JPS63216945A - 二方向性珪素鋼単結晶板または粗大結晶粒板 - 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〕 本発明は、優れた磁化特性と低い鉄損値をもつ二方向性
珪素鋼単結晶板または粗大結晶粒板に関する。

〔従来の技術と問題点〕

方向性珪素鋼板は主としてトランス、その他の電気機器
のコア材料として使用されるので、磁化特性と鉄１員特
性が重要である。

珪素鋼板は９通常は２次再結晶過程を経る冷延・再結晶
プロセスの組み合わせにより製造され。

圧延方向に磁化容易軸の＜　１００　＞軸を略々有する
２次結晶粒からなる。これには、圧延方向だけに＜１０
０＞軸をもつ（１１０）　（００１）型の一方向性珪素
鋼板と、圧延方向およびこれと直交する方向に＜　１０
０　＞軸を有する（１００）　（００１）型の二方向性
珪素鋼板が周知である。いずれにしても、方向性珪素ｍ
板は９３！Ａは２次再結晶組織からなり、その（１１０
）　（００１）方位、　（１００）　（００１）方位の
集積度を高めることにより磁化特性は理論値に向けて向
上する。この場合、二方向性珪素鋼板を工業的に製造す
ることは困難であることから一方向性珪素鋼板がもっば
ら製造され使用されている。

一方、単結晶板であれば２例えば磁化容易軸である＜　
１００　＞軸を圧延方向にもつ単一の単結晶からなる単
結晶板であれば、磁化特性は理論値に近いものが得られ
１例えば圧延方向における１０エルステッドの磁束密度
Ｂ１０が２００００ガウス前後の値を示す高磁束密度の
二方向性珪素鋼板となる。また単一の単結晶のみならず
２例えば面内直径が１００以上の結晶群からなる粗大結
晶粒板であっても各単結晶の面内直径が大きいものであ
ればあるほど各単結晶の方位の集積度を高めれば、やは
り高磁束密度の二方向性珪素鋼板が得られる。後記に詳
述するが２本発明のように１０エルステッドの磁束密度
Ｂ１０が１８５００ガウスを超えるような高磁束密度の
二方向性珪素鋼板を得るには結晶粒の面内直径が１０ｍ
ｍ以上を必要とする。

しかし、このような単結晶板および粗大結晶粒板のよう
に結晶粒が大きなものでは鉄損値が高くなる。すなわち
、磁化特性の向上と鉄損特性の向上に対する冶金学的対
応は一面で矛盾したものである。特に磁化特性の極限を
追求するため特殊な製造法によって（１００）　（００
１）型方位の単結晶板を用いる場合には、高い磁化特性
が得られる代わりに鉄損特性は逆に最悪となる。

今、全鉄損値を基本的な面から解析すると次の様になる
。

ヒステレシス損 ■結晶方位（Ｂ１０特性） ■純度（特にＣ，Ｎ、Ｓ、Ｏ） ■内部歪 古典的渦電流損 ■比電気抵抗（Ｓｔ量） ■板厚 異常渦電流損 ■磁区中　（結晶粒度） ■弾性張力 ■スクラッチ効果 本発明者らによる（１１０）　（００１）方位の方向性
珪素ｔ！４板に関する研究（例えばＣｈａｒａ’ｃｔｅ
Ｂｓｔｉｃｓｏｆ　Ｍａｇｎｅｔｉｃ　Ｐｒｏｐｅｒｔ
ｉｅｓ　ｏｆ　Ｇｒａｉｎ　０ｒｉｅｎｔｅｄ　５ｉ−
Ｆｅ　ｗｉｔｈ　Ｈｉｇｈ　Ｐｅｒｍｅａｂｉｌｉｔｙ
、　　Ｊｏｕｎａｌ　ｏｆ　ＡｐｐｌｉｅｄＰｈｙｓｉ
ｃｓ、νｏ１．４０．　Ｎｏ、３．１９６９．）によれ
ば、ヒステレシス損は結晶方位の集積度すなわち磁化特
性Ｂ１０が高くなると直線的に低下し、理論値すなわち
（１１０）　（００１）型単結晶において最も低くなる
。

