いたためである。 この極薄張力被膜は鋼板との間に強力な張力を
加えることによつて磁区を細分化するとともに、
鋼中のＣ、Ｎ等を被膜中に拡散させ鈍度を向上さ
せる効果も加わるために磁区特性を大幅に向上さ
せることができたと考えられる。 ここにこの発明において素材の含有成分および
工程条件を限定する理由を以下にのべる。 Ｃ：0.01〜0.06％ Ｃは0.01％より少ないと熱延集合組織制御が困
難で大きな伸長粒が形成されるため磁気特性が劣
化し、一方Ｃが0.06％より多いと脱炭工程で脱炭
に時間がかかり経済的でないので0.01〜0.06％の
範囲にする必要がある。 Si：2.0〜4.0％ Ｓ：は2.0％より少ないと電気抵抗が低く渦電
流損失増大に基づく鉄損値が大きくなり、一方
4.0％より多いと冷延の際にぜい性割れを生じ易
いため、2.0〜4.0％の範囲内にする必要がある。 Mn：0.01〜0.2％ Mnは一方向性けい素鋼板の２次再結晶を左右
する分散析出相（インヒビター）のMnSなどを
形成する重要な成分である。Mn量が0.01％を下
回ると２次再結晶を起させるのに必要なMnSな
どの全体量が不足し、不完全２次再結晶を起こす
と同時に、ブリスターと呼ばれる表面欠陥が増大
する。一方Mn量が0.2％を超えると、スラブ加熱
時においてMnSなどの解離固溶が困難となる。
またかりに解離・固溶が行なわれたとしても、熱
延時に析出する分離析出相は粗大化しやすく、抑
制剤として望まれる最適サイズ分布は損なわれ、
磁気特性は劣化するのでMnは0.01〜0.2％の範囲
にする必要がある。 Ｂ：0.0003〜0.02％ Ｂは鋼中に含まれるとＮと結合してBNの微細
析出物となるが、あまりに大量に添加されると
Goss方位の２次再結晶粒発達を困難にさせるた
め0.0003〜0.02％に限定される。このＢの添加効
果はすでにGrenobleやFiedler｛H.E.Grenoble：
IEEE Trans.Mag.MAG−13（1977）、P.1427
and H.C.Fiedler：IEEE Trans.Mag.MAG−13
（1977）、P.1433｝が明らかにしたように微量のＢ
あるいは微細BNは粒界移動を抑制し、インヒビ
ターの役割をすると考えられる。 Ｓ：0.005〜0.05％ Ｓは鋼中のMnと結合してMnSの微細析出物を
形成し、強力なインヒビターとして作用する。鋼
中のＳが0.005％未満ではインヒビターの役割が
弱く、また0.05％を超えると粒界割れを誘発しや
すくなるため、Ｓは0.005〜0.05％に限定した。 Ｎ：0.001〜0.01％ Ｎは鋼中の微量Ｂと結合してBNの微細析出物
を形成し、１次再結晶粒の正常成長を抑制するた
めの強力なインヒビターとして有効に寄与する
が、Ｎが0.001％未満ではBN微細析出物の析出物
の析出量が不足するためインヒビター効果を弱
く、｛110｝＜001＞方位の２次再結晶粒の発達が不
充分であり、一方Ｎが0.01％を超えるとＮの固溶
がふえるために鉄損を低下させるため、Ｎは
0.001〜0.01％に限定した。 Cu：0.01〜1.0％ Cuは特開昭54−142120号および特開昭54−
128425号各公報では鋼中に添加することにより
Gos方位２次再結晶粒を安定化させるのに大きな
役割を果すことが開示されている。しかしながら
酒井ら｛酒井智彦、島津高秀、筑摩顯太郎、谷野
満、松尾宗次：鉄と鋼、70（1984）、P.2049｝は
Cu添加効果の中で大量のCu添加は磁気特性を劣
化させることを述べており、この発明でのこの点
を考慮してCu添加量は0.01〜1.0％の範囲に限定
した。 その他このけい素鋼素材には、Cr、Ti、Ｖ、
Zr、Ta、Co、Ni、Al、Sn、Ｐ、As、Sb、Seお
よびTe等の一般的なインヒビター形成元素も少
