JPS6230302A - 超低鉄損一方向性けい素鋼板の製造方法 - 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】 （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な要請を満たそうとす
る近年来の目覚ましい開発努力は、逐次その実を挙げつ
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っての加工、組立てを経たのち
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履歴
を経ると否とに拘わらず、上記要請を有利に充足し得る
新たな方途を招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鋼板は、よく知られているとおり製
品の２次再結晶粒を（１１０）　　〔０Ｏ１）、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（Ｂ＋。

で代表される）が高く、鉄損（Ｗ＋？１５０値で代表さ
れる）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Ｂ
＋ｏ　１．９０Ｔ以上、Ｌｔ７５ｏ　１．０５Ｉ’ｌ／
ｋｇ以下、また板厚０．２３ｍｍの製品の磁気特性がＢ
ＩＱｌ、　８９Ｔ以上、ＷＢｚｓｏ　０．９０Ｗ／ｋｇ
以下の超低鉄損一方向性けい素鋼板が製造されるように
なって来ている。

特に最近では省エネの見地から電力損失の低減を特徴と
する請が著しく強まり、欧米では損失の少ない変圧器を
作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・エバリユエーション」　（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、もっ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　′ｑ、　
特公昭５８−２６４０５号及び特公昭５８−２６４０６
号各公報参照）。

この磁区細分化技術はひずみ取り焼鈍を施さない、積鉄
心向は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、主として鉄心トランス材料にあっては、レ
ーザー照射によって折角に導入された局部微小ひずみが
焼鈍処理により解放されて磁区幅が広くなるため、レー
ザー照射効果がなくな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めっき
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、著しいコストアップになる割りに
鉄損低減への寄与が充分でない上、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っては
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、酸化物系セラミックス薄膜
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ッ
ク層とが剥離するため、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により、特に今日の省エネ材料開
発の観点では上記のごときコストアップの不利を凌駕す
る特性、とくに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、耐久性の問題の克服こそが肝要と考
え、この基本認識に立脚し、とくにＰＶＤ処理における
張力被膜形成条件に根本的改善を加えることによって有
利な超低鉄損化を達成することがこの発明の目的である
。

（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って有利
に充足される。

仕上焼鈍後の一方向性けい素鋼板の酸化物を除去後、あ
るいはさらに研磨により中心線平均粗さ０．４μｍ以下
の鏡面状態に仕上げた一方向性けい素鋼板を１００〜１
１００℃の温度範囲の加熱下で、あるいはさらに２ｋｇ
／ｍｍ２以下の引張り張力下において、イオンブレーテ
ィングあるいはイオンインプランテーション等のＰＶＤ
処理により、Ｔｉ、Ｚｒ。

Ｈｆ、　　Ｖ、　Ｎｂ、　Ｔａ、　Ｃｒ、　Ｍｏ、　Ｃ
ｏ、　Ｎｉ、　Ｍｎ、　Ａｌｌ！、　Ｂ及びＳｉの窒化
物及び／又は炭化物並びにＡβ、　Ｎｉ。

Ｃｕ、　Ｗ、　Ｚｎ、　Ｓ＋、　Ｔｉ、　Ｓｎ、　Ｆｅ
、　Ｚｒ、　Ｔａ、及びＣｅの酸化物のうちから選ばれ
る少なくとも１種から主としてなり、それらの地鉄との
混合相を介し仕上げ一表面と強固に被着した、張力被膜
を鋼板表面に被成させること、あるいはさらにこの張力
被膜上へさらにりん酸塩とコロイダルシリカを主成分と
する絶縁被膜を被成させることから成る超低鉄損一方向
性けい素鋼板の製造方法である。

上述した手順によってこの発明による成功が導かれた具
体的実験に従って説明を進める。

Ｃ！＝ｉ０．０４６％、Ｓｉ：３．３９％、　Ｍｎ　：
０．０６７％、　Ｓｅ：　０．０２３　％、Ｓｂ　：　
０．　Ｑ２５　％、Ｍｏ　：　０．０２６％を含有する
けい素鋼スラブを１３６０℃で４時間加熱後熱間圧延し
て２．２ｍｍ厚の熱延板とした。

その後９５０℃の中間燃焼を挟み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℃の湿水素中で脱炭を兼ねる１次再結晶焼
鈍を施した後の鋼板表面にＡｌ２Ｏ３（７０％）とＭｇ
Ｏ（２５％）、２ｒＯ２（５％）を主成分トスル焼鈍分
離剤を塗布し、鋼板表面上にスラリーを塗布した。その
後８５０℃で５０時間の焼鈍により２次再結晶させた後
１２００℃で１０時間乾水素中で純化焼鈍を施した。

