JPH02263926A - 磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法 - 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） この発明は、磁気特性の優れた一方向性電Ｌｌｌ　ｍ板
の製造方法に関し、とくに適正方位の２次再結晶粒の核
を人工的に植付けることによって核発生からその成長過
程を効果的に制御し、もって磁気特性の有利な改善を実
現しようとするものである。

（従来の技術） 周知のように一方向性けい素鋼板は、主として変圧器そ
の他の電気機器の鉄心として利用される軟磁性材料で、
圧延方向の磁気特性が優れていること、すなわち磁気特
性（励磁特性）として８，。

値（磁場の強さＩＯＯＯＡ／ｍのとき発生ずる圧延方向
の磁束密度）で代表される磁束密度が高くしかもＷ＋７
／Ｓｏ値（磁束密度１．７Ｔ、周波数５０１Ｉｚで磁化
したときの鉄損）で代表される鉄損が低いことが要求さ
れる。

上述のような一方向性けい素鋼板の磁気特性向上のため
には、鋼板中の２次再結晶粒の＜００１＞軸を圧延方向
に高度に揃えることが基本的に必要である。

現在、工業生産されている代表的な一方向性電磁鋼板製
造法は以下に述べる３種類の方法、すなわち １）Ｍ、Ｆ、Ｌｉｔｔｍａｎによる特公昭３０−３６’
５１号公報に示されたＭｎＳを用いる量器冷延法 ２）出口、坂倉による特公昭４０−１５６４４号公報に
示されたくＩＮ　＋　Ｍｎ５）を用い最終冷延工程を８
０％以上の強冷延率とする方法 ３）今中等による特公昭５１−１３４６９号公報に示さ
れた（ＭｎＳまたは／およびＭｎ５ｅ）　＋　Ｓｂを用
いる量器冷延法 を基盤とし、その改良によって現在製造されている。

いずれの改良技術も、熱間圧延と冷延圧延および焼鈍と
の適切な組合せによって最終板厚とした鋼板を仕上げ高
温焼鈍することにより、（１１０）＜ＯＯｂ方位を有す
る１次再結晶粒を選択成長させるいわゆる２次再結晶を
活用している。

この２次再結晶は、２次再結晶前の＠機中に、いわゆる
インヒビターと呼ばれる微細な析出物たとえばＭｎＳ、
　ＡＩＮ、　ＭｎＳｅ、さらに最近では特公昭６２４５
２８５号公報に開示のような（Ｓｉ、　ＡＩ）Ｎの複合
体等、あるいはＳｎ、　Ｓｂ、　Ｐ等の粒界存在型の元
素が存在することによって達成される。これらインヒビ
ターはＪ、Ｅ、Ｍａｙ’ａｎｄ　Ｄ、　Ｔｕｒｎｂｕｌ
ｌ　　（Ｔｒａｎｓ。

Ｍｅｔ、　Ｓｏｃ、八ＩＭＥ　２１２　（１９５８）　
Ｐ、７６９〜７８１１　　らが説明しているように、仕
上げ高温焼鈍中の（１１０１＜００１＞方位以外の１次
再結晶粒の成長を抑え、（１１０）　＜００１＞方位粒
を選択的に成長させる機能を持ち、２次再結晶の最重要
構成因子である。

従って当該分野の研究開発の重点課題は、いかなる種類
のインヒビターを用いて２次再結晶を安定させるか、そ
して正確な（１１０）　＜ＯＯｂ方位方位存在割合を高
めるためにはそれらの適切な存在状態をいかに達成する
かであった。

しかしながらインヒビターの種類およびその存在形態に
関する選択基準は必ずしも明確ではなく、それぞれの場
合に応じていずれの場合も均一で微細かつ多量に存在す
るように、素材成分および熱処理条件が調整されてきた
。

また、このようなインヒビター選択基準の不明確さもさ
ることながら、熱力学的観点め）らもインヒビターの析
出過程における均一、微細化の精度およびその量は制約
を受ける。これは（ＩＬＯ）＜００１＞の存在割合すな
わちＢ、。値には限界があることを示している。

さらに高磁束密度材を得るにはインヒビターの制御と同
時に、そのインヒビター特性に合致すべく、圧延や熱処
理を適切に組合せて２次再結晶前の１次再結晶組織の性
状を制御することが重要であり、成分調整をはじめとし
て製鋼、スラブ加熱、熱延、冷延および各種熱処理と複
雑で多岐にわたる各工程を厳密に制御する必要があった
。しかし、実際の工場生産においては処理条件が上記し
た如き総合的な適正条件から外れ易くわずかでも外れた
ものは２次再結晶が不良となり＜００１＞軸の圧延方向
への配向性が悪くなるため、Ｂ１゜値および鉄Ｉ！値と
もに優れた一方向性電磁鋼板を安定して得ることは難し
かった。