量含有させることも許容される。 次にこの発明による一連の製造工程について説
明する。まず素材を溶製するにはLD転炉、電気
炉、平炉その他公知の製鋼炉を用いて行い得るこ
とは勿論、真空処理、真空溶解を併用することも
できる。 この場合溶鋼中にＳ、Ｂ、Cuを添加するには、
従来公知の何れの方法を用いることもでき、例え
ばLD転炉、RH脱ガス終了時の溶鋼中に添加す
ることができる。 連続鋳造スラブまたは造塊した綱塊はそれぞれ
公知の方法で熱間圧延に付される。通常スラブを
熱延板に圧延するのは当然で、得られる熱延板の
厚みは後続の冷延工程の支配を受けるが、通常
1.5〜3.5mm程度とすることは有利である。 次に熱延板に、必要に応じて850〜1100℃の温
度範囲において均一化焼鈍を施したのち、１回の
強冷間圧延で最終板厚とする１回強冷延法か又は
通常850℃から1050℃の中間焼鈍を挟んで２回の
冷延を施す２回冷延法にて、後者の場合好適には
最初の圧下率は60％から95％の高圧下率、最終の
圧下率は10％から60％の軽圧下率で、0.15mmから
0.35mm厚の最終冷延板厚とする。 最終冷延を終わり製品板厚に仕上げた鋼板は、
表面脱脂後750℃から850℃の湿水素中で脱炭・１
次再結晶焼鈍処理を施す。 このような処理を行なつた後鋼板表面上に焼鈍
分離剤を塗布する。この際一般的には仕上げ焼鈍
後の形成を不可欠としていたフオルステライトを
とくに形成させない方がその後の鋼板の鏡面処理
を簡便にするのに有効であるので、焼鈍分離剤と
してMgO主体のものを用いる場合のほか、とく
にAl2O3、ZrO2、TiO2などを、50％以上MgOに
混入するのが好ましい。 その後２次再結晶焼鈍を行うが、この工程は
｛110｝＜001＞方位の２次再結晶粒を充分発達させ
るために施されるもので、通常箱焼鈍によつて直
ちに1000℃以上に昇温し、その温度に保持するこ
とによつて行われる。 この場合｛110｝＜001＞方位に、高度に揃つた
２次再結晶粒組織を発達させるためには820℃か
ら900℃の低温で保定焼鈍する方が有利であり、
そのほか例えば、0.5〜15℃／ｈの昇温速度の徐
熱焼鈍でもよい。 ２次再結晶焼鈍後の純化焼鈍は、乾水素中で
1100℃以上で１〜20時間焼鈍を行つて、鋼板の鈍
化を達成することが必要である。 この純化焼鈍後に鋼板表面のフオルステライト
被膜ないしは酸化物被膜を公知の酸洗などの化学
除去法や切削、研削などの機械的除去法又はそれ
らの組合せにより除去する。 この酸化物除去処理の後、必要に応じて化学研
磨、電解研磨などの化学的研磨や、バフ研磨など
の機械的研磨あるいはそれらの組合せなど従来の
手法により鋼板表面を鏡面状態つまり中心線平均
粗さ0.4μｍ以下に仕上げる。 酸化物除去後又は鏡面研磨後 CVD、イオンプレーテイング又はイオンイン
プランテーシヨンにより、 Ti、Zr、Hf、Ｖ、Nb、Ta、Mn、Cr、Mo、
Ｗ、Co、Ni、Al、Ｂ及びSiの窒化物及び／又は
炭化物、 Al、Si、Ti、Sn、Fe、Zr、Ta及びCeの酸化
物、 Si、Ti、Nb、Ta、Al、Zr、Hf、Ｖ及びＷの
ほう化物、 Mo、Ｗ、Ti、Zr及びＶのけい化物、 Ｂ及びSiのりん化物、 並びに、Fe及びZnの硫化物、 のうちから選んだ少なくとも１種から主としてな
る極薄張力被膜を形成させる。 またこの極薄張力被膜は0.05〜2μｍ程度の厚み
で形成させるのが効果的である。 さらにこのように生成した極薄張力被膜上にり
ん酸塩とコロイダルシリカを主成分とする絶縁被
膜の塗布焼付を行うことが、100万KVAにも上る
大容量トランスの使途において当然に必要であ
り、この絶縁性焼付層の形成の如きは、従来公知