その後鋼板表面上の酸化物を酸洗により除去後、化学研
磨により鋼板表面を中心線平均粗さ０．１μｍの鏡面状
態に仕上げた。

その後イオンプレーテング装置（ＨＣＤ法による）を使
用して試料に３ｋｇ／ｍｍ２までの荷重をかけると同時
に０〜１３００℃まで試料加熱ができるようにした実験
装置を使用して、鋼板を加熱すると同時に３ｋｇ／ｍｍ
２までの引張り張力をかけた状態でＴｌＮの被膜（０，
８μｍ厚）を形成させた。なおこのときの鋼板は５ｒｐ
ｍの速度で回転しながら鋼板両表面上にＴｉＮ被膜を形
成させた。

このようなイオンプレーテング処理した後、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液でコ
ーティング処理した。

このときの製品の磁気特性の実験結果をイオンプレーテ
ング時の試料温度と試料の引張り荷重との関係で第１図
に示す。

第１図から明らかなようにイオンブレーティング時の試
料温度が１００℃から１１００℃の温度範囲で試料の引
張り荷重が２ｋｇ／ｍｍ２以下（望ましくは１００℃か
ら９００℃の温度範囲で０．１　ｋｇ　／　ｍｍ２がら
１．５ｋｇ／ｍｍ２の引張り荷重範囲）できわめて良好
な磁気特性が安定して得られることがわかる。

次に磁気特性の向上が各種のＰＶＤ手法によってとのよ
うに変化するかについて調査した。

Ｃ：０．０４３％、　Ｓｉ：３．３６％、　Ｍｎ：０．
０６７％、　Ｓｅ：０．０２１％。

ｓｂ：ｏ、　０２５％、　ＭＯ＋０．０２５％を含有す
るけい素鋼を１３６０℃で６時間加熱後熱間圧延を施し
て２．２ｍｍ厚の熱延板とした。その後９００℃で３分
間均一化焼鈍後、９５０℃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８００℃の湿水素中で脱炭・１次再結晶処理を施
した後鋼板表面上にＡｌ２Ｏ３（６０％）、　ＭｇＯ（
３０％）　。

ＺｎＯ（５％）、Ｚｒ０２（２％）、　Ｔｌ０２（３％
）を主成分とする焼鈍分離剤をスラリー塗布した。その
後８５０℃で５０時間の焼鈍により２次再結晶させた後
、１２００℃で５時間乾Ｈ２中で純化焼鈍を施した。

その後鋼板表面上の酸化物を酸洗により除去した後、電
解研磨により鋼板表面を中心線平均粗さ０．１　μｍの
鏡面状態に仕上げた。

その後種々のＰＶＤ法（■マグネトロンスパッタリング
法、■ＥＢ十ＲＦ法、■ＨＣＤ法、■マルティ・アーク
法及び■イオンインプランテーション法）により鋼板表
面上にＴｉＮの薄膜を形成させた（膜厚は０．８〜１．
０　μｍ）。このときの薄膜形成の際の試料温度は２５
０℃、またそのときの試料の引張り張力は０．６　ｋｇ
／ｍｍ２で行った。

表１は製゛品の磁気特性及び薄膜のＸ線回折結果を同時
に示す。

また比較のため現行法による製造法、すなわち脱炭１次
再結晶焼鈍後、鋼板表面上にＭｇＯを主成分とする焼鈍
分離剤をスラリー塗布した後８５０℃で５０時間２次再
結晶させた後、１１８０℃で５時間の乾Ｈ２中で純化焼
鈍させると共に鋼板表面上にフォルステライト被膜を形
成させた。そのときの製品の磁気特性も比較のために同
時に表１に示す。

表１から明らかなように番号■〜■で示したこの発明の
ＰＶＤ法による磁気特性の向上は明白であり、また被膜
のＸ線回折結果からも明らかなようにＴｉＮ被膜中に若
干のＴｉ２Ｎ、　Ｔｉが含有されていても良好な磁気特
性が得られる。

なお、ここでは示さなかったが、ＰＶＤ法がアーク放電
式の場合は３００℃未満の低温での磁気特性改善が不十
分であった。

（作　用） このようにＰＶＤ処理時の温度と引張り荷重による磁気
特性向上の理由は、試料温度が１００℃から１１００℃
の高温下において鋼板を熱的に膨張した状況下で熱膨張
が鋼板と異なり、而も膨張係数の小さいＴｉＮ極薄膜を
形成させることによって、鋼板に弾性引張り張力を効果
的に附与することができるためと考えられる。さらに鋼
板への引張り張力は試料に２ｋｇ／ｍｍ２までの引張り
張力を加えた状態ではさらに鋼板とＴｉＮ極薄膜との間
における張力が増進され磁気特性を効果的に向上させ得
ると考えられる。

この発明による磁気特性の向上は酸化物除去鋼板あるい
は鏡面仕上鋼板のＰＶＤ処理によって付着させた極薄膜
との間に強い密着性を保った状態で強い張力がけい素鋼
板面上に働いて従来比類のない超低鉄損が実現されるの
である。ここで表１から明らかなようにＴｉＮ被膜中に
若干のＴｌ２ＮやＴ１を含有していても磁気特性を十分
向上させることができる。

