JPS6354767B2 - - Google Patents

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JPS6354767B2
JPS6354767B2 JP61036565A JP3656586A JPS6354767B2 JP S6354767 B2 JPS6354767 B2 JP S6354767B2 JP 61036565 A JP61036565 A JP 61036565A JP 3656586 A JP3656586 A JP 3656586A JP S6354767 B2 JPS6354767 B2 JP S6354767B2
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Isao Ito
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Kawasaki Steel Corp
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Publication date
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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）〔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
で代表される）が高く、鉄損（W17/50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以下の超低鉄損一方向性
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，さらに600℃以上の高温で長時間の歪み
取り焼鈍を施した後に鋼板と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
アツ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のない張力被膜層の密着
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つ
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） 上記検討の結果、 Ｃ：0.01〜0.05wt％， 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：0.01〜0.08wt％， 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：0.01〜0.06wt％， Si：2.0〜4.0wt％， Mn：0.01〜0.2wt％， Ｓ：0.005〜0.05wt％， Ｂ：0.0003〜0.02wt％， Ｎ：0.001〜0.01wt％ を含み、残部実質的にFeからなる組成、及び Ｃ：0.01〜0.08wt％， 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 のけい素鋼スラブを熱間圧延して得られた熱延板
に１回または中間焼鈍をはさむ２回の、冷間圧延
を施して最終板厚としたのち、脱炭・１次再結晶
焼鈍を施し、ついで鋼板表面にMgOを主成分と
する焼鈍分離剤を塗布してから最終仕上げ焼鈍を
施す常法に従いフオルステライト質下地被膜を形
成する工程と、その後該フオルステライト質下地
被膜を除去し、ついで該表面を研磨処理して平滑
に仕上げる工程及び該仕上げ表面上に、イオンプ
レーテイング若しくはイオンインプランテーシヨ
ンによつて、Ti，Zr，Hf，Ｖ，Nb，Ta，Mn，
Cr，Mo，Ｗ，Co，Ni，Al，Ｂ及びSiの窒化物
及び／又は炭化物のうちから選んだ１種以上４種
以下から成る、0.005〜5μｍの張力被膜を形成す
る工程の結合に成ること（第１〜４発明）、さら
に、この張力被膜上に絶縁性塗布焼付層を重ねて
被着する工程の結合に成ること（第５〜８発明）
を特徴とする磁気特性の熱安定性に優れる超低鉄
損一方向性珪素鋼板の製造方法を発明したもので
ある。 この発明の成功が導かれた具体的実験例に従つ
て説明を進める。 Ｃ：0.046重量％（以下単に％で示す）、Si：
3.34％，Mn：0.068％，Se：0.023％、Sb：0.025
