JPS6335687B2

JPS6335687B2 -

Info

Publication number: JPS6335687B2
Application number: JP60146709A
Authority: JP
Inventors: Masao Iguchi; Isao Ito
Original assignee: Kawasaki Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 1985-07-05
Filing date: 1985-07-05
Publication date: 1988-07-15
Also published as: JPS6210215A

Description

【発明の詳細な説明】

（産業上の利用分野）一方向性珪素鋼板の電気・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
たそうとして近年来の目覚ましい開発努力が傾け
られているがその実効を挙げつつあるものでも、
実施に伴う重大な弊害として、一方向性珪素鋼板
の使用に当たつての加工、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。ところで一方向性珪素鋼板は、よく知られてい
るとおり製品の２次再結晶粒を（110）〔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（W_17/50値で代表
される）の低いことが要求される。この一方向性珪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、W_17/501.05W／Kg以
下、また板厚0.23mmの製品の磁気特性がB₁₀1.89T
以上、W_17/500.90W／Kg以下程度の低鉄損一方向
性珪素鋼板の製造はむしろ一般化して来ている。特に最近では省エネの見地から電気損失の低減
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
リユエーシヨン」（鉄損評価）制度が普及しこれ
がはじめに触れた極限的要請にほかならない。（従来の技術）このような状況下において最近、一方向性珪素
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、もつて鉄損を低下させる
ことが提案（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号各公報参照）されたがこの磁区細分化技
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つても、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に導入された局部
微小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、一方向性珪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
珪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、酸化物系セラミツクス薄膜
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。さらに、特公昭60−14827号公報、特開昭59−
23822号公報においては仕上焼鈍後の鋼板に微小
ひずみを、機械的な導入又はレーザー照射痕跡に
よつて形成させた上で、その後500℃以上の高い
温度で加熱し、ひずみ導入領域に微細再結晶粒群
を生成させることによつて、高温焼鈍を施しても
特性劣化のない超低鉄損一方向性珪素鋼板の製造
方法が提案されている。これらの製造方法は上記
の仕上焼鈍後のレーザー照射による局部微小ひず
み導入による磁区細分化の場合とは異なり、高温
焼鈍によつて特性向上効果が消滅しないという利
点があるが、フオルステライト被膜を用いるため
なお充分な超低鉄損失化を達成したとはいいがた
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を
目指した実効を、より有利に引き出すに当つて、
特に今日の省エネ材料開発の観点では上記のごと
きコストのアツプ不利を凌駕する特性、なかでも
高温処理での特性劣化を伴うことなくして極薄張
力被膜の密着性、耐久性の問題をより有利に克服
することが肝要と考え、この基本認識に立脚し、
仕上焼鈍済みの方向性珪素鋼板表面上の酸化物を
除去した後に研磨を施して鏡面状態にする場合に
つき、該酸化物除去後における鋼板処理方法の抜
本的な改善によつてとくに有利に超鉄損化を達成