この事実は（１００）　（００１）方位の二方向性珪素
鋼板においても同様である。しかし、一方で集積度の向
上は結晶粒の粗大化をもたらし、これが異常渦電流損の
増加を招き、理論方位の単結晶において最高となる。

珪素調板の純度がヒステレシス損に及ぼす影響について
は古くから公知の事実であり、ここでは述べないが、特
にＣ，Ｎ、Ｓ、Ｏ等の不純物を出来る限り低くしないと
いけない。

内部歪がヒステレシス損に及ぼす影響についても古くか
ら知られた公知の事実であり、珪素鋼板に限らず磁性材
料一般においては、加工、即ち切断、スリット、打ち抜
き、鉄心捲き加工等の後で歪取焼鈍を行うのはこのため
である。

以上の要因をもとにヒステレシス損は次の式で表される
。

古典的渦流損は珪素鋼板内の磁化が一様に変化するとし
て計算されたもので次の式で表される。

６　ρ　Ｃ２ 実用単位式では。

ｄ２　ｆｔ　３％ ＷｃＬ　＝０．１６４５□ ρ　Ｄ ただし、　　ｄｉ板厚、ｆ；周波数、Ｂ、；磁束密度ρ
；比抵抗＋Ｄｉ密度。

したがって、渦電流損を下げるには、材料面での対策と
しては比抵抗ρを高＜シ、板厚ｄを薄くする。Ｓｔ含有
量を出来る限り高くするのはρを高くするためであるが
、Ｓｔが４％を超えると冷延が出来ないので、これ以上
は増やせない０本発明者らの研究（↑ｈｅ　Ｄｅｖｅｌ
ｏｐｅｍｅｎｔ　ｏｆ　Ｇｒａｉｎ　０ｒｉ−ｅｎｔｅ
ｄ　　５ｉｌｉｃｏｎ　　５ｔｅｅｌ　　ｗｉｔｈ　　
Ｈｉｇｈ　　Ｐｅｒｍｅａｂｉｉｉｔｙ。

Ｊｏｕｒｎａｌ　　ｏｒ　　ＭａｇｎｅｔｉＳｍ　　ａ
ｎｄ　　Ｍａｇｎｅｔｉｃ　　Ｍａｔｅｒｉａｌｓ２（
１９７６）、　１２１．）においても鉄損値に対するＳ
ｉの効果および板厚の効果は明らかにされている。

次に渦電流損失を、珪素鋼板内の磁化が磁壁の移動によ
って進むと考えて計算すると次の式で示される。

２Ｌｆ＋−〇！ Ｖ；磁壁の移動速度、２シ；　磁区の巾、Ｃ；光速。

これを実用単位式で示すと。

ＷＰＩ−１，６２８Ｗｃ１（２Ｌ／ｄ）　　　−・・２
Ｌ／ｄ＞　１となり、　２Ｌ／ｄが１より大きい場合は
渦電流ｔ！４　Ｗ　ｐ　ｍは古典的に与えられた渦電流
損ＷｃＬの１　、６３　（２Ｌ／ｄ）倍となる０Ｍ１区
の巾が限りなく小さくなると異常渦電流損が零に近づき
ＷＰ、はＷｃＬに一致する。つまり、異常渦電流損は磁
区に帰因するもので、鉄損の減少のためには磁区の巾を
小さくせねばならない。

これは、現象的には結晶粒度の微細化が大きな効果をも
つ、この点は１本発明者らによる（１１０）（００１）
方位の方向性珪素鋼板に関する研究（同上Ｊｏｕｒｎａ
ｌ　ｏｆ　Ｍａｇｎｅｔｉｓｍ　ａｎｄ　Ｍａｇｎｅ目
ｃ　Ｍａｔｅｒｉａｌｓ２（１９７６）、　１２１．）
でも明らかにされており、この事実は（１００）　（０
０１）方位の二方向性珪素鋼板においても同様である。