％、Mo：0.025％を含有し、残部実質的にFeから
なるけい素鋼スラブを、1360℃で４時間加熱後熱
間圧延して2.0mmの熱延板とした。 その後950℃で３分間の均一化焼鈍後、950℃で
３分間の中間燃焼をはさむ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900℃の湿水素雰囲気中で脱炭・一次再
結晶焼鈍を施した後、鋼板表面にMgOを主成分
とする焼鈍分離剤を塗布し、850℃で50時間の二
次再結晶焼鈍と、1200℃で乾水素中５時間の純化
焼鈍を施した。 その後はまず80℃のH2SO4液中で酸洗して鋼
板表面のフオルステライト質下地被膜を除去し
た。 次に３％HFとH2O2の溶液中で化学研磨し鋼板
表面を中心線平均粗さ0.1μの鏡面状態に仕上げ
た。 その後第１図に示したイオンプレーテイング装
置を使用して研磨表面に、膜厚0.5μｍでTiNのイ
オンプレーテイングを行つた。 なお第１図において１は鏡面研磨を施した供試
用の基板、２はシヤツタ、３はるつぼ、４は電子
銃、５はビーム、６はイオン化電極、７は熱電子
放射電極、８はN2，C2H2あるいはO2等の反応ガ
ス導入口である。 上記のイオンプレーテイングについでりん酸塩
とコロイダルシリカとを主成分とするコーテイン
グ液でコーテイング処理（絶縁性塗布焼付層の形
成）を行つた後800℃で５時間の歪み取り焼鈍を
行つた。 これに対する比較のために従来の公知技術に従
い1μｍの銅めつき処理を同様の研磨表面に施し
た後、やはり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イング焼付処
理を行つた後、800℃で５時間の歪み取り焼鈍を
行つた。 このときの製品の磁気特性および密着性の実験
結果をまとめて表１に示す。
【表】 ＊＊ 密着性が良好 ○
密着性が不良 ×
表１から明らかなように現在工程的に製造され
ている、仕上げ焼鈍中、鋼板表面上に形成される
フオルステライト質下地被膜の上に、コーテイン
グ処理を加えたのち800℃で５時間の歪み取り焼
鈍後の通常処理製品(a)の磁気特性はB10が
1.905T、W17/50が0.87W／Kg程度であつて絶縁被
膜の密着性は一応良好であるのに対し、仕上焼鈍
後にフオルステライト質被膜を酸洗で除去し、つ
いで表面を化学研磨して鏡面仕上し、この研磨処
理表面に銅めつきを経て、コーテイング処理した
製品(b)の磁気特性はB10が1.913T、W17/50が
0.74W／Kg程度にやや改善される反面、密着性が
悪い。 ところがこの発明に従い、仕上焼鈍後フオルス
テライト質被膜を除去し、表面を化学研磨して鏡
面仕上した上でとくにイオンプレーテイング処理
を経て同様なコーテイング令処理をした製品(c)の
磁気特性はB10が1.920T、W17/50が0.68W／Kgと
きわだつた特性改善のみならず、張力被膜はもち
ろん絶性塗布焼付層の密着性もきわめて良好であ
つた。 （作用） この発明に従う磁気特性との向上は、第２図の
模式図で示すように、基板１としてのけい素鋼板
の研磨処理表面上にFe原子と加速イオンｉと蒸
着原子ａとの混合相８が張力被膜９との間に形成
されることによつてその密着性が格段に強められ
ることにあわせ、その結果強い弾性張力が珪素鋼
板の面上に働いて従来比類のない超低鉄損が実現
される。ここに塑性的な微少ひずみの働きを利用
するわけではないので、熱安定性に何らの問題な
く、歪み取り焼鈍の如き高温の熱履歴の下に電
気・磁気的特性に影響されるところがない。 ここに仕上表面の中心線平均粗さを、Ra≦
0.4μｍの鏡面状態とすることが最良であり、Ra
＞0.4μｍのときは表面が粗いために、著しい鉄損
低減は期待簿になる。 次に張力被膜の膜厚は0.005〜5μｍの範囲で適
合し、0.005μｍに満たないときは、必要な張力付
与に寄与し得ない一方、5μｍをこえると、占積
率及び密着性の不利が生じる。 この張力被膜の混合相を介した鏡面状態の仕上
表面上における強固な被着は、イオンプレーテイ
ング若しくはイオンインプランテーシヨンによる
PVD（Physical Vapor Deposition）によつて有
利にもたらされる。 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。 この発明において対象とする一方向性けい素鋼