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）上記の問題点は、次の事項を骨子とする構成に
より、効果的に充足される。Ｃ：0.03〜0.05wt％、Si：2.5〜4.0wt％、
Mn：0.01〜0.2wt％、Mo：0.003〜0.1wt％、
Sb：0.005〜0.2wt％、Ｓ及びSeのうちいずれ
か１種又は２種合計で0.005〜0.05wt％を含み、
残部実質的にFeからなる組成、Ｃ：0.03〜0.08wt％、Si：2.0〜4.0wt％、
Mn：0.01〜0.2wt％、solAl：0.005〜0.06wt％、
Ｓ：0.005〜0.05wt％、Ｎ：0.001〜0.01wt％、
Sn：0.01〜0.5wt％、Cu：0.01〜0.3wt％を含み
残部実質的にFeからなる組成、Ｃ：0.03〜0.06wt％、Si：2.0〜4.0wt％、
Mn：0.01〜0.2wt％、Ｓ：0.005〜0.05wt％、
Ｂ：0.0003〜0.004wt％、Ｎ：0.001〜0.01wt％
を含み残部実質的にFeからなる組成、Ｃ：0.03〜0.08wt％、Si：2.0〜4.0wt％、
Mn：0.01〜0.2wt％、solAl：0.005〜0.06wt％、
Ｓ：0.005〜0.05wt％、Ｎ：0.001〜0.01wt％を
含み、残部実質的にFeからなる組成の珪素鋼スラブを熱間圧延して得られた熱延板に
１回又は中間焼鈍をはさむ２回の冷間圧延を施し
て最終板厚にしてから脱炭・１次再結晶焼鈍を施
したのち２次再結晶焼鈍及び純化焼鈍を含む最終
仕上焼鈍を施した方向性珪素鋼板の表面上の酸化
物を除去し、ついで研磨により中心線平均粗さ0.4μｍ以下の
鏡面状態にした鋼板に対して、その表面上の局部
位置に微小ひずみを導入し、ついで500℃以上の温度での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、鋼板表面近傍の２次再結晶粒中に1.0mm以下の
微細結晶粒群を混在生成させた混合相を形成し、
これと同時に該混合相を介し鋼板表面上で強固に
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
炭化物より成る群のうちから選んだ１種以上４種以下か
らなる極薄張力被膜を形成させる工程を含むこと
を特徴とする超低鉄損一方向性けい素鋼板の製造
方法（第１〜第４発明）である。まず、この発明において対象とする一方向性珪
素鋼板用素材の成分組成を限定する理由を以下に
述べる。Ｃは、熱延あるいは冷延時に微細で均一な組織
制御に重要な役割りを果す元素であるが、インヒ
ビターに応じて下記のとおりに限定される。 Al−Ｎ−Ｓ系及びAl−Ｎ−Sn−Cu系では、
0.08％（以下単に％で示す）を超えて多くなると
２次再結晶焼鈍前の脱炭焼鈍時に長時間を要し生
産性を低下させると共に、脱炭も不充分となつて
磁気特性の劣化を生じ、一方Ｃが少なくなつてく
ると熱延集合組織制御が困難となつて大きな伸長
粒が形成されるようになり磁気特性が劣化してく
るので、良好な鉄損特性を得るためには、0.03％
以上とする必要がある。次にMo−Ｓ−Sb系、Mo−Se−Sb系及びMo
−Ｓ−Se−Sb系では、0.05％を超えて多くなる
と２次再結晶焼鈍前の脱炭焼鈍時に長時間を要し
生産性を低下させると共に、脱炭も不充分となつ
て磁気特性の劣化を生じ、一方Ｃが少なくなつて
くると熱延集合組織制御が困難となつて大きな伸
長粒が形成されるにようになり磁気特性が劣化し
てくるので、良好な鉄損特性を得るためには、
0.03％以上とする必要がある。また、Ｂ−Ｎ−Ｓ系では0.06％を超えて多くな
ると２次再結晶焼鈍前に脱炭焼鈍時に長時間を要
し生産性を低下させると共に、脱炭も不充分とな
つて磁気特性の劣化を生じ、一方Ｃが少なくなつ
てくると熱延集合組織制御が困難となつて大きな
伸長粒が形成されるようになり磁気特性が劣化し
てくるので、良好な鉄損特性を得るためには、
0.03％以上とする必要がある。 Siは磁気特性、特に鉄損特性にとつて重要な元
素であるが、インヒビターに応じて下記のとおり
に限定される。 Al−Ｎ−Ｓ系、Al−Ｎ−Sn−Cu系及びＢ−Ｎ
−Ｓ系では2.0％より少ないと電気抵抗が低く渦
流損失増大に基づいて鉄損値が大きくなり、一方
4.0％より多いと冷延の際に脆性割れを生じ易い
ためSiは2.0〜4.0％の範囲内にする必要がある。 Mo−Ｓ−Sb系、Mo−Se−Sb系及びMo−Ｓ
−Se−Sb系では、2.5％より少ないと電気抵抗が
低く渦流損失増大に基づいて鉄損値が大きくな
り、一方4.0％より多いと冷延の際に脆性割れを
生じ易いためSiは2.5〜4.0％の範囲内にする必要
がある。 Mnは、｛110｝＜001＞方位の２次再結晶粒の生
成を左右するインヒビターすなわち分散析出相と
してのMnSあるいはMnSeの析出に不可欠な元素