の手法をそのまま用いて良い。 （実施例） Ｃ：0.043％、Si：3.36％、Mn：0.062％、Ｓ：
0.022％、Ｂ：0.0035％、Cu：0.15％およびＮ：
0.0068％を含有するけい素鋼熱延板（2.2mm厚）
を950℃で３分間の均一化焼鈍後、900℃の中間焼
鈍をはさんで２回の冷間圧延を施して0.23mm厚の
最終冷延板とした。その後820℃で３分間の脱
炭・１次再結晶焼鈍を施した後、Al2O3（60％）、
MgO（25％）、ZrO2（10％）、TiO2（５％）を主成
分とする焼鈍分離剤をスラリー状に塗布した。 その後850℃で50時間の低温保定の２次再結晶
焼鈍を行なつた。さらにその後1200℃で６時間乾
水素中で純化焼鈍を行なつた後、酸洗により表面
の酸化物を除去し、電解研磨により鋼板表面を鏡
面状態にした。その後CVD（表２中無印）イオン
プレーテイング（表２中の○印）およびイオンイ
ンプランテーシオン（表２中のΔ印）により種々
の薄膜（約0.6〜0.7μｍ厚）を形成させた後、り
ん酸塩とコロイダルシリカとを主成分とするコー
テイング被膜を形成させた。そのときの製品の磁
気特性を表２にまとめて示す。
【表】
【表】
（発明の効果）
かくしてこの発明によれば、たとえひずみ取り
焼鈍の如き高温処理が施された場合であつても特
性の劣化を伴うことがない超低鉄損の一方向性け
い素鋼板を得ることができる。
焼鈍の如き高温処理が施された場合であつても特
性の劣化を伴うことがない超低鉄損の一方向性け
い素鋼板を得ることができる。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Ｃ：0.01〜0.06重量％、 Si：2.0〜4.0重量％、 Mn：0.01〜0.2重量％、 Ｂ：0.0003〜0.02重量％、 Cu：0.01〜1.0重量％、 Ｓ：0.005〜0.05重量％および Ｎ：0.001〜0.01重量％ を含有する組成になるけい素鋼スラブを、熱間圧
延し、ついで１回の冷間圧延又は中間焼鈍を挟む
２回の冷間圧延を施して最終板厚の冷延板とした
後、脱炭を兼ねた１次再結晶焼鈍を施してから、
鋼板表面上にMgOを主成分とする焼鈍分離剤を
塗布し、引続き仕上焼鈍を施して｛110｝＜001＞
方位の２次再結晶粒を発達させ、それに伴つて生
成した鋼板表面上のフオルステライト質被膜を除
去したのち、 CVD、イオンプレーテイング又はイオンイン
プランテーシヨンにより、鋼板中Feとの混合相
を介し鋼板表面に強固に被着した、 Ti、Zr、Hf、Ｖ、Nb、Ta、Mn、Cr、Mo、
Ｗ、Co、Ni、Al、Ｂ及びSiの窒化物及び／又は
炭化物、 Al、Si、Ti、Sn、Fe、Zr、Ta及びCeの酸化
物、 Si、Ti、Nb、Ta、Al、Zr、Hf、Ｖ及びＷの
ほう化物、 Mo、Ｗ、Ti、Zr及びＶのけい化物、 Ｂ及びSiのりん化物並びに、 Fe及びZnの硫化物、 のうちから選んだ少なくとも１種から主としてな
る極薄張力被膜を形成させることを特徴とする、
一方向性けい素鋼板の製造方法。 ２ Ｃ：0.01〜0.06重量％、 Si：2.0〜4.0重量％、 Mn：0.01〜0.2重量％、 Ｂ：0.0003〜0.02重量％、 Cu：0.01〜1.0重量％、 Ｓ：0.005〜0.05重量％および Ｎ：0.001〜0.01重量％ を含有する組成になるけい素鋼スラブを、熱間圧
延し、ついで１回の冷間圧延又は中間焼鈍を挟む
２回の冷間圧延を施して最終板厚の冷延板とした
後、脱炭を兼ねた１次再結晶焼鈍を施してから、
鋼板表面上にMgOを主成分とする焼鈍分離剤を
塗布し、引続き仕上焼鈍を施して｛110｝＜001＞
方位の２次再結晶粒を発達させ、それに伴つて生
成した鋼板表面上のフオルステライト質被膜を除
去したのち、 CVD、イオンプレーテイング又はイオンイン