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、0.08％
を越えて多くなると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
0.01％未満では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ため磁気特性が劣化す
るので、0.01〜0.08％の範囲に限定した。 又、インヒビターとしてAlNとMnSとを同時
に利用しない成分系においては加熱温度を低くす
ることが可能であるため、Ｃを0.06％以下にする
ことが可能である。 Siは2.0％よりすくないと電気抵抗が低く過流
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。なお、
Se―Mo―Sb系においては鉄損をより良く改善す
るため、Siの下限を2.5％とした。 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次再結晶を起こす。一方
MnS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おこなわれたとしても、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
て時期特性が劣化する。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次粒の成長を抑制
し｛110｝＜001＞方位の２次再結晶粒の成長を促
進させ、これにより製品の時期特性をより一層向
上させる役割を果たす。したがつてこの発明の方
法に使用さるけい素鋼素材としては、後述のＳ及
び／又はSeのほか、Sbさらには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00.05％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
用する際の不可欠の元素であり、Ｎが0.001％よ
りも少ないと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％ての範囲
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0.003％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0.02％
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0.0003〜0.02％の範囲
に限定すべきである。 Snは、２次再結晶粒の微細化に有効に寄与す
るが、0.01％未満ではその効果が弱く、一方0.5
％を超えるとCuとの複合添加であることもあつ
て圧延性および酸洗性が劣化するので、0.01〜
0.5％の範囲に限定した。 Cuは、被膜の形成にとつて好ましい元素であ
るが、0.01％未満では被膜改善効果が少なく、一
方0.3％を超えると磁気特性の面から好ましくな
いので、0.01〜0.3％の範囲に限定した。 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。 このような処理を行つた後鋼板表面にMgOを
主成分とする焼鈍分離剤を塗布した後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フオルステライト
質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またはそれらの組合せによ
り除去する。 このフオルステライト質下地被膜除去処理の
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（中心
線平均粗さで0.4μｍ以下）に仕上げる。 鏡面研磨後、イオンプレーテイング若しくはイ
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／又は炭化物のうち
から選んだ１種以上４種以下から成る一層の極薄
張力被膜を形成させる。なおこの極薄被膜を構成
する化合物の組合せは、如何ようであつてもまた
何種でもこの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上の問題から４種以下に