このように（１１０）　＜００１＞粒の存在割合を高め
るために、圧延と再結晶により核形成を整え、ついでい
わゆる２次再結晶を活用する方法では、（１１０）　＜
００１＞方位粒の集積度にはおのずと限界があったので
ある。

この点発明者は、圧延と再結晶によらないで２次再結晶
粒の核を整える方法として、予め厳密に制御された種結
晶を直接鋼板に溶接により植付ける方法を見い出し、特
開昭６３−１４９３１８号公報において開示した。

（発明が解決しようとする課題） しかしながら上記の方法では、溶接の熱影響による接合
部変質のため、植付けた２次粒核が溶接部を安定して越
えて優先成長することは極めて難しいところに問題を残
していた。

この発明は、接合部変質の少ない２次再結晶粒の核植付
法を提案するものであり、植付けた核の安定成長を図る
ことにより２次再結晶をその核発生から成長過程を通じ
て効果的に優先成長させ、安定して高８１゜値を得るこ
とができる一方向性電磁鋼板の有利な製造方法を開示す
るものである。

またこの発明は、ゴス粒の＜００１＞軸を圧延面から積
極的にずらすことによって鉄損特性の一層の改善を図る
ものである。

すなわち鉄損特性の向上のためには、ゴス粒の＜ＯＯｂ
軸が圧延面と完全に一致するよりは幾分ずれている方が
好ましいことは、たとえば特公昭５７６１１０２号公報
や（ＩＥＥＥ、　Ｔｒａｎｓａｃｔｉｏｎｓ　ｏｎ　Ｍ
ａｇｎｅｔｉｃｓＶｏｌ、　Ｍａｇ　２１．　　Ｎｏ、
１　（１９８５））に示されに関してはているところで
あり、特に　β　２．５°近傍が低鉄損化にとって最適
であることがらβ−２，５°近傍への方位集積が強く望
まれていたのであるが、従来の圧延と再結晶による方法
では、（１１０１＜００１＞方位への集積度を上げよう
としたβ場合、α　、　β　、　　Ｔ　のうち特に　β
　はＯ近傍に集積しやすかったのである。従って＝２．
５゜近傍へ方位を制御するためには特公昭５８−５９６
９号公報に開示のように、冷延板に冷間圧延方向と交差
する方向に波形を形成し、次いで該波付鋼板を脱炭焼鈍
し、引続いて連続ストリップ方式で２次再結晶焼鈍を行
い、次いで焼鈍分離剤を塗布した上で箱焼鈍による純化
焼鈍を行い、その後該波付鋼板の波形を平坦にする矯正
処理を行うというような非生産的な方法がとられていた
のである。

（課題を解決するための手段） さて発明者らは、できるだけ熱影響の少ない接合法につ
いて鋭意検討を行った結果、低温接合に必要な本質的な
事項すなわち １）接合面に不純物が少ないこと ２）接合面をできるだけ近づけること を達成するための有効手段を究明した。

しかもかような低温接合法を活用すれば、被処理材であ
る鋼板そのものは従来のように厳密な方位制御を行う必
要はなく、従って熱間圧延後従来不可欠とされた焼鈍お
よび冷間圧延を併せて施さずとも、焼鈍のみ、また冷間
圧延のみでも、さらには両工程を省略した場合であって
も、またさらにはその後に常用されてきた脱炭・１次再
結晶焼鈍を省略したとしても、種材の方位さえ厳密に制
御していれば、この種材の方位が鋼板全域にわたって成
長し、上述したような従来工程を施した場合と同程度以
上の優れた磁気特性が得られることの知見を得た。

さらに冷間圧延を実施する場合には、冷延前の鋼中Ｃ量
を低減しておけば、より一層良好な方位の成長が望み得
ることも併せて見出した。

この発明は、上記の知見に立脚するものである。

すなわちこの発明は、含けい素鋼スラブを熱間圧延し、
ついで焼鈍および冷間圧延なしに、あるいは少なくとも
１回の焼鈍および／または冷間圧延を施して最終板厚と
したのち、最終仕上げ焼鈍を施すことによって一方向性
電磁鋼板を製造するに当り、熱間圧延後、最終仕上げ焼
鈍前のいずれかの段階において、鋼板の縁部に再結晶の
種材を、下記の方位関係を満足する条件下に接合するも
のとし、この接合に当り、接合面を活性状態にして接触
させ、ついで粒界移動を生起させる温度に加熱して、核
種材の方位を鋼板全域にわたって成長させることからな
る磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法（第１
発明）である。