またこの発明では塑性的な微少歪みの働きを利用するわ
けではないので、熱安定性に何等の問題なくひずみ取り
焼鈍の如き高温の熱履歴の下でも電気・磁気的特性が影
響されるところがない。

なお、仕上焼鈍後の一方向性けい素鋼板は表面上の酸化
物を除去し、あるいはさらに研磨により鏡面状態とした
後で、ＰＶＤ処理することが必要である。

鏡面状態における仕上表面の中心線平均粗さはＲａ≦０
．４μｍの鏡面状態とすることが必要で、Ｒａ〉０．４
μｍのように表面が粗すぎるときは十分な鉄損低減が期
待できない。

酸化物の除去は酸洗等の化学的処理あるいは研削等の機
械的処理等を用いて良く、また前記鏡面状態の形成に際
しては化学研摩、電解研摩あるいはハフ研磨を好適に用
いることができる。

次にこの張力被膜の膜厚は０．００５〜５．０μｍの範
囲が好適であり、０．００５μｍに適さないときは必要
な張力付与に十分寄与し得ない。一方５μｍをこえると
、占積率及び密着性に不利が生じると共に経済的でなく
なる傾向がある。

以上の実験結果は、ＴｉＮよりなる張力被膜について専
ら述べたが張力被膜はこのほかにもＺｒ、　Ｈｆ。

Ｖ、　Ｎｂ、　Ｔａ、　Ｃｒ、　Ｍｏ、　Ｃｏ、　Ｎｉ
、　Ｍｎ、　ＡＩ、　Ｂ及びＳｉの窒化物及び／又は炭
化物並びにＡ１□Ｎｉ、　ｃｌ、　ｗ。

Ｓｉ、　Ｔｉ、　Ｓｎ、　Ｆｅ、　Ｚｒ、　Ｔａ、　Ｃ
ｅおよびＺｎの酸化物のうちから挙げられる少なくとも
１種より主としてなる場合にあっても、ＴｉＮについて
のべたところとほぼ同様な作用効果をあられし、何れも
この発明の目的に適合する。

次にこの発明による、一方向性けい素鋼板の製造工程に
ついて説明する。

出発素材は従来公知の一方向性けい素鋼素材成分、例え
ば ■Ｃ：０．０１〜０．０５％、　Ｓ＋：２．Ｏ〜４，０
％、Ｍｎ　：Ｑ、０１〜０．２％、　ＩＡｏ　：　０．
００３〜Ｏ，１％、Ｓｂ　：　０．００５−０．２％、
　Ｓ又はＳｅの１種あるい２種合計で、０．００５〜０
．０５％を含有する組成■Ｃ：０．０１〜Ｇ、　０８％
、　Ｓｉ：２．０〜４．０％、Ｓ：０．００５〜０．０
５％、Ｎ：０．００１〜０．０１％、Ｓｅｔ　Ａｌ：　
０．０１〜０．０６％、Ｓｎ　：　０．０１〜０．５％
、　Ｃｕ　：　０．０１〜０．３％、Ｍｎ：Ｏ，旧〜０
．２　％を含有する組成■Ｃ：０．旧〜０．０６％、　
Ｓ＋：２．０〜４．０％、Ｓ：０．００５〜０，０５％
、Ｂ　：　０．０００３〜０．００（１４％、Ｎ　：０
．００１〜０．０１％、Ｍｎ：０．０１〜０．２％を含
有する組成 ■Ｉ：：　０．０１〜０．０６％、　Ｓｉ：　２．０〜
４．０％、Ｍｎ　：　０．０１〜０．２％ Ｓ又はＳｅの１種あるいは２種合計で０．００５〜０．
０５％を含有する組成 ■ｃ　：　ｏ、　ｏ１７ｏ、　０５％、Ｓｉ：　２．０
０〜４．０％、Ｍｎ：　　０．０１〜０．２　　％、Ｓ
ｂ：　　０．００５　〜０．２　　％、Ｓ又はＳｅの１
種あるいは２種合計で０．００５〜０．５％を含有す組
成 の如きにおいて適用可能である 次に熱延板は８００〜１１００℃の均一化焼鈍を経て１
回の冷間圧延で最終板厚とする１回冷延法か又は、通常
８５０℃から１０５０℃の中間焼鈍をはさんでさらに冷
延する２回冷延法にて、後者の場合最初の圧下率は５０
％から８０％程度、最終の圧下率は５０％から８５％程
度で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。

その後鋼板表面にＡ　ｊ２２０３．　ＺｒＯあるいはＴ
ｉＯ２゜！、１ｇ［］等を主成分とする焼鈍分離剤を倹
布する。この発明の場合は、フォルステライトが形成さ
れる場合であっても形成されない場合であっても適用可
能である。仕上げ焼鈍後のフォルステライト被膜を形成
させないためにはＡ　ｊｌ’　２０３等の不活性焼鈍分
離剤の含有率を高めることが必要である。

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、通常箱焼鈍によって直ちに１０００
℃以上に昇温し、その温度に保持することによって行わ
れる。