である。Mn量が0.01％未満では、１次再結晶粒
成長を抑制するためのMnSあるいはMnSeの絶対
量が不足し不完全２次再結晶を起す。一方Mn量
が0.2％を超えると、スラブ加熱時においてMnS
あるいはMnSeの解離固溶が困難となり、また仮
に解離固溶が行われたとしても、熱間圧延時に析
出する分散析出相が粗大化し易く、インヒビター
としての最適なサイズ分布が損なわれて磁気特性
が劣化する。これらの理由から、Mnは0.01〜0.2
％の範囲に限定した。 Sb及びMoはいずれも、後述のＳ、Seと併存す
ることにより２次再結晶時の１次粒の全長を抑制
し｛110｝＜001＞方位の２次再結晶粒の成長を促
進させ、これにより製品の磁気特性をより一層向
上させる役割を果たす。したがつてこの発明の方
法に使用されるけい素鋼素材としては、後述のＳ
及び／又はSeのほか、Sb及びMoを含有するもの
を用いるものとする。ただしSbが0.2％を超える
と冷間加工性を劣化させるとともに、磁束密度が
低下し始めて磁気特性の劣化を招き、またMoが
0.1％を超えると熱間加工性及び冷間加工性が劣
化するだけでなく鉄損特性が劣化する。一方Sb
が0.005％、又Moが0.003％に満たないと、それ
らの添加効果に乏しいのでSbの含有量は0.005〜
0.2％、又Moの含有量は0.003〜0.1％の範囲に規
制する必要がある。Ｓ、Seは、２次再結晶時において１次粒の成
長を抑制するインヒビターとしてのMnS、MnSe
の形成に必要な元素であり、少なくともいずれか
１種が含有されていれば良いが、その含有量が単
独添加又は複合添加いずれの場合においても0.05
％を超えると熱間及び冷間加工性が劣化するの
で、含有量の上限は0.05％とし、一方含有量が
0.005％未満ではMnS、MnSeの絶対量が不足し、
インヒビターとしての機能が得られないので、含
有量の下限は0.005％とした。 Alは、鋼中に含まれるとＮと結合してAlN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。とくに冷延圧下率70〜95％の強冷延法
によつて２次再結晶を発達させるためにはsolAl
として0.005〜0.06％の範囲で含有させる必要が
ある。というのはAlが0.005％未満ではインヒビ
ターとしてのAlN微細析出物の析出粒が不足し、
｛110｝＜001＞方位の２次再結晶粒の発達が不充分
となり、一方0.06％を超えるとかえつて｛110｝＜
001＞方位の２次再結晶粒の発達が悪くなるから
である。Ｎは、AlNあるいはBNをインヒビターとして
利用する際の不可欠元素であり、Ｎが0.001％よ
り少ないとAlNあるいはBNによるインヒビター
効果が弱く、一方添加量が0.01％を超えるとブリ
スターと呼ばれる表面欠陥が多発し、製品歩留り
が低下するので、Ｎは0.001〜0.01％の範囲に規
制する必要がある。Ｂは、鋼中に含まれるＮと結合してBN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。Ｂが0.0003％未満ではインヒビターとして
のBN微細析出物の析出量が不足し、一方0.004％
を超えると｛110｝＜001＞方位の２次再結晶粒の
発達が悪くなるため、Ｂは0.0003〜0.004％の範
囲に限定した。 Snは、２次細結晶粒の微細化に役立つもので
0.01％未満では効果が弱く、一方0.5％を超える
とCuとの複合添加であることもあつて圧延性及
び酸洗性が劣化する。 Cuは、被膜の形成にとつて好ましいもので0.01
％未満では被膜改善に効果が少なく、一方0.3％
を超えると磁気特性の面から好ましい。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℃の湿水素中の脱炭１次
再結晶焼鈍処理を施す。その後は通常、鋼板表面にMgOを主成分とす
る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Al₂O₃、ZrO₂、TiO₂等の50％以上
をMgOに混入して使用するのが好ましい。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℃の低温で保持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時間焼鈍を行なつて、鋼板の純化
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酸化物被膜を公知
の酸洗などの化学的除去法や切削、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後、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。次に鏡面鋼板表面上に局所微小ひずみを導入す