プランテーシヨンにより、鋼板中Feとの混合相
を介し鋼板表面に強固に被着した、 Ti、Zr、Hf、Ｖ、Nb、Ta、Mn、Cr、Mo、
Ｗ、Co、Ni、Al、Ｂ及びSiの窒化物及び／又は
炭化物、 Al、Si、Ti、Sn、Fe、Zr、Ta及びCeの酸化
物、 Si、Ti、Nb、Ta、Al、Zr、Hf、Ｖ及びＷの
ほう化物、 Mo、Ｗ、Ti、Zr及びＶのけい化物、 Ｂ及びSiのりん化物並びに、 Fe及びZnの硫化物、 のうちから選んだ少なくとも１種から主としてな
る極薄張力被膜を形成させたのち、りん酸塩とコ
ロイダルシリカを主成分とする絶縁被膜を形成さ
せることを特徴とする、一方向性けい素鋼板の製
造方法。 ３ Ｃ：0.01〜0.06重量％、 Si：2.0〜4.0重量％、 Mn：0.01〜0.2重量％、 Ｂ：0.0003〜0.02重量％、 Cu：0.01〜1.0重量％、 Ｓ：0.005〜0.05重量％および Ｎ：0.001〜0.01重量％ を含有する組成になるけい素鋼スラブを、熱間圧
延し、ついで１回の冷間圧延又は中間焼鈍を挟む
２回の冷間圧延を施して最終板厚の冷延板とした
後、脱炭を兼ねた１次再結晶焼鈍を施してから、
鋼板表面上にMgOを主成分とする焼鈍分離剤を
塗布し、引続き仕上焼鈍を施して｛110｝＜001＞
方位の２次再結晶粒を発達させ、それに伴つて生
成した鋼板表面上のフオルステライト質被膜を除
去し、ついで研磨により鋼板表面を鏡面仕上げし
たのち、 CVD、イオンプレーテイング又はイオンイン
プランテーシヨンにより、鋼板中Feとの混合相
を介し鋼板表面に強固に被着した、 Ti、Zr、Hf、Ｖ、Nb、Ta、Mn、Cr、Mo、
Ｗ、Co、Ni、Al、Ｂ及びSiの窒化物及び／又は
炭化物、 Al、Si、Ti、Sn、Fe、Zr、Ta及びCeの酸化
物、 Si、Ti、Nb、Ta、Al、Zr、Hf、Ｖ及びＷの
ほう化物、 Mo、Ｗ、Ti、Zr及びＶのけい化物、 Ｂ及びSiのりん化物並びに、 Fe及びZnの硫化物、 のうちから選んだ少なくとも１種から主としてな
る極薄張力被膜を形成させることを特徴とする、
一方向性けい素鋼板の製造方法。 ４ Ｃ：0.01〜0.06重量％、 Si：2.0〜4.0重量％、 Mn：0.01〜0.2重量％、 Ｂ：0.0003〜0.02重量％、 Cu：0.01〜1.0重量％、 Ｓ：0.005〜0.05重量％および Ｎ：0.001〜0.01重量％ を含有する組成になるけい素鋼スラブを、熱間圧
延し、ついで１回の冷間圧延又は中間焼鈍を挟む
２回の冷間圧延を施して最終板厚の冷延板とした
後、脱炭を兼ねた１次再結晶焼鈍を施してから、
鋼板表面上にMgOを主成分とする焼鈍分離剤を
塗布し、引続き仕上焼鈍を施して｛110｝＜001＞
方位の２次再結晶粒を発達させ、それに伴つて生
成した鋼板表面上のフオルステライト質被膜を除
去し、ついで研磨により鋼板表面を鏡面仕上げし
たのち、 CVD、イオンプレーテイング又はイオンイン
プランテーシヨンにより、鋼板中Feとの混合相
を介し鋼板表面に強固に被着した、 Ti、Zr、Hf、Ｖ、Nb、Ta、Mn、Cr、Mo、
Ｗ、Co、Ni、Al、Ｂ及びSiの窒化物及び／又は
炭化物、 Al、Si、Ti、Sn、Fe、Zr、Ta及びCeの酸化
物、 Si、Ti、Nb、Ta、Al、Zr、Hf、Ｖ及びＷの
ほう化物、 Mo、Ｗ、Ti、Zr及びＶのけい化物、 Ｂ及びSiのりん化物並びに、 Fe及びZnの硫化物、 のうちから選んだ少なくとも１種から主としてな
る極薄張力被膜を形成させたのち、りん酸塩とコ
ロイダルシリカを主成分とする絶縁被膜を形成さ
せることを特徴とする、一方向性けい素鋼板の製