しかし、前述のように、結晶粒の微細化は磁化特性の劣
下につながる傾向が強いため、高集積度の粗大結晶であ
っても尚異常渦流損を少なくする各種の方法が考えられ
てきた０例えば特公昭５日−５９６８号公報では上記の
方向性珪素鋼板の表面に小球を押圧して深さ５μ以下の
凹みを形成することにより歪を付与し磁区の細分化を行
うことを提案し、また特公昭５８−２６４１０号公報で
は同上鋼板の表面にレーザー照射による痕跡を少なくと
も−ケ形成せしめて磁区細分化により鉄損を低くするこ
とを提案している。また、古くはＵ　Ｓ　Ｐ２，２３４
，９６８号やＵ　Ｓ　Ｐ３，６４７，５７５号のように
ブラシによる５ｕｒｆａｃｅ　ａｂｒａｓｉｏｎやカッ
ターによるｇｒｏｏｖｉｎｇで磁歪や鉄損値を下げる方
法が提案されている。これらはいずれも磁区を細分化す
ることにより磁気特性を向上させるのがねらいである。

また、結晶表面に弾性張力を付与することもを効である
０例えば本発明者らの方向性珪素鋼板に関する研究（Ｍ
ａｇｎｅｔｉｃ　Ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ　ｏｆ　Ｇｒａ
ｉｎ　０ｒｉ−ｅｎｔｅｄ　　５ｉｌｉｃｏｎ　　５ｔ
ｅｅｌ　　　ｗｉｔｈ　　Ｈｌｇｈ　　Ｐｅｒｓ＋ｅａ
ｂｉｌｉｔｙＯｒｉｅｎｔｃｏｒｅ　ＩＩ−Ｂ、　ＩＥ
ＥＥＴｒａｎｓ、ｏｎ　Ｍａｇｎｅｔｉｃｓ　Ｖｏｌ。

ＭＡＧ−８，Ｎｏ、３．　Ｓｅｐ、１９７２．６７７、
）によれば、結晶方位が理論値に近づく場合（単結晶の
場合）弾性張力効果が１．５ｋｇ／ｍｓ’以上であれば
全鉄損値が半分以下に減少する。また由来等の研究（一
方向性珪素ａｔ板の鉄損、応用物理、第４７巻、第２号
（１９７８）　。

１５６）によれば（１１０）　（００１）型の高集積度
、粗大結晶粒の珪素鋼板においてスクラッチ方式により
５ｕｒｆａｃｅ　Ａｂｒａｓｉｏｎが全鉄損を大巾に向
上させ、これが張力効果と相まって著しく磁区中を小さ
くしていることが証明された。また、野澤等の研究（Ｐ
ｒｏｄｕｃｔｉｏｎ　ｏｆ　ＳｉｎｇｌｅＣｒｙｓｔａ
ｌ　３χ３ｉ−ｐｅＳｈｅｓｔｗｉｔｈ　０ｒｉｅｎｔ
ａｔｉｏｎ　Ｎｅａｒ（１１０）　（００１）　、　Ｊ
ｏｕｒｎａｌｏｆ　Ｍａｇｎｅｔｉｚｍ　ａｎｄ　Ｈａ
ｇ、　Ｍａｔｅｒｉａｌｓ　５Ｂ（１９８６）　６７、
）によってもこの磁区の変化と磁気特性との関係が明ら
かにされた。

以上のような考え方に基づき、現在市販の方向性珪素鋼
板は製造プロセスの最終仕上焼鈍で生成するグラス皮膜
と張力コーテング（例えば特開昭４８−３９３３８号公
報）とによって弾性張力効果が与えられ、また一部は特
公昭５８−２６４１０号公報に提案されたようなレーザ
ー照射によるスクラッチ効果として機械的磁区制御が行
われているのである。これは二方向性珪素鋼板において
も同様の効果が認められる。

〔発明が解決しようとする問題点〕

上記のようにして得られた低鉄損材料も焼鈍すると磁区
の細分化効果が失われ１例えば方向性珪素鋼板を用いて
擾鉄心を製造する場合や二方向性珪素鋼板を用いて打抜
き鉄心を製造する場合の歪取り焼鈍では鉄損改善効果が
消失してしまう問題がある。

さらに、近年では省エネルギーの観点から珪素ｗＪ板の
鉄損を改善する一般的な方法として板厚を薄くする傾向
にあり、従って積層鉄心を構成する場合に全体積に占め
る珪素鋼板自身の体積即ち占有率が低下する問題がある
。　ＪＩＳＣ−２５５３ではこの占打率を０．３５ｍ−
厚で９５％以上、　０．３０ｍ＋＊厚で９４％以上と定
めているが、最近は０．２８ｍ−厚、　０．２３ｍｍ厚
。