るがその手法は従来公知の方法例えば剛体片を鋼板に圧接しかつ掻引する方法（特
公昭50−35699号公報参照）として、ナイフや
カミソリの刃先、金剛砂、金たわしなどで鋼板
表面を鋤いたり、ひつかいたりすること、線状の鋭い先端を有する剛体を鋼板に圧接す
る方法、液体又は剛い粉体ないしはそれらの混合物を
高圧で鋼板上に噴射しかつ必要に応じて掻引す
る方法、微小に絞られた点状あるいは線状のレーザー
照射あるいは高エネルギーの電子線などを走査
する方法などを用いてもよい。その後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より500℃以上の高温状
態にして局所ひずみ導入位置を再結晶させて微細
結晶粒群の混在する混合相を鋼板表面近傍に形成
させるとともに、鋼板表面上に該混合相を介し強
力に被着した極薄張力被膜を形成させる。このときの張力被膜はTi、Zr、Hf、Ｖ、Nb、
Ta、Mn、Cr、Mo、Ｗ、Co、Ni、Al、Ｂ、Si
の窒化物及び／又は炭化物のうちから選んだ１種
以上４種以下からなる極薄のものが何れも適切で
あり、とくに0.1〜2μｍ程度の厚みをもつことが
効果的であるが、この極薄被膜を構成する化合物
の組合せは如何ような組合せでも、又、何種でも
本発明の効果は何ら影響されないが、処理上の複
雑さやコストの点から４種以下に限定した。
CVD、イオンプレーテイング又はイオンインプ
ランテーシヨンの施工が500℃未満の温度では再
結晶しにくいため、処理温度は500℃以上とする。
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、この絶縁性塗布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。さて上掲した各発明の成功が導かれた具体的実
験の経過に従つて説明を進める。Ｃ：0.042％
Si：3.38％、Mn：0.062％、Se：0.021％、Sb：
0.025％及びMo：0.026％を含有し、残部実質的
にFeからなる珪素鋼連鋳スラブを1360℃で４時
間加熱後熱間圧延して2.0mm厚の熱延板とした。その後900℃で３分間の均一化焼鈍後950℃で３
分間の中間焼鈍をはさむ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℃の湿水素雰囲気中で脱炭・１次再
結晶焼鈍を施した後、鋼板表面に不活性Al₂O₃
（80％）とMgO（20％）からなる焼鈍分離剤を塗
布し、ついで850℃で50時間の２次再結晶焼鈍と
1200℃で乾水素中で５時間の純化焼鈍を施した。その後酸洗にて鋼板表面の酸化物を除去したの
ち、３％HFとH₂O₂混合液中で化学研磨を施した
後 (A)：圧延方向と直角方向に８mm間隔でナイフによ
り局所的に機械的微小ひずみ（0.1mm幅のきず）
を導入 (B)：パルスレーザーを用いて圧延方向と直角方向
に８mm間隔（スポツト中心間隔＝2.0mm、スポ
ツトの直径＝0.5mmφ、照射エネルギー：μ＝
20J／cm²）で局所微小ひずみを導入する、２通りに分けた条件で処理した２種類の試
料のおのおのに、CVD装置を使用して750℃で20
時間にわたりTiCl₄とN₂及びH₂の混合ガス雰囲
気中でCVD処理して、鋼板表面近傍の２次再結
晶粒中に0.05〜0.5mmの微細結晶粒群を混在生成
させた混合相を形成し、これと同時に該混合相を
介し鋼板表面上で強力に被着したTiNの極薄張
力被膜（0.6μｍ厚）を形成させた。また１部の試
料については、張力被膜の上にりん酸塩とコロイ
ダルシリカを主成分とするコーテイング被膜を形
成した。そのときの製品の磁気特性を通常工程材
（比較材）ととともに表１にまとめて示す。

【表】表１から磁気特性はB₁₀が1.91〜1.92T、W_17/50
が0.60〜0.65W／Kgで通常工程材（比較材）にく
らべてB₁₀で0.02〜0.03T、W_17/50で0.23〜
0.28W／Kgと極端に良好（特に鉄損特性の向上は
顕著である）であることが注目される。（作用）このような特性向上は、鋼板表面を鏡面状態に
した後、局所微小ひずみを導入し、ついで、
CVD処理中に微小ひずみ導入位置に微細結晶粒
を生成させると同時に、TiNの極薄張力被膜を
形成させることに帰因し、鉄損の効果的な低下が
導かれる。（実施例）実施例１ (A) Ｃ：0.041％、Si：3.48％、Mn：0.062％、
Mo：0.025％、Se：0.022％、Sb：0.025％を含
有し、残部実質的にFeからなる熱延板及び (B) Ｃ：0.053％、Si：3.32％、Mn：0.072％、
Ｓ：0.018％、Al：0.025％、Ｎ：0.066％を含有
し、残部実質的にFeからなる熱延板を用いた。まず最初に(A)の熱延板は900℃で３分