この場合（１１０）　＜００１＞方位に、高度に揃った
２次再結晶粒組織を発達させるためには８２０℃から９
００℃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〜ｂ 鈍でもよい。

２次再結晶焼鈍後の純化焼鈍は、水氷素中で１１００℃
以上で１〜２０時間焼鈍を行って、鋼板の純化を達成す
ることが必要である。

次にこの発明では、純化焼鈍後に鋼板表面の酸化物被膜
を硫酸、硝酸又は弗酸なとの強酸により除去する。また
この酸化物除去は機械研削により行ってもよい。

この除去処理の後の研磨は化学研Ｍあるいは電解研摩、
あ゛るいはハフ研磨による機械的研暦等従来の手法によ
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。

その後、前記温度範囲に鋼板を加熱した後、またさらに
前記の張力を鋼板に２　ｋｇ／＋ｎｍ２までの範囲で付
加し乍らイオンブレーティング若しくはイオンインプラ
ンテーション等のＰＶＤ法により、鋼板表面に張力被膜
を形成させる。該張力被膜の厚みは０．０５〜５μｍ程
度望ましくは０．０５〜１．５μｍが最適である。

このとき使用するイオンブレーティングあるいはイオン
インプランテーション等のＰＶＤ装置、試料加熱及び鋼
板への張力付加方法は従来公知の方法を用いてよい。

またこのときのＰＶＤ法によって形成させた窒化物・炭
化物あるいは酸化物の薄膜被膜は表１から明らかなよう
に主としてこれらのセラミック被膜が含有されていれば
磁気特性を向上させうる。

この方法で加速イオンはＣ，Ｎ、Ｈ，Ａｒ、Ｏなど、ま
た蒸着原子はＴｉ、　Ｎｂ、　Ｓｉ、　Ｍｏ、　Ｆｅ、
　Ｃｏ、　ＡＩ。

Ｎｉ、　Ｃｕ、　Ｗ、　Ｚｎなどがもっとも実用的であ
って、極薄の張力被膜としてはＴｉＮ、　ＴｉＣ，Ｔｉ
（ＣＮ）、　Ａｌ２Ｏ３゜Ｓ　ｌ　３　Ｎ　７．　　Ｓ
　ｒ口、　　：＋Ｉｏ２Ｃ，Ｃｒ２Ｎ、　　ＣｒＮ、　
　　ＺｒＮ、　　　１１ｆＮ、　　Ｎｉｐ。

Ｃｕｂ、　ＣｏＮ、　ＮｂＮ、　ＷＯ，ＺｎＯ，ＢＮ、
　ＡＩＮなどが好適でる。

さら（ご、イオンブレーティングあるいはイオンインプ
ランテーション等のＰＶＤ法により極薄の張力被膜を形
成したあと、これに重ねて、りん酸塩とつロイダルシリ
カとを主成分とする絶縁被膜の塗布焼付を行うことが、
１００万ＫＶ八にも上る大容量トランスの使途において
とくに必要であり、この絶縁性塗布焼付層の形成の如き
は、従来公知の手法を用いて良い。

このイオンプレーテングの際に試料加熱および引張り応
力を加えた状態ではさらに鋼板と極薄膜との間に張力を
増進させることにより磁気特性を効果的に向上させるこ
とができ、この加熱温度は１００〜１１００℃の範囲で
あることが必要であり、また引張り応力は２ｋｇ／　ｍ
ｍ”までを必要とする。２ｋｇ／ｍｍ２をこえると引張
り応力が多くなりすぎて鋼板の歪最′が大きくなるため
逆に磁気特性が劣化し始める。

上記のように処理されたけい素鋼板は平たん化熱処理を
行うことができる。

（実施例） 実施例Ｉ Ｃ：０．０４３％、Ｓｉ：３．４２％、１ｉｌｎ　：　
０．０６６％、Ｍｏ　：　０．０２５％、Ｓｅ　：　０
．０２０％、Ｓｂ　：　０．０２５％を含有する熱延板
を、９００℃で３分間の均−化焼鈍後、９５０　℃の中
間焼鈍をはさんで２回の冷間圧延を行って０．２３ｍｍ
厚の最終冷延板とした。

その後８２０℃の湿水素中で脱炭焼鈍を兼ねた１次再結
晶焼鈍後鋼板表面にＡｌ２Ｏ３（７０％）、　ＭｇＯ（
３０％）を主成分とする焼鈍分離剤を塗布した後８５０
℃で５０時間の２次再結晶焼鈍し、１２００℃で８時間
吃水素中で純化焼鈍を行った。

その後酸洗により酸化被膜を除去後、３％ＨＦと８２０
２液中で化学研磨して鏡面仕上げした。

その後イオンブレーティング装置を用いて１０ＫＶのイ
オン化電圧で３分間イオンブレーティングし膜厚０．８
μｍのＴｉＮ張力絶縁被膜を形成させた。

このときの試料の条件は、鏡面試料温度を２００℃。

また試料への弾性張力は０．８ｋｇ／ｍｍ２　とした。

次にりん酸塩とコロイダルシリカとを主成分とする絶縁
性塗布焼付層を形成し、その後８００℃で２時間のひず
み取り焼鈍を行った。そのときの製品の磁気特性は次の
ようであった。