限定した。 またこの極薄張力被膜は0.005〜5μｍ程度の厚
みで形成させるのが効果的である。0.005μｍ以下
の被膜は張力効果が小さいため鉄損低下させる効
果が小さく、また5μｍ以上では膜厚が厚くなる
ため占積率が低下するのと経済的ではないので張
力被膜の膜厚は0.005〜5μｍが好適である。 さらにこのように生成した極薄張力被膜上にコ
ロイダルシリカあるいは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な
い、さらに600℃以上の高温での長時間の歪み取
り焼鈍を施しても磁気特性の劣化がなく、かつ密
着性が良好であることがトランスの使途に当然に
必要であり、この絶縁性焼付層の形成およびその
後の歪み取り焼鈍方法は、従来公知の手法をその
まま用いて良い。 さらに加えてこの発明により磁歪の圧縮特性の
改善も達成し得る。 （実施例） 実施例 １ Ｃ：0.047％、Si：3.4％、Mn：0.062％、Mo：
0.025％、Se：0.022％、Sb：0.020％を含有し、
残部実質的にFeからなる熱延板を、900℃で３分
間の均一化焼鈍後、650℃の中間焼鈍をはさんで
２回の冷間圧延を行つて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後鋼板表面
にMgO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
時間乾水素中で純化焼鈍を行つた。 その後酸洗によりフオルステライト質被膜を除
去後、３％HFとH2O2液中で化学研磨して鏡面仕
上げした。 その後第１図の装置を用いて10KVのイオン化
電圧で３分間イオンプレーテイングし膜厚0.5μｍ
のTiN張力被膜を形成させた。 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つた。 そのときの製品の磁気特性および密着性は次の
とおりであつた。 磁気特性：B10＝1.91T，W17/50＝0.69W／Kg 密着性：曲げ半径30mmで180゜曲げてもはく離せず
密着性は良好であつた。 実施例 ２ Ｃ：0.062％、Si：3.3％、Mn：0.090％、 Al：0.025％、Ｓ：0.030％、Ｎ：0.0068％を含
有し、残部実質的にFeからなる熱延板を、1150
℃で３分間の均一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
MgO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
行つた。 その後酸洗によりフオルステライト質被膜を除
去し、ついで３％HFとH2O2液中で化学研磨して
鏡面仕上げした。 その後イオンインプランテーシヨン法によりイ
オン加速電圧49KVで３分間窒素イオンを注入し
て膜厚0.2μｍにてSi3N4極薄の張力被膜を形成さ
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時間の歪り取り焼鈍を行つた。 そのときの製品の磁気特性および密着性は次ろ
とおりであつた。 磁気特性：B10＝1.93T，W17/50＝0.68W／Kg 密着性：曲げ半径30mmで180゜曲げてもはく離せず
密着性は良好であつた。 実施例 ３ Ｃ：0.043，Si：3.36％，Mn：0.067％，Mo：
0.013％，Se：0.021％，Sb：0.026％を含み、残
部実質的にFeからなる珪素鋼熱延板（2.3mm厚）
を930℃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
0.23mm厚の最終冷延板とした。その後820℃の湿
水素中で脱炭をかねる１次再結晶焼鈍を施した
後、鋼板表面上にMgOを主成分とする焼鈍分離
剤を塗布した。その後850℃で50時間の２次再結
晶焼鈍を施してGoss方位の２次再結晶粒を発達
させた後、1180℃で５時間乾H2中で純化焼鈍を
行つた。 その後強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中心線平均粗さRa＝0.08μ
ｍの鏡面状態に仕上げた。 その後イオンプレーテイングおよびイオンイン
プランテーシヨン（表中で＊印で表示）により鋼
板表面上に窒化物、炭化物の張力薄膜（約1μ厚）
形成させた。その後１部の鋼板はりん酸塩とコロ
イダルシリカを主成分とする絶縁被膜を形成させ