間の均一化焼鈍後、950℃の中間焼鈍をはさんで
２回の冷間圧延を行なつて0.23mm厚の最終冷延板
とした。一方(B)の熱延板は1050℃で３分間の均一化焼鈍
を施した後急冷しその後300℃の温間圧延を施し
ながら0.23mm厚の最終冷延板とした。これら(A)及び(B)の冷延板は何れも表面を脱脂し
た後、830℃の湿水素中で脱炭焼鈍後鋼板表面に
Al₂O₃（70％）、MgO（25％）、ZrO₂（５％）から成
る焼鈍分離剤を塗布した。その後(A)の試料は850℃で50時間の２次再結晶
焼鈍を行なつた後、1200℃で６時間乾水素中で純
化焼鈍を行なつた。また(B)の試料は820℃から５℃／hrで1050℃ま
で昇温して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なつた。その後(A)及び(B)の各試料は酸洗により酸化被膜
を除去後、化学研磨して中心線平均粗さ0.05μｍ
以下の鏡面状態とした後、鋼板表面上に圧延方向
に直角方向に８mm間隔でナイフで局所微小ひずみ
を導入した。また一部の試料はYAGレーザーを
使用し局所微小ひずみを導入した。その使用条件
はエネルギーが20J／cm²、スポツト直径0.2mm、ス
ポツト中心間隔0.5〜１mm、レーザー走査痕間隔
８mm（圧延方向に直角方向にレーザー照射）で行
なつた。その後600℃以上の温度でCVD、イオンプレー
テイング（表の中の◎印）及びイオンインプラン
テーシヨン（表の中の△印）により種々の薄膜を
（約0.6〜0.7μｍ厚）形成させた。その後１部の試
料はコロイダルシリカとリン酸塩を主成分とする
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】実施例２ (A)C0.042％、Si3.36％、Mn0.062％、S0.022％、
Sb0.026％、Mo0.015％、(B)C0.058％、Si3.48％、
Mn0.062％、S0.025％、Al0.028％、Sn0.05％、
Cu0.09％、N0.0076％及び(C)C0.042％、Si3.38％、
Mn0.047％、S0.032％、B0.0024％、N0.0068％を
含有し残部実質的にFeからなる一方向性珪素鋼
の2.2mm厚の熱延板を用いた。この中で(A)の熱延板は920℃で３分間の均一化
焼鈍を施した後、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。一方(B)、(C)の熱延板は1100℃(B)及び950℃(C)
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(A)の冷延板の表面を脱脂後820℃の温水
素中、(B)、(C)の冷延板は850℃(B)及び830℃(C)の湿
水素中で脱炭・１次再結晶焼鈍を施した後、
Al₂O₃（60％）、MgO（35％）、ZrO₂（５％）を主成
分とする焼鈍分離剤を鋼板表面上に塗布した。その後(A)の鋼板は850℃で50時間の２次再結晶
焼鈍、(B)、(C)の鋼板は850℃から1050℃まで15
℃／hrで昇温してGoss方位の２次再結晶粒を発
達させた後、1200℃の乾H₂中で８時間の純化焼
鈍を施した。その後酸洗により鋼板表面上の酸化物を除去し
た後、電解研磨により鋼板表面を鏡面状態に仕上
げた。その後(A)：圧延方向と直角方向に７mm間隔でナ
イフにより局所的に微小ひずみ（0.1mm幅のきず）
を導入 (B)EB（エレクトロンビーム）を用いて圧延方向
と直角方向に７mm間隔（スポツト中心間隔＝1.5
mm、スポツトの直径0.25mmφ、加速電圧60Kv、
加速電流1.2ｍＡ）で局所的に微小ひずみを導入その後600℃以上の温度でイオンプレーテイン
グにより２〜４種の窒化物、炭化物及び窒化物と
炭化物の張力薄膜（約１〜1.5μｍ厚）を形成させ
た。そのときの磁気特性を第３表に示す。

【表】（発明の効果）この発明によれば、超低鉄損一方向性珪素鋼板
が安定にしかも容易に得られ、その鉄損特性は、
ひすみ取り焼鈍の如き高温熱履歴の如何には無関
係に維持される。

Claims

【特許請求の範囲】１Ｃ：0.03〜0.05wt％、 Si：2.5〜4.0wt％、 Mn：0.01〜0.2wt％、 Mo：0.003〜0.1wt％、 Sb：0.005〜0.2wt％、Ｓ及びSeのうちいずれか１種又は２種合計で
0.005〜0.05wt％を含み、残部実質的にFeからなる珪素鋼スラブ
を熱間圧延して得られた熱延板に１回又は中間焼
鈍をはさむ２回の冷間圧延を施して最終板厚にし
てから脱炭・１次再結晶焼鈍を施したのち２次再
結晶焼鈍及び純化焼鈍を含む最終仕上焼鈍を施し
た方向性珪素鋼板の表面上の酸化物を除去し、つ
いで研磨により中心線平均粗さ0.4μｍ以下の鏡面
状態にした鋼板に対して、該鋼板表面上の局部位