Ｂ＋ｏ＝１．９２Ｔ、　Ｊｔ７ｓｏ　＝０．６７１’ｌ
／ｋｇ１なおこのときの鋼板表面の被膜のＸ線回折を行
った結果、ＴｉＮが主であったが、それらのピークの中
にＴｉ、ＮとＴｉが若干検出された。

実施例２ Ｃ：０．０５６％、Ｓｉ：３．３８％、Ｍｎ　：　０．
０７２％、ＡＩ：　０．０２６％、Ｓ：０．０２３　％
、Ｎ：０．００６９％、Ｃｕ　：　０．１　％、　Ｓｎ
：０．０５％を含有する熱延板を、１１５０℃で３分間
の均−化焼鈍後急冷処理を行い、その後３００℃の温間
圧延を施して０．２０ｍｍ厚の最終冷延板とした。

その後８５０℃の湿水素中で脱炭焼鈍後、表面にＡ　Ｒ
２０３（８０％）、　ＭｇＯ（２０％）を主成分とする
焼鈍分離剤を塗布゛した後８５０℃から１１５０℃まで
８℃／ｈｒで昇温しで２次再結晶させた後、１２００℃
で８時間乾水素中で純化焼鈍を行った。

その後酸洗により酸化物被膜を除去し、ついで３％ＨＦ
と８２０□液中で化学研磨して鏡面仕」二げした。

その後イオンインプランテーション装置を用いて、試料
温度１５０℃で鋼板に１．、５ｋｇ／ｍｍ２の弾性張力
を加えながらＴ　ｉ　Ｎの薄膜（０，７μｍ厚）を鏡面
表面上に形成させ、次にりん酸塩とコロイダルシリカと
を主成分とする絶縁性塗布焼付層を形成させた後、８０
０℃で２時間のひずみ取り焼鈍を行った。

また試料の一部は張力なしの状態で同様の実験を行った
。

そのときの製品の磁気特性は次のとおりであった。

・張力なし　　Ｂ＋ｏ＝１．９４Ｔ、　Ｗ＋ｔ７ｓｏ　
−０，７２Ｗ／ｋｇ。

弓、　５ｋｇｆ／ｍｍ２ 張力　　　　Ｂ＋ｏ＝１．９５Ｔ、　Ｗ＋１７ｓｏ　＝
０．６３Ｗ／ｋｇ。

なお鋼板表面の張力被膜のＸ線回折を行った結果、Ｔｉ
Ｎのみが検出された。

実施例３ Ｃ：０．０４４％、Ｓｉ：３，４３％、Ｍｎ　：　０．
０６４％、Ｍｏ　：　０．０２６％、Ｓｅ　：　０．０
２３％、ｓｂ　：　０．０２５％を含有する熱延板を、
９００℃で３分間の均−化焼鈍後、９５０℃の中間焼鈍
をはさんで２回の冷間圧延を行って０．２０ｍｍ厚の最
終冷延板とした。

その後８００℃の湿水素中で脱炭焼鈍後、鋼板表面にＡ
　１２２０３　（６０％）、Ｍｇ０（２５％）、Ｚｎ０
（１５％）を主成分とする焼鈍分離剤を塗布した後８５
０　ｔで５０時間の２次再結晶焼鈍し、１１８０℃で１
００時間乾水素中純化焼鈍を行った。

その後酸洗により鋼板表面の酸化物被膜を除去後、３％
ＨＦとＨ２Ｏ。液中で化学研磨して鏡面に仕上げた。

その後イオンブレーティングにより試料表面温度３５０
℃、試料引張り荷重０．９ｋｇ／ｍｍ２でＴｉ’Ｎの薄
膜（０，５μｍ厚）を形成させた。その中の１部の試料
は荷重をかけないで同様のＴｉＮ　（０，５μｍ厚）を
形成した。そのときの製品の磁気特性は次のようであっ
た。

・荷重なし　　Ｂ＋ｏ＝１．９１Ｔ、　Ｗ＋ｙｓｏ　”
０．７２Ｗ／ｋｇ−・０．９Ｊ／ｍｎｉ’ の荷重　　　ＢＩＯ＝１．９２Ｔ、　ＷＩ７１５Ｇ　＝
０．６３Ｗ／ｋＬなお鋼板表面上の張力被膜のＸ線回折
の結果、鋼板表面には大部分がＴｉＮのみピークと若干
Ｔｉのピークが検出された。

実施例４ Ｃ：０．０４８％、　ｓｉ　：３．４１％、　Ｍｎ　：
０．０６８％。

）ｔｏ　：　０．０２５％、　Ｓｅ　：　０．０２３％
、　Ｓｂ　：０．０２５％を含有する熱延板を、９００
℃で３分間の均−化焼鈍後、９５０℃の中間焼鈍をはさ
んで２回の冷間圧延を施して０．２０［＋１１１１厚の
最終冷延板とした。