造方法。 ５ Ｃ：0.01〜0.06重量％、 Si：2.0〜4.0重量％、 Mn：0.01〜0.2重量％、 Ｂ：0.0003〜0.02重量％、 Cu：0.01〜1.0重量％、 Ｓ：0.005〜0.05重量％および Ｎ：0.001〜0.01重量％ を含有する組成になるけい素鋼スラブを、熱間圧
延し、ついで１回の冷間圧延又は中間焼鈍を挟む
２回の冷間圧延を施して最終板厚の冷延板とした
後、脱炭を兼ねた１次再結晶焼鈍を施してから、
その後の２次再結晶及び純化焼鈍を含む最終仕上
焼鈍の際に主としてSi及びFeの酸化物に対して
鋼板表面との間におけるフオルステライトの生成
反応を抑制する焼鈍分離剤を鋼板表面上に塗布
し、引続き仕上焼鈍を施して｛110｝＜001＞方位
の２次再結晶粒を発達させ、鋼板表面上の酸化物
被膜を除去したのち、 CVD、イオンプレーテイング又はイオンイン
プランテーシヨンにより、鋼板中Feとの混合相
を介し鋼板表面に強固に被着した、 Ti、Zr、Hf、Ｖ、Nb、Ta、Mn、Cr、Mo、
Ｗ、Co、Ni、Al、Ｂ及びSiの窒化物及び／又は
炭化物、 Al、Si、Ti、Sn、Fe、Zr、Ta及びCeの酸化
物、 Si、Ti、Nb、Ta、Al、Zr、Hf、Ｖ及びＷの
ほう化物、 Mo、Ｗ、Ti、Zr及びＶのけい化物、 Ｂ及びSiのりん化物並びに、 Fe及びZnの硫化物、 のうちから選んだ少なくとも１種から主としてな
る極薄張力被膜を形成させることを特徴とする、
一方向性けい素鋼板の製造方法。 ６ Ｃ：0.01〜0.06重量％、 Si：2.0〜4.0重量％、 Mn：0.01〜0.2重量％、 Ｂ：0.0003〜0.02重量％、 Cu：0.01〜1.0重量％、 Ｓ：0.005〜0.05重量％および Ｎ：0.001〜0.01重量％ を含有する組成になるけい素鋼スラブを、熱間圧
延し、ついで１回の冷間圧延又は中間焼鈍を挟む
２回の冷間圧延を施して最終板厚の冷延板とした
後、脱炭を兼ねた１次再結晶焼鈍を施してから、
その後の２次再結晶及び純化焼鈍を含む最終仕上
焼鈍の際に主としてSi及びFeの酸化物に対して
鋼板表面との間におけるフオルステライトの生成
反応を抑制する焼鈍分離剤を鋼板表面上に塗布
し、引続き仕上焼鈍を施して｛110｝＜001＞方位
の２次再結晶粒を発達させ、鋼板表面上の酸化物
被膜を除去したのち、 CVD、イオンプレーテイング又はイオンイン
プランテーシヨンにより、鋼板中Feとの混合相
を介し鋼板表面に強固に被着した、 Ti、Zr、Hf、Ｖ、Nb、Ta、Mn、Cr、Mo、
Ｗ、Co、Ni、Al、Ｂ及びSiの窒化物及び／又は
炭化物、 Al、Si、Ti、Sn、Fe、Zr、Ta及びCeの酸化
物、 Si、Ti、Nb、Ta、Al、Zr、Hf、Ｖ及びＷの
ほう化物、 Mo、Ｗ、Ti、Zr及びＶのけい化物、 Ｂ及びSiのりん化物並びに、 Fe及びZnの硫化物、 のうちから選んだ少なくとも１種から主としてな
る極薄張力被膜を形成させたのち、りん酸塩とコ
ロイダルシリカを主成分とする絶縁被膜を形成さ
せることを特徴とする、一方向性けい素鋼板の製
造方法。 ７ Ｃ：0.01〜0.06重量％、 Si：2.0〜4.0重量％、 Mn：0.01〜0.2重量％、 Ｂ：0.0003〜0.02重量％、 Cu：0.01〜1.0重量％、 Ｓ：0.005〜0.05重量％および Ｎ：0.001〜0.01重量％ を含有する組成になるけい素鋼スラブを、熱間圧
延し、ついで１回の冷間圧延又は中間焼鈍を挟む
２回の冷間圧延を施して最終板厚の冷延板とした
後、脱炭を兼ねた１次再結晶焼鈍を施してから、
その後の２次再結晶及び純化焼鈍を含む最終仕上
焼鈍の際に主としてSi及びFeの酸化物に対して
鋼板表面との間におけるフオルステライトの生成
反応を抑制する焼鈍分離剤を鋼板表面上に塗布
し、引続き仕上焼鈍を施して｛110｝＜001＞方位
の２次再結晶粒を発達させ、鋼板表面上の酸化物