０．１８ｍ５厚、　０．１５＋ｗｍ厚と薄手化してきて
おり、これら薄手に対しても９４％以上の占有率が確保
出来れば鉄心の小型化に極めて有利となる。

また、従来の方向性珪素鋼板や二方向性珪素鋼板では鉄
心に積層する場合の眉間抵抗を確保するため、製造プロ
セスの最後に行われる仕上焼鈍で生成するセラミックス
系のグラス皮膜に加え、燐酸系、燐酸−クロム酸系の絶
縁コーティングを付加するのが普通であるが、これらコ
ーティングの眉間抵抗は歪取り焼鈍後にかなり劣下する
ことが確認されている。

例えば 燐酸系　　燐酸＋クロム酸系 グラス被覆まま　数Ω−ｃｍ″／枚　　数Ω−ｃｍ”７
枚コーテイング後　５０Ω−ｃｍ”１枚　　１０Ω−０
１１１７枚歪取焼鈍（Ｎ、）後１００Ω−ｃ−８／枚　
　ｌＯΩ−ｃｉ／枚同（Ｎｚ＋Ｈｔ）後　５．０Ω−ｃ
ｍ”１枚　　Ｏ〜５０Ω−ｃＩｌｔ／枚占有率　　　　
　９７％　　　　　　　９７％となっており、特にＨ２
雰囲気中での劣下が目立つ（注；歪取焼鈍は８００℃ｘ
４Ｈｒｓ）　＊更に、従来の方向性珪素鋼板や二方向性
珪素調板では仕上焼鈍前に主としてマグネシア粉からな
る焼付防止剤を塗布して珪素鋼板表面にシリカ膜と反応
して生ずるグラス皮膜を生成させ、これによって鋼板表
面に張力効果を付与しているが、高集積度の粗大結晶粒
を得る場合には（単結晶の場合も同様）、粗大結晶粒で
あるが故に悪化する異常渦電流損を解決する弾性張力を
生むためのグラス皮膜の生成を同時に好ましい方向に起
こさせることは非常に困難であることがわかってきた。

このようなことから、将来の方向としては。

仕上焼鈍では（１００）　（００１）型の高集積度粗大
結晶粒の生成、および仕上焼鈍後に鉄損値、特に異常渦
電流損を最低にするに必要十分な磁区制御効果の付与、
の２つに分離することが考えられる。

