JPH0222421A - 超低鉄損一方向性珪素鋼板の製造方法 - 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） 本発明は超低鉄損一方向性珪素鋼板の製造方法に関する
ものである。

一方向性けい素鋼板は、よ（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（Ｂ、。値で代表される）が高
く、鉄損（ＷＩＴ／Ｓ。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８
、。値で１．９０Ｔ以上、１，７．。値は１．０５Ｗ／
ｋｇ以下、また板厚０．２３ｍｍの製品の磁気特性がＢ
１０値で１．８９Ｔ以上、凱、７．。値は０．９０Ｗ、
／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、特公昭５２２４４９９
号公報において、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
金属薄めっきやさらにその上に絶縁被膜を塗布焼付する
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（に鏡面仕上げ後に
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は６０
０℃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。

一方で最近、特開昭６２−４０３１５号公報には、従来
の珪素鋼板の製造方法のように、珪素鋼スラブを高温加
熱しインヒビターとして役立つ成分を−たん固溶させる
手順を経ることなく、最終焼鈍での二次再結晶の際に（
Ｓｉ、、Ａｌ）Ｎを鋼板中に存在させこれをインヒビタ
ーに利用する方法が開示されているけれども安定した工
程で２次再結晶させることがまだ不可能であり、かつ十
分な低鉄損を得る製造方法とは云いがたい。

（発明が解決しようとする課題） 発明者らは、上記した鏡面仕上げによって目脂した鉄損
向上の実効をより有利に引き出すに当たり、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、なかでも、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、この基本認識に立脚し、仕上げ焼鈍済みの
方向性けい素鋼板の表面上の酸化物除去及び研磨処理後
における特別な鋼板表面処理を、特にインヒビターとし
て窒化物を利用する場合に適用することによって有利な
だけでなく安定な超低鉄損化を達成しようとするもので
ある。

（課題を解決するための手段） 発明者らは上記した従来の技術における欠点を除去し、
安定した製造工程で超低鉄損を達成すべく種々検討を加
えた結果、重量％を単に％であられすこととして、 Ｃ０．０１〜０．０８％、　　Ｓｉ　　２．０〜４．０
　　％、　　Ｍｎ　０．０１〜０．２　　％、　　Ｓ　
　０．００１〜０．００７　　％、　　Ａ１　０．００
５〜０．０６％、　Ｎ　０．００１〜０．０１０％、残
部Ｆｅと不可避的不純物からなる珪素鋼スラブを１００
０〜１２５０℃の温度で加熱後、熱間圧延を施して熱延
板とした後窒化能のある雰囲気中での中間焼鈍をはさん
で２過の冷間圧延を施して最終板厚とし、次いで湿水素
中で脱炭焼鈍した後、窒化能のある化合物を添加してフ
ォルステライト生成抑制焼鈍分離剤を塗布して、さらに
２次再結晶と純化焼鈍を施した後の仕上焼鈍板に、 その表面上の酸化物除去及び研磨処理後の綱板表面上で
ＣＶＤ　、イオンプレテーイング又はイオンインプラン
テーションにより、 Ｔｌｌ　Ｚｒ、　ｌｌｆ、　　ｖ、　Ｎｂ、　Ｔａ、　
Ｃｒ、　Ｍｏ、　ｗ、　Ｍｎ、　Ｃｏ。

Ｎｉ、　、Ａｌ＋　　Ｂ、　Ｓｉの窒化物及び／又は炭
化物のうちから選んだ少な（とも１種からなる極薄張力
被膜を被成すること からなる超低鉄損一方向性珪素鋼板の製造方法を確立し
たものであり、 またこの珪素鋼スラブは、」二記した成分のほかにＳｎ
　０．００５〜０．５％、　　Ｃｕ　０．０１〜１．０
％のうち１種又は２種、 又は／及びＭｏ＋　Ｓｂ、　　Ｂのうち少な（とも１種
を合計で０．００５〜０．５％を含有するときさらに好
適であることの知見を得て、この発明の完成に至ったも
のである。