被膜を除去し、ついで研磨により鋼板表面を鏡面
仕上げしたのち、 CVD、イオンプレーテイング又はイオンイン
プランテーシヨンにより、鋼板中Feとの混合相
を介し鋼板表面に強固に被着した、 Ti、Zr、Hf、Ｖ、Nb、Ta、Mn、Cr、Mo、
Ｗ、Co、Ni、Al、Ｂ及びSiの窒化物及び／又は
炭化物、 Al、Si、Ti、Sn、Fe、Zr、Ta及びCeの酸化
物、 Si、Ti、Nb、Ta、Al、Zr、Hf、Ｖ及びＷの
ほう化物、 Mo、Ｗ、Ti、Zr及びＶのけい化物、 Ｂ及びSiのりん化物並びに、 Fe及びZnの硫化物、 のうちから選んだ少なくとも１種から主としてな
る極薄張力被膜を形成させることを特徴とする、
一方向性けい素鋼板の製造方法。 ８ Ｃ：0.01〜0.06重量％、 Si：2.0〜4.0重量％、 Mn：0.01〜0.2重量％、 Ｂ：0.0003〜0.02重量％、 Cu：0.01〜1.0重量％、 Ｓ：0.005〜0.05重量％および Ｎ：0.001〜0.01重量％ を含有する組成になるけい素鋼スラブを、熱間圧
延し、ついで１回の冷間圧延又は中間焼鈍を挟む
２回の冷間圧延を施して最終板厚の冷延板とした
後、脱炭を兼ねた１次再結晶焼鈍を施してから、
その後の２次再結晶及び純化焼鈍を含む最終仕上
焼鈍の際に主としてSi及びFeの酸化物に対して
鋼板表面との間におけるフオルステライトの生成
反応を抑制する焼鈍分離剤を鋼板表面上に塗布
し、引続き仕上焼鈍を施して｛110｝＜001＞方位
の２次再結晶粒を発達させ、鋼板表面上の酸化物
被膜を除去し、ついで研磨により鋼板表面を鏡面
仕上げしたのち、 CVD、イオンプレーテイング又はイオンイン
プランテーシヨンにより、鋼板中Feとの混合相
を介し鋼板表面に強固に被着した、 Ti、Zr、Hf、Ｖ、Nb、Ta、Mn、Cr、Mo、
Ｗ、Co、Ni、Al、Ｂ及びSiの窒化物及び／又は
炭化物、 Al、Si、Ti、Sn、Fe、Zr、Ta及びCeの酸化
物、 Si、Ti、Nb、Ta、Al、Zr、Hf、Ｖ及びＷの
ほう化物、 Mo、Ｗ、Ti、Zr及びＶのけい化物、 Ｂ及びSiのりん化物並びに、 Fe及びZnの硫化物、 のうちから選んだ少なくとも１種から主としてな
る極薄張力被膜を形成させたのち、りん酸塩とコ
ロイダルシリカを主成分とする絶縁被膜を形成さ
せることを特徴とする、一方向性けい素鋼板の製
造方法。
Priority Applications (10)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP61022848A JPS62182222A (ja) | 1986-02-06 | 1986-02-06 | 一方向性けい素鋼板の製造方法 |
| EP86301071A EP0193324B1 (en) | 1985-02-22 | 1986-02-17 | Extra-low iron loss grain oriented silicon steel sheets |
| DE8686301071T DE3666229D1 (en) | 1985-02-22 | 1986-02-17 | Extra-low iron loss grain oriented silicon steel sheets |
| AU53747/86A AU570835B2 (en) | 1985-02-22 | 1986-02-19 | Metal nitride/carbide coated grain oriented silicon steel sheet |
| US06/832,172 US4698272A (en) | 1985-02-22 | 1986-02-21 | Extra-low iron loss grain oriented silicon steel sheets |