その後８２０℃で湿水素中で脱炭焼鈍後、鋼板表面にＡ
１□０３　（７０％）、　ＭｇＯ（３０％）を主成分と
する焼鈍分離剤を塗布した後８５０℃で５０時間の２次
再結晶焼鈍し、１２００℃で８時間乾水素中で鈍化焼鈍
を行った。

その後酸洗により酸化物被膜を除去後、３％ＨＦと１１
２０２液中で化学研磨して鏡面仕上げした。

その後イオンプレーテング装置を用いてＩＯＫνのイオ
ン化電圧で３分間イオンブレーティングし膜厚０，５μ
ｍのＴＡＮ張力絶縁被膜を形成させた。このときの試料
の条件は、鏡面試料温度を６００℃、また試料への弾性
張力は０．８　ｋｇ／ｎｕｎ２　とした。

次にりん酸塩とコロイダルシリカを主成分とする絶縁性
塗布焼付層を形成し、その後８ｏｏ℃で２時間のひずみ
取り焼鈍を行った。そのときの製品の磁気特性は次のよ
うであった。

ＢＩＯ＝１．９２Ｔ、　Ｗ＋７１５０　＝０．６６１’
ｌ／ｋｇ１実施例５ Ｃ：０．０５８％、Ｓｉ：３．３５％、）、ｌｎ　：　
０．０８０％、Ａｔ　　：０．０２５　％、Ｓ：０．０
２８％、Ｎ　：　０．００６８％、Ｃｕ：０．１％、　
Ｓｎ：０．０５％を含有する熱延板を、１１５０℃で３
分間の均−化焼鈍後急冷処理を行い、その後３００℃の
温間圧延を施して０．２０ｍｍ厚の最終冷延板とした。

その後８５０℃の湿水素中で脱炭焼鈍後、表面にＡｌ２
Ｏ２（８０％）、Ｍｇ０（２０％）を主成分とする焼鈍
分離剤を塗布した後８５０℃から１１．５０ｔ：まで８
℃／ｈｒで昇温しで２次再結晶させた後、１２００　ｔ
で８時間乾水素中で純化焼鈍を行った。

その後酸゛洗により酸化物被膜を除去し、ついで３％Ｈ
Ｆと１４２０゜液中て化学研磨して鏡面仕上げした。

その後イオンインプランテーション装置を用いて、試料
温度９００℃で鋼板に０．５ｋｇ／ｍｍ２の弾性張力を
加えなからＴｉＮの薄膜（０，７μｍ厚）を鏡面表面上
に形成させ、次にりん酸塩とコロイダルシリカとを主成
分とする絶縁性塗布焼付層を形成させた後、８００℃で
２時間のひずみ取り焼鈍を行った。

また試料の一部は張力なしの状態で同様の実験を行った
。

そのときの製品の磁気特性は次のとおりであった。

・張力なし　　８１０＝１．９４Ｔ、　Ｗ、７／Ｓｏ　
＝０．６９ｆす７ｋｇ。

−０，５ｋｇ／ｍｆ１１２ 張力　　　　Ｂ、０＝１．９５Ｔ、　Ｗ＋７／Ｓｏ　＝
０．６４Ｗ／ｋｇ。

実施例６ Ｃ：０．０４８％、Ｓｉ：３．４０％、Ｍｎ　：　０．
０６２％、ＭＯ：０゜０２６　％、　Ｓｅ　　：　０．
０２２　　％、　Ｓｂ　　二Ｏ，０２５％を含有する熱
延板を、９００℃で３分間の均一化焼鈍後、９５０℃の
中間焼鈍をはさんで２回の冷間圧延を行って０．２０ｍ
ｍ厚の最終冷延板とした。

その後８００℃の湿水素中で脱、炭焼鈍後、鋼板表面に
Ａ　ｐ　２ｏ３（６０％）、　ＭｇＯ（２５％）、Ｚｎ
０（１５％）を主成分とする焼鈍分離剤を塗布した後８
５０℃で５０時間の２次再結晶焼鈍し、１１８０℃で１
０時間乾水素中で純化焼鈍を行った。

その後酸洗により鋼板表面の酸化物被膜を除去後、３％
ＨＦとＨ２Ｏ２液中で化学研磨して鏡面に仕上げた。

その後イオンインプランテーションにより試料表面温度
８００℃、試料引張り荷重Ｑ、　９ｋｚ／ｍｍ２でＴｉ
Ｎの薄膜（０，５μｍ厚）を形成させた。その中の１部
の試料は荷重をかけないで同様のＴｉＮ　（０，５μｍ
厚）を形成した。そのときの製品の磁気特性は次のよう
であった。