以下この発明の成功が導かれた具体的実験に従って説明
を進める。

■　Ｃ０．０５３％、Ｓ４３．３５％、　　Ｍｎ　０．
０８５％Ｓ　０．０２６％、　　、Ａｌ　０．０２５％
、　Ｎ　０．００７２％を含有する珪素鋼スラブ（通常
の一方向性珪素鋼素材成分）、 Ｃ０．０５５％、Ｓｉ３．３５％、　　Ｍｎ　０．０７
５％。

Ｓ　０．００３％、　　、Ａｌ　０．０２６％、　Ｎ　
０．００６６％、Ｃ０．０５４％、Ｓｉ３．３６％、　
　Ｍｎ　０．０７８％。

Ｓ　０．００３％、　　Ａｔ　０．０２７％、　Ｎ　０
．００６９％。

Ｃｕ　０．１％、　　　Ｓｎ　０．０５％、■　Ｃ０．
０５５％、Ｓｉ３．３４％、　　Ｍｎ　０．０７７％Ｓ
　０．００ｗｔ％、　　、Ａｌ　０．０２４％、　Ｎ　
０．００７３％。

■ ■ Ｃｕ　０．１％、　　　　Ｓｎ　０．０５％、　　　Ｍ
ｏ　０．０２１％、■　Ｃ０，０５２％、　　Ｓｉ　３
．３６％、　　　Ｍｎ　０．０７９％。

Ｓ　　０．００ｗｔ％、　　Ａｌ　　０．０２８％、　
　Ｎ　　０．００７１％。

Ｃｕ　０．０９％、　　Ｓｎ　　０．０ｗｔ％、　　　
Ｍｏ　０．０１５％。

Ｓｂ　０．０２３％ をそれぞれ含有し、残部実質的にＦｅより成る珪素鋼ス
ラブ（■〜■は本発明対象の素材成分の珪素鋼）を Ａ　　１３８０℃で５時間加熱と Ｂ　　１１００℃（通常のインヒビターを固溶させる加
熱温度ではなく、熱間圧延を行なうための加熱温度）で
２時間加熱と を施して熱延板とした。

その後１０５０℃で１分間の中間焼鈍をはさんで２回の
圧延を施し０．２０ｍｍ厚の最終冷延板としたがこの中
間焼鈍の際には （ａ）　　ＮＨ３（５％）＋１１□の窒化雰囲気（本発
明の条件）。

Ｑ））　　ＮＺ　（５０％）＋１１□（５０％）の通常
雰囲気でそれぞれ処理した。その後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、鋼板表面上
にフォルステライト生成反応を抑制する焼鈍分離剤Ｍｇ
Ｏ（３０％）　、Ａｌ２Ｏ３（６５％）、フェロ窒化マ
ンガン（５％）を塗布した。

その後８５０℃から１０℃／ｈｒで１１５０℃まで昇温
してＧｏｓｓ方位２次再結晶粒を発達させた後、１２０
０℃で８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、電解研
磨により表面を鏡面状態Ｒａ＝０．０８μｍ　（中心線
平均粗さ）に仕上げた。その後イオンプレーティング法
（ＨＣＤ法）により鋼板表面上にＴｉＮの張力被膜を被
成した（このときの）ＩＣＤ条件は加速電圧５０Ｖ、加
速電流５００Ａで、被膜厚みは０．８μｍ）。

これらの処理を施した後の製品の磁気特性を表１にまと
めて示す。

表１から明らかなように■のような通常の一方向性珪素
鋼素材成分にあっては処理条件の如何によって特性に大
きな変化はあられれず、例えばＢＩＧイ直が１．９２〜
１．９３Ｔ、讐１，７．。イ直は０．７２〜０．７７Ｗ
／ｋｇ程度である。

これに対して本発明対象の珪素鋼素材成分■〜■では、
磁気特性が実験条件により極端に異り、磁気特性が最良
となる条件は加熱条件でＢの低温加熱がまた、中間焼鈍
条件については（ａ）の窒化雰囲気での処理がそれぞれ
適合し、そのときの磁気特性はｔｌ＋ｏ値が１．９３〜
１．９４Ｔであり、ＷＩ７１５０値は０．５８〜０．５
９Ｗ／ｋｇときわめて低い鉄損を示すことが注目される
。