| US06/907,734 US4713123A (en) | 1985-02-22 | 1986-02-21 | Method of producing extra-low iron loss grain oriented silicon steel sheets |
| DE8686904726T DE3673290D1 (de) | 1985-02-22 | 1986-02-21 | Herstellungsverfahren fuer unidirektionale siliziumstahlplatte mit aussergewoehnlichem eisenverlust. |
| EP86904726A EP0215134B1 (en) | 1985-02-22 | 1986-02-21 | Process for producing unidirectional silicon steel plate with extraordinarily low iron loss |
| PCT/JP1986/000087 WO1986004929A1 (en) | 1985-02-22 | 1986-02-21 | Process for producing unidirectional silicon steel plate with extraordinarily low iron loss |
| KR1019860001259A KR910006011B1 (ko) | 1985-02-22 | 1986-02-22 | 극저철손 결정 방향성 규소 강판 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP61022848A JPS62182222A (ja) | 1986-02-06 | 1986-02-06 | 一方向性けい素鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS62182222A JPS62182222A (ja) | 1987-08-10 |
| JPH0327631B2 true JPH0327631B2 (ja) | 1991-04-16 |
Family
ID=12094133
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP61022848A Granted JPS62182222A (ja) | 1985-02-22 | 1986-02-06 | 一方向性けい素鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS62182222A (ja) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP3300117B2 (ja) * | 1993-07-27 | 2002-07-08 | 川崎製鉄株式会社 | 方向性珪素鋼板の絶縁被膜形成方法 |
| JP5063862B2 (ja) * | 2005-03-18 | 2012-10-31 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 被膜密着性に優れた超低鉄損方向性電磁鋼板 |
-
1986
- 1986-02-06 JP JP61022848A patent/JPS62182222A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS62182222A (ja) | 1987-08-10 |
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