またこの発明は、上記した第１発明の工程中、最終仕上
げ焼鈍に先立ち、１次再結晶焼鈍を施してなる磁気特性
の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法（第２発明）であ
る。

さらにこの発明は、含けい素鋼スラブを熱間圧延し、つ
いで焼鈍および冷間圧延なしに、あるいは少なくとも１
回の焼鈍および／または冷間圧延を施して最終板厚とし
たのち、最終仕上げ焼鈍を施すことによって一方向性電
磁鋼板を製造するに当り、熱間圧延後、最終仕上げ焼鈍
前のいずれかの段階において、鋼板の縁部に再結晶の種
材を、下記の方位関係を満足する条件下に接合するもの
とし、この接合に当り、該種材および鋼板よりも融点が
低いインサート材の介在下に接合し、ついで粒界移動を
生起させる温度に加熱して、核種材の方位を鋼板全域に
わたって成長させることから成る磁気特性の優れた一方
向性電磁鋼板の製造方法（第３発明）である。

またさらにこの発明は、上記した第３発明の工程中、最
終仕上げ焼鈍に先立ち、１次再結晶焼鈍を施してなる磁
気特性の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法（第４発明
）である。

記 α　≦５″ １≦１βｊ≦５゜ ここでα：種材の＜００１　＞軸の鋼板圧延面に対する
投影軸と鋼板の圧延方向とがなす角度 β：種材の＜ＯＯｂ軸の鋼板圧延面に対する傾き角度 さらにこの発明は、上記の第１〜４発明に従う製造過程
において、冷間圧延前段階の鋼中ｃ３１をそれぞれ０．
０１０ｗｔ％以下に低減することからなる磁気特性の優
れた一方向性電磁鋼板の製造方法（第５発明）、上記の
第１〜５発明に従う製造過程において、被処理材と種材
との接合が応力付与下である磁気特性の優れた一方向性
電磁鋼板の製造方法（第６発明）および上記の第１〜６
発明に従う製造過程において、接合時における加熱雰囲
気が非酸化性である磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板
（第７発明）である。

以下、この発明を由来するに至った基本的実験に基づき
、この発明を具体的に説明する。

実験１−１ Ｃ：　０．０１０ｗｔχ（以下単に％で示す）　、Ｓｉ
　：　３．３５％、Ｍｎ　：　０．１５％、Ｓ：０．０
０８％、５ｏｌＡｌ　：　０．０２５％およびＮ　：　
０．００８５％を含み、残部実質的にＦｅからなる鋼ス
ラブを、１２５０°Ｃで１時間加熱後、熱間圧延を施し
て最終板厚０．３０＋ｍｓの熱延板に仕−ヒげ、ついで
得られた熱延板から長さ：３００ｍｍ、幅：３５＋ｎｍ
の角片を４枚切り出して素材Ａ１．　Ａ２．　Ａ３．　
Ａ４とした。

また得られた熱延板に、９００°Ｃ，３分の焼鈍を施し
、ついで所定の形状に切り出したものを、素材ＡＸＩ、
ＡＸ２．　ＡＸ３．　ＡＸ４　とした。

さらに熱間圧延によって２．３柵厚の熱延板としたのち
、直ちに冷間圧延を施して最終板厚０．３０ｍの冷延板
に仕上げ、ついで同じく所定の形状に切り出したものを
、素材ＡＹＬ、　ＡＶ２．　ＡＶ３．八Ｙ４とした。

またさらに熱間圧延によって２．３ｍｍ厚の熱延板とし
たのち、９００　’Ｃで３分間の均一化焼鈍を施し、つ
いで９５０°Ｃ，３分間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０．３０ｍｍの冷延板に仕上げ
、しかるのち所定の形状に切り出したものを、素材ＡＸ
ＹＩ、　ＡＸＹ２．八χＹ３．　ＡＸＹ４とした。

一方Ｓｉ　＝　３．０％を含有し、残部はＦｅおよび不
可避的不純物の組成になり、板厚０．３０ｍｍ、長さ＝
２８０ｍｍ、幅：５鴫で、α＝０°かつβ＝２°の単結
晶板を２枚用意し素材Ｂ１．　Ｂ２とした。