た。 これらの鋼板は800℃で２時間の歪取り焼鈍を
施した後、一部の鋼板は磁歪の圧縮応力特性（圧
縮応力σが0.4Kg／mm2および0.6Kg／mm2での磁気歪
みの値λpp）の測定をした。 これらの製品の磁気特性および磁歪特性を表２
にまとめて示す。
【表】
【表】 実施例 ４ (A) Ｃ：0.043％，Si：3.29％，Mn：0.063％，
Ｓ：0.022％，Sb：0.025％，Mo：0.015％， (B) Ｃ：0.058％，Si：3.26％，Mn：0.078％，
Se：0.026％，Al：0.028％，Ｎ：0.0066％， (C) Ｃ：0.044％，Si：3.52％，Mn：0.049％，
Ｓ：0.26％，Ｂ：0.0028％，Ｎ：0.0076， および (D) Ｃ：0.058％，Si：3.39％，Mn：0.078％，
Ｓ：0.029％，Al：0.026％，Ｎ：0.0079％，
Cu：0.10％，Sn：0.04％ を含有し、残部実質的にFeからなる熱延板を用
いた。この中で、(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
の冷間圧延を行つて0.20mm厚の最終冷延板とし
た。また(B)，(C)及び(D)の熱延板は1050℃(B)，(D)及
び950℃(C)の中間焼鈍をはさんで２回の冷間圧延
を行つて0.20mm厚の最終冷延板とした。 その後(A)の冷延板は820℃、(B)，(C)及び(D)の冷
延板は840℃の湿水素中で脱炭を兼ねる１次再結
晶焼鈍を施した後MgOを主成分とする焼鈍分離
剤を塗布した後、(A)の鋼板は850℃で50時間の２
次再結晶焼鈍、(B)，(C)及び(D)の鋼板は850ｍ℃か
ら1050℃まで10℃／hrで昇温して２次再結晶焼鈍
を施した後1200℃で乾H2中で８時間の純化焼鈍
を行つた。 その後強酸洗により鋼板表面上の酸化物を除去
した後、電解研磨をおこなつて鋼板表面を鏡面状
態に仕上げた。 その後イオンプレーテイングおよびイオンイン
プランテーシヨン（表中＊印で表示）により、鋼
板表面上に表３に示す２〜４種の窒化物、炭化物
及び窒化物の薄膜張力被膜（約1μ厚）を形成さ
せた。その後１部の鋼板はリン酸塩とコロイダル
シリカを主成分とする絶縁被膜を形成させた。 これらの鋼板は800℃で２時間の歪取り焼鈍を
施した後、一部の鋼板は磁歪の圧縮応力特性（圧
縮応力σが0.4Kg／mm2及び0.6Kg／mm2ｋでの磁気歪
みの値λpp）の測定をした。 これらの製品の磁気特性及び磁歪特性を表３に
まとめて示す。
【表】
【表】 （発明の効果） 上述した各発明は何れも、歪み取り焼鈍のよう
な、高温熱履歴を経ることとなる一方向けい素鋼
板の使途で何ら高温処理に由来する性能劣化を来
すことなく、熱安定性にすぐれ、超低鉄損特性を
有する一方向性けい素鋼板を適切に得ることがで
きる。
【図面の簡単な説明】
第１図はイオンプレーテイングの模式図、第２
図は加速イオンおよび蒸着原子の被着挙動を示す
説明図である。

Claims (1)

  1. 【特許請求の範囲】 １ Ｃ：0.01〜0.05wt％， 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からなるけい素スラブ
    を熱間圧延して得られた熱延板に１回または中間
    焼鈍をはさむ２回の、冷間圧延を施して最終板厚
    としたのち、脱炭・１次再結晶焼鈍を施し、つい
    で鋼板表面にMgOを主成分とする焼鈍分離剤を
    塗布してから最終仕上げ焼鈍を施す常法に従いフ
    オルステライト質下地被膜を形成する工程と、 その後該フオルステライト質下地被膜を除去
    し、ついで該表面を研磨処理して平滑に仕上げる
    工程及び該仕上げ表面上に、イオンプレーテイン
    グ若しくはイオンインプランテーシヨンによつ
    て、Ti，Zr，Hf，Ｖ，Nb，Ta，Mn，Cr，
    Mo，Ｗ，Co，Ni，Al，Ｂ及びSiの窒化物及
    び／又は炭化物のうちから選んだ１種以上４種以
    下から成る、0.005〜5μｍの張力被膜を形成する
    工程 の結合に成ることを特徴とする磁気特性の熱安定
    性に優れる超低鉄損一方向性けい素鋼板の製造方
    法。 ２ Ｃ：0.01〜0.08wt％， Si：2.0〜4.0wt％， Mn：0.01〜0.2wt％ so1Al：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からなるけい素スラブ