置に微小ひずみを導入し、ついで500℃以上の温度での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、鋼板表面近傍の２次再結晶粒中に1.0mm以下の
微細結晶粒群を混在生成させた混合相を形成し、
これと同時に該混合相を介し鋼板表面上で強固に
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
炭化物より成る群のうちから選んだ１種以上４種以下か
らなる極薄張力被膜を形成させる工程を含む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。２Ｃ：0.03〜0.08wt％、 Si：2.0〜4.0wt％、 Mn：0.01〜0.2wt％、 solAl：0.005〜0.06wt％、Ｓ：0.005〜0.05wt％、Ｎ：0.001〜0.01wt％、 Sn：0.01〜0.5wt％、 Cu：0.01〜0.3wt％、を含み、残部実質的にFeからなる珪素鋼スラブ
を熱間圧延して得られた熱延板に１回又は中間焼
鈍をはさむ２回の冷間圧延を施して最終板厚にし
てから脱炭・１次再結晶焼鈍を施したのち２次再
結晶焼鈍及び純化焼鈍を含む最終仕上焼鈍を施し
た方向性珪素鋼板の表面上の酸化物を除去し、つ
いで研磨により中心線平均粗さ0.4μｍ以下の鏡面
状態にした鋼板に対して、該鋼板表面上の局部位
置に微小ひずみを導入し、ついで500℃以上の温度での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、鋼板表面近傍の２次再結晶粒中に1.0mm以下の
微細結晶粒群を混在生成させた混合相を形成し、
これと同時に該混合相を介し鋼板表面上で強固に
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
炭化物より成る群のうちから選んだ１種以上４種以下か
らなる極薄張力被膜を形成させる工程を含む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。３Ｃ：0.03〜0.06wt％、 Si：2.0〜4.0wt％、 Mn：0.01〜0.2wt％、Ｓ：0.005〜0.05wt％Ｂ：0.0003〜0.004wt％、Ｎ：0.001〜0.01wt％、を含み、残部実質的にFeからなる珪素鋼スラブ
を熱間圧延して得られた熱延板に１回又は中間焼
鈍をはさむ２回の冷間圧延を施して最終板厚にし
てから脱炭・１次再結晶焼鈍を施したのち２次再
結晶焼鈍及び純化焼鈍を含む最終仕上焼鈍を施し
た方向性珪素鋼板の表面上の酸化物を除去し、つ
いで研磨により中心線平均粗さ0.4μｍ以下の鏡面
状態にした鋼板に対して、該鋼板表面上の局部位
置に微小ひずみを導入し、ついで500℃以上の温度での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、鋼板表面近傍の２次再結晶粒中に1.0mm以下の
微細結晶粒群を混在生成させた混合相を形成し、
これと同時に該混合相を介し鋼板表面上で強固に
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
炭化物より成る群のうちから選んだ１種以上４種以下か
らなる極薄張力被膜を形成させる工程を含む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。４Ｃ：0.03〜0.08wt％、 Si：2.0〜4.0wt％、 Mn：0.01〜0.2wt％、 solAl：0.005〜0.06wt％、Ｓ：0.005〜0.05wt％、Ｎ：0.001〜0.01wt％、を含み、残部実質的にFeからなる珪素鋼スラブ
を熱間圧延して得られた熱延板に１回又は中間焼
鈍をはさむ２回の冷間圧延を施して最終板厚にし
てから脱炭・１次再結晶焼鈍を施したのち２次再
結晶焼鈍及び純化焼鈍を含む最終仕上焼鈍を施し
た方向性珪素鋼板の表面上の酸化物を除去し、つ
いで研磨により中心線平均粗さ0.4μｍ以下の鏡面
状態にした鋼板に対して、該鋼板表面上の局部位
置に微小ひずみを導入し、ついで500℃以上の温度での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、鋼板表面近傍の２次再結晶粒中に1.0mm以下の
微細結晶粒群を混在生成させた混合相を形成し、
これと同時に該混合相を介し鋼板表面上で強固に
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
炭化物より成る群のうちから選んだ１種以上４種以下か
らなる極薄張力被膜を形成させる工程を含む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。