・荷重なし　　Ｂ＋ｏ＝１．９１Ｔ、　Ｗ＋７１５０　
＝０．６９Ｗ／ｋｇ、・０．９ｋｇ／ｍｍ２ の荷重　　　Ｂ＋ｏ＝１．９２Ｔ、　Ｗ＋７ｙ５ｏ　＝
０．６５１’ｌ／ｋｇ、実施例７ Ｃ：０．０４４％、　Ｓｉ　：３．３８％、　Ｍｎ　：
０．０６２％。

Ｍｏ　：　０．０２５％、　Ｓｅ　：　０．０２４％、
　Ｓｂ：０．０２５％を含有する熱延板を、９００℃で
３分間の均一化焼鈍後、９５０℃の中間焼鈍をはさんで
２回の冷間圧延を施して０．２０ｍｍ厚の最終冷延板と
した。

その後８２０℃で湿水素中で脱炭焼鈍後、鋼板表面にＡ
　ｆｉ　、０３（７０％）、Ｍｇ０（２５％）、ＺｎＯ
（４％）、Ｔ１０２（１％）を主成分とする焼鈍分離剤
を塗布した後８５０℃で５０時間の２次再結晶焼鈍し、
１１８０℃で１０時間乾水素中で純化焼鈍を行った。

その後軽酸洗により鋼板表面の酸化物被膜を除去後、３
％ｌ（Ｆと８２０２液中で化学研磨して鏡面に仕上げた
。

その後イオンプレーテングにより、試料表面温度約７０
０　℃、試料引張り荷重０．５ｋｇ／　ｍｍ２　てＢＮ
。

Ｓｉ３Ｎ４．２ｒＮ、　ＡＩＮの窒化物およびＴｉＣの
炭化物、また試料引張り荷重０．３ｋｇ／ｍｍ２でＳｉ
ｎ、ＺｒＣの炭化物およびＺｒＯ，Ｓｉ（］２．　ＡＩ
□［１３の酸化物試料温度４００℃、試料引張り荷重１
．Ｏｋｇ／ｍｍ２でＨｆＮ、　　ＮｂＮ、　Ｍｎ２Ｎ。

ＭＯ２Ｎ、　ＶＮの窒化物、Ｃｒ７Ｃ３，ＨｆＣ，Ｎｉ
Ｃ，ＮｂＣの炭化物さらに、ＺｎＯ，Ｆｅ５０．及びＺ
ｒＯの酸化物よりなる張力被膜を形成させた。その後リ
ン酸塩とコロイダルシリカを主成分とするコーチイン処
理を行った。表２にはそのときの製品の磁気特性をまど
めて示す。

（発明の効果） 第１〜第８各発明とも、有効な張力の導入によって、鉄
損の著しい飛躍的な改善が遂げられる。

【図面の簡単な説明】

第１図は鏡面仕上した表面に、イオンプレーテングを施
すときの試料温度と引張り荷重による磁気特性の影響を
示す図表である。 特許出願人　川崎製鉄株式会社　　　　ヒ翅 第１図