この場合、磁区制御効果の付与は出来得れば唯一回の工
程で行えることが望ましく、シかも層間絶縁抵抗、鉄損
共に歪取焼鈍に耐えられる性能を与え得ることか望まし
い。

本発明は以上のような二方向性珪素鋼板に関する技術的
背景並びに問題点と要望に立脚してなされたものである
。

〔問題点を解決する手段〕

本発明者らは前記を目的として系統的な研究を行ってき
たが、ここに、高集積度の粗大結晶粒の。

極端な場合には単結晶の、異常渦電流損を低下させる対
策、即ち、磁区の巾を減少させる対策は。

■結晶方向性、■弾性張力効果１■機械的磁区制御の３
つの７因の組み合わせであることを見出した。特に結晶
方向性（つまり磁化特性）が良好な場合に弾性張力効果
と機械的磁区制御による異常渦電流損の低下効果が顕著
に現れることを見出した、すなわち、■十〇、■十〇＋
■の組み合わせによって異常渦電流損の低下効果が顕著
に現れることがわかった。このような知見事実に基づき
本発明は、（１）圧延方向並びにこれと直角方向の両方
向に実質的に＜　１００　＞軸をもつ二方向性珪素鋼板
であって、該鋼板が一つの単結晶からなるかまたは平均
１０ｍｍ以上の面内直径をもつ粗大結晶粒からなり且つ
圧延方向並びにこれと直角方向における１０エルステッ
ドの磁束密度Ｂ１０が１８５００力ウス以上である二方
向性珪素鋼単結晶板または粗大結晶粒板の表面に、　１
０ｋｇ／！Ｉ１１”以下の弾性張力をもつ厚さが１０μ
以下の金属化合物のドライコーティング層を形成させて
なる二方向性珪素鋼単結晶板または粗大結晶粒板、（２
）圧延方向並びにこれと直角方向の両方向に実質的に＜
　１００　＞軸をもつ二方向性珪素鋼板であって、該鋼
板が一つの単結晶からなるかまたは平均１０＋ｗ＠以上
の面内直径をもつ粗大結晶粒からなり且つ圧延方向並び
にこれと直角方向における１０エルステッドの磁束密度
Ｂ、・が１８５００力ウス以上である二方向性珪素鋼単
結晶板または粗大結晶粒板の表面に、該鋼板の圧延方向
とは直交する方向に狭間隔の線状疵を付与したうえで＋
　１０ｋｇ／Ｉａｍ”以下の弾性張力をもつ厚さが１０
μ以下の金属化合物のドライコーティング層を形成させ
てなる二方向性珪素鋼単結晶板または粗大結晶粒板、お
よび（３）圧延方向並びにこれと直角方向の両方向に実
質的に＜　１００　＞軸をもつ二方向性珪素鋼板であり
で、該綱板が一つの単結晶からなるかまたは平均１ＯＩ
ｌｌ１以上の面内直径をもつ粗大結晶粒からなり且つ圧
延方向並びにこれと直角方向における１０エルステッド
の磁束密度Ｂ１０が１８５００力ウス以上である二方向
性珪素鋼単結晶板または粗大結晶粒板の表面に、　１０
ｋｇ／ｍｍ２以下の弾性張力をもつ厚さが１０μ以下の
金属化合物のドライコーティング層を形成させたうえで
、該鋼板の圧延方向とは直交する方向に狭間隔の線状疵
を付与してなる二方向性珪素鋼単結晶板または粗大結晶
粒板。

を提供するものである。

以下に本発明の内容を具体的に説明する。

本発明では、先ず第一に極めて優れた結晶方向性（磁化
特性）の二方向性珪素鋼板素材を対象とする。具体的に
は圧延方向並びにこれと直角方向の両方向に実質的に＜
　ｉｏｏ　＞軸をもつ二方向性珪素鋼板であって、該鋼
板が一つの単結晶からなるかまたは平均１０ｍｍ以上の
面内直径をもつ粗大結晶粒からなり且つ圧延方向におけ
る１０エルステッドの磁束密度Ｂ、が１８５００力ウス
以上である二方向性珪素鋼単結晶板または粗大結晶粒板
素材を対象とする。

このような鋼板素材自体の製造は本発明者らが既に提案
した方法、特公昭３５−２６５７号公報、特公昭３５−
１７２０８号公報、特公昭３８−１４５９号公報の方法
によって製造可能であるが、更に究極の結晶方向性（単
結晶板）を目標とする場合には米国特許第２．７００，
００６号明細書（連続焼鈍法による単結晶鋼帯の製造法
）に示される技術、或いは前述の野澤らによる方法（箱
焼鈍力による粗大結晶粒鋼帯の製造力）と組み合わせる
ことにより可能である。

例えば、特公昭３５−２６５７号公報、特公昭３５−１
７２０８号公報、特公昭３８−１４５９号公報に示され
る最後の仕上焼鈍において米国特許第２，７００，００
６号明細書や野澤等の技術を適用すればよい。

本発明ではかような結晶方向性の優れた二方向性珪素鋼
単結晶板または粗大結晶粒板素材の表面（素材の金属表
面）に、　１０ｋｇ／ｍｍ２以下の弾性張力をもつ厚さ
が１０μ以下の金属化合物の極薄のドライコーティング
層の形成（張力付与）によって磁区制御を行うのであり
、そしてこの張力付与に加えて、ドライコーティングの
前後に　（好ましくは前に）綱板の圧延方向とは直交す
る方向に狭間隔の線状疵を付与（機械的磁区制御）する
ことを特徴とする。