（作　用） このように本発明に従う鋼スラブの素材成分を用いて、
低温加熱の下に、中間焼鈍の際窒化雰囲気で処理したと
きその後のＴｉ被膜を被成したのちの磁気特性、特に鉄
…の急激な向上がもたらされている。

この理由は明白に解明されたわけではないが以下に示す
理由によると思われる。

すなわち■のスラブ加熱を低くすることによって熱延仕
上げ温度を低くすることができるため鋼板表面近傍に発
生するＧｏｓｓ方位２次再結晶核発生頻度を高めること
が可能である。■このときの使用するインヒビターは従
来の高温加熱によりインヒビターを固溶させなければな
らない（、ＡｌＮ＋Ｍｎ５）ではなく、特開昭６２−４
０３１５号公報に開示されている（Ｓｉ、Ａｌ）Ｎであ
ると考えられるが、その際熱延中に生成されたＧｏｓｓ
核を２次再結晶処理工程にまで有効に継承させるには本
発明で開示したように中間焼鈍において窒化雰囲気にす
ることによって（Ｓｉ、　Ａｌ）Ｎのインヒビター機能
を強化させることである。（このＧｏｓｓ核発生・継承
機構は次の発明者の解説、あるいは論文を参照：井ロ征
夫、鉄と鋼、　７０　（１９８４）、　Ｐ、　２０３３
．井口征夫他９日本金属学会誌、　５０　（１９８６）
、　Ｐ、　８７４．　Ｙ、　ＩｎｏｋｕＬｉ　ｅｔ。

ａｌ、、　Ｔｒａｎｓ、　ｌ５ＩＪ、　２７　（１９８
７）、　Ｐ、　１３９　、およびＭｅｔ、　Ｔｒａｎｓ
、、　１６Ａ　（１９８５）、　Ｐ、　１６１３　）さ
らに■現行のフォルステライト被膜を生成させずに窒化
物、炭化物の張力薄膜を形成させることにより超低鉄損
を達成しうることはすでに本発明者らが開示した特開昭
６２−１８２０号公報、昭６２−１８２１号公報、昭６
２−１８２２号公報又は昭６２−６９５０２号公報等か
ら明らかで、これらを組合せる効果として有効に超低鉄
損を達成することができると考えられる。

以上■〜■理由により超鉄損−・方向性珪素鋼板の製造
が可能となったが、次にこの発明に従う一方向性珪素鋼
板の製造工程について一般的な説明を含めてより詳しく
述べる。

まずこの発明において素材の成分組成を前記の範囲に限
定した理由について説明する。

ｃ　　ｏ、ｏｉ〜０．０８％ Ｃは熱延集合組織を改善するのに不可欠な元素であり、
Ｃが０．０１％以下では集合組織制御が弱くなり大きな
バンド構造を形成して２次再結晶粒の発達を阻害する。

またＣが０．０８％以上では熱延集合組織に悪影響を及
ぼすのと、脱炭の際長時間必要となるためＣは０．０１
〜０．０８％の範囲に限定されるべきである。

Ｓｉ　　２．０〜４．０％ Ｓｉ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の増大を招き、一方４．０％より
多いと冷延の際にぜい性割れを生じ易くなるため、２．
０〜４．０％の範囲に限定した。

Ｍｎ　　０．０１〜０．２％ Ｍｎは、一方向性珪素鋼板において析出分散相としてＭ
ｎＳあるいはＭｎＳｅを利用する場合にはインヒビター
形成元素として寄与するが、本発明ではインヒビターと
してＭｎＳやＭｎＳｅを用いないのでＭｎの役割は加工
性の改善のみであり、そのために０．０１〜０．２％の
範囲で添加することとした。

ｓ　　ｏ、ｏｏｉ〜０．００７％ Ｓは従来の一般的な一方向性珪素鋼素材成分中に０．０
１５〜０．０３５％程度含有するが表１について示した
ところから少なくとも０．００１％を必要とするが０．
００７％を越えると所期した効果はもはやあられれない
のでＳは０．００１〜０．００７％に限定される。

ｓｏｌ　　Ａｌ　　０．００５　〜０．０６％Ａｌは特
開昭６２−４０３１５号公報に開示されているように、
（Ｓｉ、、Ａｌ）Ｎのインヒビターとして利用するため
重要な元素であり、効果的な１次粒成長を抑制するには
０．００５〜０．０６％の範囲で添加する必要がある。