    を熱間圧延して得られた熱延板に１回または中間
    焼鈍をはさむ２回の、冷間圧延を施して最終板厚
    としたのち、脱炭・１次再結晶焼鈍を施し、つい
    で鋼板表面にMgOを主成分とする焼鈍分離剤を
    塗布してから最終仕上げ焼鈍を施す常法に従いフ
    オルステライト質下地被膜を形成する工程と、 その後該フオルステライト質下地被膜を除去
    し、ついで該表面を研磨処理して平滑に仕上げる
    工程及び該仕上げ表面上に、イオンプレーテイン
    グ若しくはイオンインプランテーシヨンによつ
    て、Ti，Zr，Hf，Ｖ，Nb，Ta，Mn，Cr，
    Mo，Ｗ，Co，Ni，Al，Ｂ及びSiの窒化物及
    び／又は炭化物のうちから選んだ１種以上４種以
    下から成る、0.005〜5μｍの張力被膜を形成する
    工程 の結合に成ることを特徴とする磁気特性の熱安定
    性に優れる超低鉄損一方向性けい素鋼板の製造方
    法。 ３ Ｃ：0.01〜0.06wt％， Si：2.0〜4.0wt％， Mn：0.01〜0.2wt％， Ｓ：0.005〜0.05wt％， Ｂ：0.0003〜0.02wt％， Ｎ：0.001〜0.01wt％ を含み、残部実質的にFeからなるけい素スラブ
    を熱間圧延して得られた熱延板に１回または中間
    焼鈍をはさむ２回の、冷間圧延を施して最終板厚
    としたのち、脱炭・１次再結晶焼鈍を施し、つい
    で鋼板表面にMgOを主成分とする焼鈍分離剤を
    塗布してから最終仕上げ焼鈍を施す常法に従いフ
    オルステライト質下地被膜を形成する工程と、 その後該フオルステライト質下地被膜を除去
    し、ついで該表面を研磨処理して平滑に仕上げる
    工程及び該仕上げ表面上に、イオンプレーテイン
    グ若しくはイオンインプランテーシヨンによつ
    て、Ti，Zr，Hf，Ｖ，Nb，Ta，Mn，Cr，
    Mo，Ｗ，Co，Ni，Al，Ｂ及びSiの窒化物及
    び／又は炭化物のうちから選んだ１種以上４種以
    下から成る、0.005〜5μｍの張力被膜を形成する
    工程 の結合に成ることを特徴とする磁気特性の熱安定
    性に優れる超低鉄損一方向性けい素鋼板の製造方
    法。 ４ Ｃ：0.01〜0.08wt％， 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からなるけい素スラブ
    を熱間圧延して得られた熱延板に１回または中間
    焼鈍をはさむ２回の、冷間圧延を施して最終板厚
    としたのち、脱炭・１次再結晶焼鈍を施し、つい
    で鋼板表面にMgOを主成分とする焼鈍分離剤を
    塗布してから最終仕上げ焼鈍を施す常法に従いフ
    オルステライト質下地被膜を形成する工程と、 その後該フオルステライト質下地被膜を除去
    し、ついで該表面を研磨処理して平滑に仕上げる
    工程及び該仕上げ表面上に、イオンプレーテイン
    グ若しくはイオンインプランテーシヨンによつ
    て、Ti，Zr，Hf，Ｖ，Nb，Ta，Mn，Cr，
    Mo，Ｗ，Co，Ni，Al，Ｂ及びSiの窒化物及
    び／又は炭化物のうちから選んだ１種以上４種以
    下から成る、0.005〜5μｍの張力被膜を形成する
    工程 の結合に成ることを特徴とする磁気特性の熱安定
    性に優れる超低鉄損一方向性けい素鋼板の製造方
    法。 ５ Ｃ：0.01〜0.05wt％， 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からなるけい素スラブ
    を熱間圧延して得られた熱延板に１回または中間
    焼鈍をはさむ２回の、冷間圧延を施して最終板厚
    としたのち、脱炭・１次再結晶焼鈍を施し、つい
    で鋼板表面にMgOを主成分とする焼鈍分離剤を
    塗布してから最終仕上げ焼鈍を施す常法に従いフ
    オルステライト質下地被膜を形成する工程と、 その後該フオルステライト質下地被膜を除去
    し、ついで該表面を研磨処理して平滑に仕上げる
    工程及び該仕上げ表面上に、イオンプレーテイン
    グ若しくはイオンインプランテーシヨンによつ
    て、Ti，Zr，Hf，Ｖ，Nb，Ta，Mn，Cr，