ここで、金属化合物の極薄のドライコーティング層とは
、金属の窒化物、炭化物、酸化物を最近の薄膜コーティ
ング技術１例えばイオンブレーティング、イオンプラン
チーシラン＋　ＣＶＤ（ＣｈｅｍｉｃａｌＶａｐｏｒｉ
ｚｉｎｇ　Ｄｅｐｏｓｉｔｉｏｎ）、　　？ダネトロン
スパッタリング等を適用して素材の金属表面に直接的に
強固に形成させた１０μ以下の層を言う、これらのコー
テイング物質は一部を除きそれ自体が高い電気抵抗を有
し、したがって５μ以下の薄いコーティングでも十分高
い眉間絶縁抵抗を示すと同時に積石した場合の占有率を
大きく向上させることができる。このドライコーティン
グ層を形成するためのコーテイング物質の具体例として
は、近年のニューセラミック材料の開発に伴なって薄膜
コーティングが出来るようになった１例えば、Ｖ、Ｎｂ
。

Ｔ　ａ　＋　Ｓ　ｉ　＋　Ｔ　ｉ＋　Ｚ　ｒ　＋　Ｈｆ
　＋　Ｔ　ｈ　＋　Ｂ　＋　Ａ　ｌ　＋　Ｓ　ｃ　＋　
Ｙ　＋　Ｌ　ａ等の窒化物；　Ｂ、Ｈｆ＋Ｍｏ、Ｎｂ、
Ｓｔ、Ｔａ、Ｔｈ＋Ｔｉ＋Ｕ、Ｖ、Ｗ、Ｚｒ等の炭化物
；またはＡ／、Ｂｅ。

ＣａｔＨｆ、Ｌａ、Ｍｔ＋Ｔｈ、Ｕ、Ｙ＋Ｚｒ＋Ｂａ、
Ｆｅ＋Ｓｌ＋Ｓｒ等の酸化物；もしくはこれらの複合金
属化合物であることができる。その代表的な例としては
。

Ｓ　Ｉ　Ｃｒ　　Ｓ　ｉｚＮ　ａ、Ａ　Ｉ　Ｎ、Ａ　１
　ｚＯｓ＋　Ｂ　Ｎ、　Ｂ　ｅｏ。

ＴｉＮ、Ｔｉ０ｔ、ＺｒＮなどの化合物が挙げられるが
、これに限られるものではない。

本発明者らはこれらの中から特に対照的な２つの化合物
、ＡＩＮとＴＩＮについて詳細な実験を行った。八ＩＮ
は珪素鋼板に与える張力効果は小さいが電気抵抗、耐電
圧に優れていること、ＴＡＮは該張力効果は非常に大き
いが電気抵抗が殆どないこと等において対照的である。

なお、こうした窒化物自身が電気抵抗が一般に低いと言
っても例えばマグネトロンスパッタリング法等では基板
を常温とした上でＺ「やＴｉのターゲットに窒素分圧を
高くしてスパッタリング蒸着すれば電気抵抗値が６〜７
桁上昇するという報告もなされている。

以下に１本発明の二方向性珪素鋼単結晶板または粗大結
晶粒板の特性を、ドライコーティング層としてＡＡ’Ｎ
とＴＩＮを用いた場合の試験例を代表例として具体的に
説明する。

以下の試験において、ドライコーティング層の形成はア
ーク放電型イオンブレーティング法によって行った。そ
のコーティング条件の一例を挙げるとＡＩＮの場合１次
の通りである。

基板温度：４００℃、基板バイアス：　−２Ｏ０Ｖ。

イオン化電圧：　５５Ｖ、　　イオン化電圧：２Ａ。

熱電子フィラメント電流：５５＾。

Ｎ２分圧：　　４　Ｘ　１０−’Ｔｏｒｒ。

また、圧延方向とは直交する方向に狭間隔の線状疵の付
与（機械的な磁区制御のためのスクラッチ）は前述の野
澤らの方法を採用し、スクラッチの間隔は５ｍ＋ｓとし
た。

測定４１　Ｂ　＋。（ガウス）は１０エルステッドの磁
束密度、　　Ｗ＋ｓｚｓ。（ｗ／ｋｇ）は５０サイクル
、１５０００ガウスにおける鉄損値を、Ｗｌ、７ｇ。（
ｗへｇ）は５０サイクル。