Ｎ　　０．００１〜０．０１％ Ｎは、（Ｓｉ、、Ａｌ）Ｈのインヒビターの利用に用い
られる重要元素であり、前記＾ｌとの兼合いから０．０
０１〜０．０１％の範囲で含有させることとした。

その他一般的にインヒビターとして利用されているＣｕ
、　Ｓｎのうち１種又は２種で添加する場合、ＣｕＯ量
は０．０１〜１．０％、Ｓｎの量は０．００５〜０．５
％が必要でＣｕは０．０１％またＳｎは０．００５％に
満たないとき そしてＣｕは１．０％、Ｓｎは０．５％を越えるとから
である。

さらにこれらのほかＭｏ、　Ｓｂ、　　Ｂのうち少なく
とも１種を合計で０．００５〜０．５％を珪素鋼素材中
に添加すると１次再結晶粒の粒成長を抑制する点で有利
であるが０．００５％未満では抑制力を有効に働らかせ
る力が小さくまた０、５％を越えると冷間圧延の際の板
ワレと同時に脱脂の際に長時間を要し経済的でない故に
不可である。

次にこの発明に従う一連の製造工程について具体的に説
明する。

まず素材を溶製するのに、ＬＤ転炉、電気炉、平炉その
他公知の製鋼炉を用い得るのは勿論、真空処理したり真
空溶解によることもできる。

次にこのように溶製された珪素鋼の溶鋼は、連続鋳造法
または造塊−分塊法によってスラブとされる。

通常の一方向性珪素鋼はＭｎＳあるいはＭｎＳｅの解離
固溶のため１３５０℃以上の高温に加熱されるが、この
発明ではインヒビターとして（Ｓｉ、Ａｌ）Ｎを利用す
るのでその必要はなく　１１００〜１２５０℃の温度で
加熱後公知の方法で熱間圧延に付される。

この熱間圧延のための加熱温度は１１００℃に満たない
と、熱間ワレを起し、一方１２５０℃を越える高温で熱
延するときは、熱延板表面層のＧｏｓｓ方位集合組織の
優先形成をさせることが不可能となる。

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
．２〜３．０閣厚程度とすることは有利である。

次に熱延板は場合によって９００〜１２００″Ｃの高温
均一化焼鈍が施されるが、この焼鈍後急冷処理を施すこ
とが好ましい。

その後鋼板は中間焼鈍をはさんで２回の冷間圧延が施さ
れる。このときの中間焼鈍温度は鋼板が回復・再結晶温
度範囲で８００−１２００″Ｃの温度範囲が好ましく、
またこのときの焼鈍雰囲気は本発明の必須条件で窒化雰
囲気としなければならない。

この窒化雰囲気はＮＨ，をＨ２あるいはＮ２雰囲気中に
１〜３０％程度混合させるのが最適であるが、要は鋼板
表面からの浸窒を図ることによってインヒビター機能を
高かめるのが目的であって、その窒化手法は従来公知の
方法を使用しても良い。またこの２回の冷間圧延を施す
場合、最終の圧下率は５゜から８５％の高圧下とするこ
とが望ましく、さらにこの成分系では１００℃〜５００
℃のパス間エージング処理を施すのが最適である。この
ときの最終冷延板厚は０．１０〜０．３５ｍｍ厚程度で
ある。

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℃で１次再結晶焼鈍が施される。

その後は通常ならば鋼板表面にＭｇＯを主成分とする焼
鈍分離が塗布されるが、この発明では、−般的には仕上
げ焼鈍後の形成を不可欠としていたフォルステライトを
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Ａ１ｚＯ
＋　Ｚｒ０ｚ＋　Ｔｉ０ｚ等を５０％以上ＭｇＯに混入
して使用するのみならずさらにこの焼鈍分離剤中には特
公昭６２−４０３１５号公報に開示しであるように、２
次再結晶発達の初期段階で窒化処理することが有効なの
で、その際分離剤中に窒化能のある化合物、例えばＭｎ
Ｎ等を添加す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
”Ｃ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）　＜ＯＯｂ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９０
０　’Ｃ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’Ｃ／ｈの昇温速度の除熱焼鈍で
もよい。