    Mo，Ｗ，Co，Ni，Al，Ｂ及びSiの窒化物及
    び／又は炭化物のうちから選んだ１種以上４種以
    下から成る、0.005〜5μｍの張力被膜を形成する
    工程と、 この張力被膜上に絶縁性塗布焼付層を重ねて被
    着する工程、 の結合になることを特徴とする磁気特性の熱安定
    性に優れる超低鉄損一方向性けい素鋼板の製造方
    法。 ６ Ｃ：0.01〜0.08wt％， 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からなるけい素スラブ
    を熱間圧延して得られた熱延板に１回または中間
    焼鈍をはさむ２回の、冷間圧延を施して最終板厚
    としたのち、脱炭・１次再結晶焼鈍を施し、つい
    で鋼板表面にMgOを主成分とする焼鈍分離剤を
    塗布してから最終仕上げ焼鈍を施す常法に従いフ
    オルステライト質下地被膜を形成する工程と、 その後該フオルステライト質下地被膜を除去
    し、ついで該表面を研磨処理して平滑に仕上げる
    工程及び該仕上げ表面上に、イオンプレーテイン
    グ若しくはイオンインプランテーシヨンによつ
    て、Ti，Zr，Hf，Ｖ，Nb，Ta，Mn，Cr，
    Mo，Ｗ，Co，Ni，Al，Ｂ及びSiの窒化物及
    び／又は炭化物のうちから選んだ１種以上４種以
    下から成る、0.005〜5μｍの張力被膜を形成する
    工程と、 この張力被膜上に絶縁性塗布焼付層を重ねて被
    着する工程 の結合になることを特徴とする磁気特性の熱安定
    性に優れる超低鉄損一方向性けい素鋼板の製造方
    法。 ７ Ｃ：0.01〜0.06wt％， Si：2.0〜4.0wt％， Mn：0.01〜0.2wt％， Ｓ：0.005〜0.05wt％， Ｂ：0.0003〜0.02wt％， Ｎ：0.001〜0.01wt％ を含み、残部実質的にFeからなるけい素スラブ
    を熱間圧延して得られた熱延板に１回または中間
    焼鈍をはさむ２回の、冷間圧延を施して最終板厚
    としたのち、脱炭・１次再結晶焼鈍を施し、つい
    で鋼板表面にMgOを主成分とする焼鈍分離剤を
    塗布してから最終仕上げ焼鈍を施す常法に従いフ
    オルステライト質下地被膜を形成する工程と、 その後該フオルステライト質下地被膜を除去
    し、ついで該表面を研磨処理して平滑に仕上げる
    工程及び該仕上げ表面上に、イオンプレーテイン
    グ若しくはイオンインプランテーシヨンによつ
    て、Ti，Zr，Hf，Ｖ，Nb，Ta，Mn，Cr，
    Mo，Ｗ，Co，Ni，Al，Ｂ及びSiの窒化物及
    び／又は炭化物のうちから選んだ１種以上４種以
    下から成る、0.005〜5μｍの張力被膜を形成する
    工程と、 この張力被膜上に絶縁性塗布焼付層を重ねて被
    着する工程 の結合になることを特徴とする磁気特性の熱安定
    性に優れる超低鉄損一方向性けい素鋼板の製造方
    法。 ８ Ｃ：0.01〜0.08wt％， 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からなるけい素スラブ
    を熱間圧延して得られた熱延板に１回または中間
    焼鈍をはさむ２回の、冷間圧延を施して最終板厚
    としたのち、脱炭・１次再結晶焼鈍を施し、つい
    で鋼板表面にMgOを主成分とする焼鈍分離剤を
    塗布してから最終仕上げ焼鈍を施す常法に従いフ
    オルステライト質下地被膜を形成する工程と、 その後該フオルステライト質下地被膜を除去
    し、ついで該表面を研磨処理して平滑に仕上げる
    工程及び該仕上げ表面上に、イオンプレーテイン
    グ若しくはイオンインプランテーシヨンによつ
    て、Ti，Zr，Hf，Ｖ，Nb，Ta，Mn，Cr，
    Mo，Ｗ，Co，Ni，Al，Ｂ及びSiの窒化物及
    び／又は炭化物のうちから選んだ１種以上４種以
    下から成る、0.005〜5μｍの張力被膜を形成する
    工程と、 この張力被膜上に絶縁性塗布焼付層を重ねて被
    着する工程 の結合になることを特徴とする磁気特性の熱安定
    性に優れる超低鉄損一方向性けい素鋼板の製造方
    法。
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