１７０００ガウスにおける鉄損値を表す。

試験例Ｉ Ｃ：　０．０４５％、　　Ｓ　ｉ　：　３．０２％、酸
可ＷＩＡ　１　：　０．０３３％を含有する板厚３．０
ｍｍの熱間圧延した板を、特公昭３８−１４５９号公報
に記載の方法に従って焼鈍−冷間圧延を経て０．３０−
■厚の二方向性珪素鋼板を得た。この二方向性珪素鋼板
は面内直径が平均約４０ｍ＋＊からなる粗大結晶板であ
った。この粗大結晶粒からなる二方向性珪素鋼板を酸洗
したあと、磁気測定試料に加工し歪を除去し、そして圧
延方向と直角方向に５■園間隔でスクラッチを入れ５次
いでＡＩＮを２μの厚みでイオンブレーティング法でド
ライコーティングした。得られた成品をＮ８雰囲気中で
８００℃Ｘ２ｈｒの歪取り焼鈍を施した。

粗大結晶粒板の段階、スクラッチ後の段階。

＾ｊｌＮドライコーティング後の段階、および歪取り焼
鈍後の段階において＋Ｂｌ＠およびＷ、、、１０。

１、／１０を測定した。それらの結果を第１表に示した
。

さらに、同じ粗大結晶粒仮に対し、ＡＩＮドライコーテ
ィングだけを行ったあと歪取り焼鈍を行った場合と、Ａ
ＡＮドライコーティングのあとスクラッチして歪取り焼
鈍を行った場合の鉄損値を測定し、第２表および第３表
の結果を得た。

第２表 第３表 試験例２ 試験例１と同じ材料の粗大結晶粒板を製造したが、結晶
粒の面内直径が約５（ｌｓ＋ｍのより結晶方向性の良好
な二方向性珪素鋼板を製造した。これを試験例１と同様
に酸洗し１Ｍ１気測定試料に加工し。

歪を除去したあと、圧延方向と直角方向に５＋ｗｍ間隔
でスクラッチを入れ２次いでＴｉＮを２μの厚みでイオ
ンブレーティング法によりドライコートしたあと歪取り
焼鈍を行った。各段階のＢ１１１特性並びに鉄損値を第
４表に示した。

第４表 さらに、同じ粗大結晶粒板に対し、同じＴｉＮドライコ
ーティングだけを行ったあと歪取り焼鈍を行った場合と
、ＴｉＮドライコーティング（２μ）のあとスクラッチ
して歪取り焼鈍を行った場合の鉄損値を測定し、第５表
および第６表の結果を得た。

第５表 第６表 試験例３（比較例） 市販されている２次結晶粒からなる一方向性珪素鋼板（
板厚０．３０ｍｍ）のうちから高透磁率のものを選択し
、酸洗によりグラス皮膜並びに表面コーティングを除去
したあと、磁気測定試料に加工して歪を除去したものを
供試材料とした以外は試験例１と同様にスクラッチと４
μのＡｊＮドライコーティングを施して歪取り焼鈍を行
った。Ｌ方向の８１０特性およびＷｌｆｆ／Ｓｅの測定
結果を第７表に示した。

第７表（Ｌ方向の特性値） 以上の試験例における鉄損値の変化を第１図〜第２図に
示した。これらの結果から次のことが明らかである。

第１図は＋ＷＩ’？／Ｓ。値のスクラッチ−ドライコー
ティング−歪取り焼鈍の鉄損値の変化を示したものであ
るが、スクラッチで鉄損値が低下し、ドライコーティン
グで更に鉄損値が低下し、しかも歪取り焼鈍でさらに鉄
損値が低下することがわかる、（特に歪取り焼鈍で更に
鉄損値が低下する効果はＡｊ！Ｎドライコーティングの
場合において著しく現れる） また、第１図には市販の一方向性珪素鋼板の結果も対比
して示したが、この場合にもスクラッチ。

ドライコーティングの効果は認められるものの。

方向性が良くないため９本発明のような粗大結晶粒板の
場合のような顕著な効果は示さない。

第２図は、素材に対して、ドライコーティング−歪取り
焼鈍を行った場合、ドライコーティング−スクラッチ−
歪取り焼鈍を行った場合の鉄損値の変化を示したもので
ある。これらの結果から明らかなように、ドライコーテ
ィングだけでも鉄損値低下の効果が現れ且つ歪取り焼鈍
でも鉄損値は悪くならない、同様なことはドライコーテ
ィングのあとスクラッチした場合にも現れる。