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １、仕上焼鈍後の一方向性けい素鋼板表面上の酸化物を
   除去後、該鋼板を１００〜１１００℃に加熱しその加熱
   下に、ＰＶＤ処理によって、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎ
   ｂ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｂ及
   びＳｉの窒化物及び／又は炭化物並びにＡｌ、Ｎｉ、Ｃ
   ｕ、Ｗ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｓｎ、Ｆｅ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｃｅ及
   びＺｎの酸化物のうちから選ばれる少なくとも１種から
   主としてなり、それらの地鉄との混合相を介し鋼板表面
   と強固に被着した、張力被膜を鋼板表面に形成させるこ
   とを特徴とする超低鉄損一方向性けい素鋼板の製造方法
   。 ２、仕上焼鈍後の一方向性けい素鋼板表面上の酸化物を
   除去後、該鋼板を１００〜１１００℃に加熱しその加熱
   下に、ＰＶＤ処理によって、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎ
   ｂ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｂ及
   びＳｉの窒化物及び／又は炭化物並びにＡｌ、Ｎｉ、Ｃ
   ｕ、Ｗ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｓｎ、Ｆｅ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｃｅ及
   びＺｎの酸化物のうちから選ばれる少なくとも１種から
   主としてなり、それらの地鉄との混合相を介し鋼板表面
   と強固に被着した、張力被膜を鋼板表面に形成させ、こ
   の張力被膜上へさらに、りん酸塩とコロイダルシリカを
   主成分とする絶縁被膜を被成させることを特徴とする、
   超低鉄損一方向性けい素鋼板の製造方法。 ３、仕上焼鈍後の一方向性けい素鋼板表面上の酸化物を
   除去後、該鋼板を１００〜１１００℃に加熱しその加熱
   下該鋼板に２ｋｇ／ｍｍ＾２以下の弾性張力を加え乍ら
   、ＰＶＤ処理によって、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、
   Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｂ及びＳ
   ｉの窒化物及び／又は炭化物並びにＡｌ、Ｎｉ、Ｃｕ、
   Ｗ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｓｎ、Ｆｅ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｃｅ及びＺ
   ｎの酸化物のうちから選ばれる少なくとも１種から主と
   してなり、それらの地鉄との混合相を介し鋼板表面と強
   固に被着した、張力被膜を鋼板表面に形成させることを
   特徴とする超低鉄損一方向性けい素鋼板の製造方法。 ４、仕上焼鈍後の一方向性けい素鋼板表面上の酸化物を
   除去後、該鋼板を１００〜１１００℃に加熱しその加熱
   下に該鋼板に２ｋｇ／ｍｍ＾２以下の弾性張力を加え乍
   ら、ＰＶＤ処理によって、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ
   、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｂ及び
   Ｓｉの窒化物及び／又は炭化物並びにＡｌ、Ｎｉ、Ｃｕ
   、Ｗ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｓｎ、Ｆｅ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｃｅ及び
   Ｚｎの酸化物のうちから選ばれる少なくとも１種から主
   としてなり、それらの地鉄との混合相を介し鋼板表面と
   強固に被着した、張力被膜を鋼板表面に形成させ、この
   張力被膜へ上へさらに、りん酸塩とコロイダルシリカを
   主成分とする絶縁被膜を被成させることを特徴とする超
   低鉄損一方向性けい素鋼板の製造方法。 ５、仕上焼鈍後の一方向性けい素鋼板の酸化物を除去後
   、研磨により中心線平均粗さ０．４μｍ以下の鏡面状態
   に仕上げた後該鋼板を１００〜１１００℃に加熱しその
   加熱下に、ＰＶＤ処理によって、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ
   、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ａｌ、
   Ｂ及びＳｉの窒化物及び／又は炭化物並びにＡｌ、Ｎｉ
   、Ｃｕ、Ｗ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｓｎ、Ｆｅ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｃ
   ｅ及びＺｎの酸化物のうちから選ばれる少なくとも１種
   から主としてなり、それらの地鉄との混合相を介し仕上
   げ表面と強固に被着した、張力被膜を鋼板表面に形成さ
   せることを特徴とする超低鉄損一方向性けい素鋼板の製
   造方法。 ６、仕上焼鈍後の一方向性けい素鋼板の酸化物を除去後
   、研磨により中心線平均粗さ０．４μｍ以下の鏡面状態
   に仕上げた後該鋼板を１００〜１１００℃に加熱しその
   加熱下に、ＰＶＤ処理によって、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ
   、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ａｌ、
   Ｂ、及びＳｉの窒化物及び／又は炭化物並びにＡｌ、Ｎ
   ｉ、Ｃｕ、Ｗ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｓｎ、Ｆｅ、Ｚｒ、Ｔａ、
   Ｃｅ及びＺｎの酸化物のうちから選ばれる少なくとも１
   種から主としてなり、それらの地鉄との混合相を介し仕
   上げ表面と強固に被着した、張力被膜を鋼板表面に形成
   させ、この張力被膜上へさらに、りん酸塩とコロイダル
   シリカを主成分とする絶縁被膜を被成させることを特徴
   とする超低鉄損一方向性けい素鋼板の製造方法。 ７、仕上焼鈍後の一方向性けい素鋼板の酸化物を除去後
   、研磨により中心線平均粗さ０．４μｍ以下の鏡面状態
   に仕上げた後該鋼板を１００〜１１００℃に加熱しその
   加熱下該鋼板に２ｋｇ／ｍｍ＾２以下の弾性張力を加え
   乍ら、ＰＶＤ処理によって、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎ
   ｂ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｂ及
   びＳｉの窒化物及び／又は炭化物並びにＡｌ、Ｎｉ、Ｃ
   ｕ、Ｗ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｓｎ、Ｆｅ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｃｅ及
   びＺｎの酸化物のうちから選ばれる少なくとも１種から
   主としてなり、それらの地鉄との混合相を介し仕上げ表
   面と強固に被着した、張力被膜を鋼板表面に形成させる
   ことを特徴とする超低鉄損一方向性けい素鋼板の製造方
   法。 ８、仕上焼鈍後の一方向性けい素鋼板の酸化物を除去後
   、研磨により中心線平均粗さ０．４μｍ以下の鏡面状態
   に仕上げた後該鋼板を１００〜１１００℃に加熱し、そ
   の加熱下該鋼板に２ｋｇ／ｍｍ＾２以下の弾性張力を加
   え乍ら、ＰＶＤ処理によって、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、
   Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｂ
   及びＳｉの窒化物及び／又は炭化物並びにＡｌ、Ｎｉ、
   Ｃｕ、Ｗ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｓｎ、Ｆｅ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｃｅ
   及びＺｎの酸化物のうちから選ばれる少なくとも１種か
   ら主としてなり、それらの地鉄との混合相を介し鋼板表
   面と強固に被着した、張力被膜を鋼板表面に形成させ、
   この張力被膜上へさらに、りん酸塩とコロイダルシリカ
   を主成分とする絶縁被膜を被成させることを特徴とする
   超低鉄損一方向性けい素鋼板の製造方法。 の製造方法。