２次再結晶焼鈍後の純化焼鈍は、軟水素中において１１
００℃以上で１〜２０時間にわたって焼鈍を行うことに
より、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
それらの組合わせによって除去する。

この酸化物除去処理の後、化学研磨、電解研磨などの化
学的研磨や、ハフ研磨などの機械的研磨あるいはそれら
の組合わせなど従来の既知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。

その後鏡面仕上げ表面上に、ＣＶＤ　、イオンプレーテ
ィング又はイオンインプランテーションにより、Ｔｉ、
　Ｚｒ、　Ｈｆ、　　Ｖ、　Ｎｂ＋　Ｔａｔ　Ｃｒ、　
Ｍｏｔ　Ｗ＋　Ｍｎ＋Ｃｏ、　Ｎｉ、　Ａｔ、　Ｂおよ
びＳｉの窒化物及び／又は炭化物のうちから選んだ少な
くとも一種からなる極薄張力被膜を形成させるのである
。

ここにかかる極薄張力被膜は０．１〜２μｍ程度の厚み
で形成させるのが効果的である。

そしてこのようにして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
処理を行うことは、１００万ＫＶＡにも上る大容量トラ
ンスの使途においては当然に必要であり、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る
ことができる。

（実施例） 実施■よ 表２に示す６種の成分系の珪素鋼スラブを１１００℃で
加熱後熱延して１．６　ｍ厚の熱延板とした。その後１
０５０″Ｃで１分間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。

なお中間焼鈍の際には５％ＮＨ，＋５０％Ｈ２＋４５％
Ｎ２の窒化雰囲気中で行なった。

その後８４０℃の湿水素中で脱炭・１次再結晶焼鈍を行
なった後、鋼板表面上にＭｇＯ（３０％）、　Ａｈ０３
（６０％）　、　Ｚｒ０ｚ　（５％）、フェロ窒化マン
ガン（５％）を含有する焼鈍分離剤を塗布した後、８５
０℃から１１５０℃まで８’Ｃ／ｂｒで昇温してＧｏｓ
ｓ方位２次再結晶粒を発達させた後、１２００℃で１０
時間乾Ｈ２中で純化焼鈍を行なった。

その後鋼板表面上の酸化物を酸洗により除去した後、電
解研磨により中心線平均粗さＲａ＝０．０６ａｍに鏡面
仕上げした。

その後ＨＣＤ法（加速電圧４５Ｖ、加速電流５００　Ａ
、真空度７　Ｘｌ０−’Ｔｏｒｒ）により鋼板表面上に
５ｉＪ４の膜（膜厚１．０μｍ）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。

亥ｌｌ維側 Ｃ０．０５６％、　　Ｓ１３．３６　　％、　　Ｍｎ　
０．０７６％、　８％、　　、Ａｌ　　０．０３３％、
　　Ｎ　　０．０７８％、　　Ｃｕ　０．０９％、　　
Ｍ。

０．０３１％、及びＳｂ　０．０１５％を含有し残部実
質的にＦｅより成る珪素鋼スラブを１１５０℃で加熱後
熱間圧延を施して１．８画厚の熱延板とした。その後１
１００℃の中間焼鈍をはさんで（このときの焼鈍雰囲気
は３％ＮＨ，＋５５％Ｈ，＋４８％Ｎ２の窒化性混合ガ
ス）中にて０．２０ｍｍ厚の最終冷延板とした。その後
８５０℃の湿水系中で脱炭・１次再結晶焼鈍を施した後
、ＭｇＯ（３％）、＾１ｚｏｓ　（６０％）　、　Ｚｒ
０ｚ　（３％）　、　Ｔｉｅ。

（２％）、フェロ窒化マンガン（５％）を含有する焼鈍
分離剤を塗布した。

ついで８５０″Ｃから８℃／ｈの速度で１０５０℃まで
昇温しで２次再結晶させたのち、さらに軟水素中で１２
００℃１８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、ついで
電解研磨により鋼板表面を鏡面状態に仕上ケタのち、Ｃ
ＶＯ（表３中無印）、イオンプレーティング（表３中の
Ｏ印）およびイオンインプランテーション（表３中のΔ
印）により種々の薄膜（約０．７〜０．８μ輪厚）を被
成した。しかるのちりん酸塩とコロイダルシリカとを主
成分とするコーティング処理液を塗布・焼付けて絶縁被
膜を形成させた。