以上の試験は二方向性粗大結晶粒板について示したもの
であるが、単一の単結晶からなる２方向性珪素単結晶鋼
板であれば、粗大結晶粒板よりもさらに結晶方向性に優
れたものが得られるから。

鉄損値の低下はより急激に現れることになる。

以上のように２本発明によると、Ｂ＋。特性の優れた（
結晶方位の著しく優れた）二方向性単結晶板または面内
直径が１０ｍ１１以上の二方向性粗大結晶板を素材とし
て、これにＡＩＮやＴｉＮなどのドライコーティング層
による弾性張力効果による磁区制御と、また好ましくは
ドライコーティングの前後にスクラッチによる機械的磁
区制御を行うことによって、従来の珪素鋼板にはない鉄
損値改善効果を達成したものであり、Ｂ１０特性と鉄ｔ
ＪＩ　（１ｍ特性の両面において従来のものにはない新
規な二方向性珪素鋼単結晶板または粗大結晶粒板を提供
するものである。なお、Ａｊ！Ｎのドライコーティング
層をスクラッチを入れた単結晶板または粗大結晶板に形
成させたものは、前記のように鉄損値の改善効果が優れ
ると共に、このＡｊ！Ｎ自身が絶縁被覆の役割を果たす
ので従来のようの燐酸系もしくは燐酸＋Ｃｒ酸系の絶縁
コーティングを必要とせず、積層した場合の占有率の面
でも著しく良好となり、非常に優れた磁性材料となる。

【図面の簡単な説明】

第１図は本発明の二方向性珪素鋼粗大結晶粒板のＷ、ｆ
ｆ、１０鉄損値を示す図、第２図は本発明の二方向性珪
素鋼粗大結晶粒板の他の例のＷｌ’ｒ／ＳＯ鉄撰値を示
す図である。

Claims (3)

【特許請求の範囲】
1. （１）圧延方向並びにこれと直角方向の両方向に実質的
   に＜１００＞軸をもつ二方向性珪素鋼板であって、該鋼
   板が一つの単結晶からなるかまたは平均１０ｍｍ以上の
   面内直径をもつ粗大結晶粒からなり且つ圧延方向並びに
   これと直角方向における１０エルステッドの磁束密度Ｂ
   ＿１＿０が１８５００ガウス以上である二方向性珪素鋼
   単結晶板または粗大結晶粒板の表面に、１０ｋｇ／ｍｍ
   ＾２以下の弾性張力をもつ厚さが１０μ以下の金属化合
   物のドライコーティング層を形成させてなる二方向性珪
   素鋼単結晶板または粗大結晶粒板。
2. （２）圧延方向並びにこれと直角方向の両方向に実質的
   に＜１００＞軸をもつ二方向性珪素鋼板であって、該鋼
   板が一つの単結晶からなるかまたは平均１０ｍｍ以上の
   面内直径をもつ粗大結晶粒からなり且つ圧延方向並びに
   これと直角方向における１０エルステッドの磁束密度Ｂ
   ＿１＿０が１８５００ガウス以上である二方向性珪素鋼
   単結晶板または粗大結晶粒板の表面に、該鋼板の圧延方
   向とは直交する方向に狭間隔の線状疵を付与したうえで
   、１０ｋｇ／ｍｍ＾２以下の弾性張力をもつ厚さが１０
   μ以下の金属化合物のドライコーティング層を形成させ
   てなる二方向性珪素鋼単結晶板または粗大結晶粒板。
3. （３）圧延方向並びにこれと直角方向の両方向に実質的
   に＜１００＞軸をもつ二方向性珪素鋼板であって、該鋼
   板が一つの単結晶からなるかまたは平均１０ｍｍ以上の
   面内直径をもつ粗大結晶粒からなり且つ圧延方向並びに
   これと直角方向における１０エルステッドの磁束密度Ｂ
   ＿１＿０が１８５００ガウス以上である二方向性珪素鋼
   単結晶板または粗大結晶粒板の表面に、１０ｋｇ／ｍｍ
   ＾２以下の弾性張力をもつ厚さが１０μ以下の金属化合
   物のドライコーティング層を形成させたうえで、該鋼板
   の圧延方向とは直交する方向に狭間隔の線状疵を付与し
   てなる二方向性珪素鋼単結晶板または粗大結晶粒板。