得られた各製品の磁気特性について調べた結果を表３に
まとめて示す。

裏　　３ なお、上記の各製品板は、８００℃１１２０ｍｉｎのひ
ずみ取り焼鈍後においても特性劣化はみとめられない。

（発明の効果） 上記のようにして、超低鉄損一方向性珪素鋼板の製造が
安定した工程で有利に可能となる。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １、Ｃ０．０１〜０．０８ｗｔ％、 Ｓｉ２．０〜４．０ｗｔ％、 Ｍｎ０．０１〜０．２ｗｔ％、 Ｓ０．００１〜０．００７ｗｔ％、 Ａｌ０．００５〜０．０６ｗｔ％、 Ｎ０．００１〜０．０１０ｗｔ％、 残部Ｆｅと不可避的不純物からなる珪素鋼 スラブを１０００〜１２５０℃の温度で加熱後、熱間圧
   延を施して熱延板とした後窒化能のある雰囲気中での中
   間焼鈍をはさんで２回の冷間圧延を施して最終板厚とし
   、次いで湿水素中で脱炭焼鈍した後、窒化能のある化合
   物を添加したフォルステライト生成抑制焼鈍分離剤を塗
   布して、さらに２次再結晶と純化焼鈍を施した仕上焼鈍
   板に、 その表面上の酸化物除去及び研磨処理後の 鋼板表面上でＣＶＤ、イオンプレーティング又はイオン
   インプランテーションにより、 Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、
   Ｍｎ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ａｌ、Ｂ、Ｓｉの窒化物及び／又は
   炭化物のうちから選んだ少なくとも１種からなる極薄張
   力被膜を被成すること を特徴とする、超低鉄損一方向性珪素鋼板の製造方法。 ２、請求項１において、珪素鋼スラブが、 Ｃ０．０１〜０．０８ｗｔ％、 Ｓｉ２．０〜４．０ｗｔ％、 Ｍｎ０．０１〜０．２ｗｔ％、 Ｓ０．００１〜０．００７ｗｔ％、 Ａｌ０．００５〜０．０６ｗｔ％、 Ｎ０．００１〜０．０１０ｗｔ％と Ｓｎ０．００５〜０．５ｗｔ％、Ｃｕ０．０１〜１．０
   ｗｔ％のうちの１種又は２種と を含有し、残部Ｆｅと不可避不純物からなる組成を有す
   るものとすること を特徴とする、超低鉄損一方向性珪素鋼板の製造方法。 ３、請求項１において、珪素鋼スラブが、 Ｃ０．０１〜０．０８ｗｔ％、 Ｓｉ２．０〜４．０ｗｔ％、 Ｍｎ０．０１〜０．２ｗｔ％、 Ｓ０．００１〜０．００７ｗｔ％、 Ａｌ０．００５〜０．０６ｗｔ％。 Ｎ０．００１〜０．０１０ｗｔ％と Ｍｏ、Ｓｂ及びＢのうち少なくとも１種を合計で０．０
   ０５〜０．５ｗｔ％と を含有し、残部Ｆｅと不可避不純物からなる組成を有す
   るものとすること を特徴とする、超低鉄損一方向性珪素鋼板の製造方法。 ４、請求項１において、 Ｃ０．０１〜０．０８ｗｔ％、 Ｓｉ２．０〜４．０ｗｔ％、 Ｍｎ０．０１〜０．２ｗｔ％、 Ｓ０．００１〜０．００７ｗｔ％、 Ａｌ０．００５〜０．０６ｗｔ％。 Ｎ０．００１〜０．０１０ｗｔ％と Ｓｎ０．００５〜０．５ｗｔ％、Ｃｕ０．０１〜１．０
   ｗｔ％のうちの１種又は２種並びに Ｍｏ、Ｓｂ及びＢのうち少なくとも１種を合計で０．０
   ０５〜０．５ｗｔ％と を含有し、残部Ｆｅと不可避不純物からなる組成を有す
   るものとすること を特徴とする、超低鉄損一方向性珪素鋼板の製造方法。