さらに同じ寸法でα＝０°かつβ＝０°の単結晶板を２
枚用意し、素材ＣＬ、　Ｃ２とした。

次に、Ａｌ　〜Ａ４．　ＡＸＩ　〜ＡＸ４．　ＡＹＩ　
〜ＡＹ４およびＡＸＹＩ〜ＡＸＹ４はいずれも、圧延方
向に平行で圧延面に直角な断面を、一方Ｂｌ、　Ｂ２．
　ＣＩ、　Ｃ２はそれぞれ板面に直角な（１１０）面を
エメリー研廖、パフ研磨およびフロートポリジングによ
り中心線平均粗さＲａで１０ｒ＋ｍ以下の鏡面状態に仕
上げた後、Ａ、　ＡＸ、　ＡＹ。

ＡＸＹとＢ、またＡ、　ＡＸ、　ＡＹ、　ＡＸＹとＣ同
志それぞれ各２＆１１（７）対をつくり、（１’１１．
ＡＸｌ、　ＡＹｌ、　ＡＸＹＩ）−Ｂｌ、（Ａ２．　Ａ
Ｘ２．　ＡＶ２．　ＡＸＹ２）　−８２、（Ａ３．＾Ｘ
３．　ＡＶ３．ΔχＹ３）ＣＩ　、（Ａ４．　ＡＸ４．
　ＡＶ４．　ＡＸＹ４）−Ｃ２とした。各研磨面をＡ、
　ＡＸ、　ＡＶ、　ＡＸＹ、　Ｂ、　Ｃとも高真空中（
１０−”Ｔｏｒｒ）で八ｒによりイオンスパ・ツタリン
グした後、（Ａｌ、　ＡＸＩ、　ＡＹＩ、　ＡＸＹＩ）
−８１および（Ａ３．　ＡＸ３゜ＡＶ３．　ＡＸＹ３）
　−Ｃ１はそのまま鏡面同志をＢおよびＣの（００１）
軸の圧延面への投影軸がＡ、　ＡＸ、　ＡＹ＾ＸＹの圧
延方向と一致するように接触させてから超高真空中（Ｌ
Ｏ−”　Ｔｏｒｒ）で表面が活性状態のまま、一方（Ａ
２．　ＡＸ２．　ＡＶ２．　ＡＸＹ２）−８２および（
Ａ４．　ＡＸ４ＡＹ４．　ＡＸＹ４）−Ｃ２はイオンス
パッタリング後、実用Ｎ２中で表面が不活性状態で各鏡
面同志を同様に接触させた後実用Ｎ２中で、それぞれ８
５０°ｃ、ｓｏｈの焼鈍を施した。その後いずれも１１
．中で１１８０°Ｃ，５ｈの純化焼鈍を施した。

ソノ結果、（Ａ２．　ＡＸ２．　ＡＶ２．　ＡＸＹ２）
−８２および（Ａ４゜ＡＸ４．＾Ｙ４．八ＸＹへ）−Ｃ
２では接合面に結晶粒界が形成され、Ａ、　ＡＸ、　Ａ
Ｖ、　ＡＸＹとＢ、Ｃはそれぞれ別の方位を持つ結晶体
となった。これに対しくＡ１゜ＡＸＩ、　ＡＹＩ、　Ａ
ＸＹＩ）−Ｂｌおよび（＾３．＾Ｘ３．　ＡＶ３．　Ａ
ＸＹ３）ＣＩでは接合面に粒界は全く認められず、接合
面をはさんで結晶方位を測定したところ、Ａｔ、　ＡＸ
Ｌ。

ＡＹＩ　　ＡＸＹＩはいずれもＢｌと、また＾３．八Ｘ
３．　ＡＶ３゜ＡＸＹ３はいずれもＣ１と同じ方位の単
結晶体となっていた。即ち、接合面に不純物被膜ができ
ないように雰囲気を制御して１触せしめ、加熱すること
により、単結晶（ゴス粒の核）が方位を変えずにマトリ
ックスへ成長したのである。

また表１に、張力被膜を付与した後の各接合体の磁気特
性について調べた結果を示す。

表１ 実験１−２ Ｃ：　０．０４２％、Ｓｉ　：　３．４０％、１ｆｆｉ
ｎ　：　０．０３５％、Ｓｅ：　０．０１２％およびＳ
ｂ　：　０．０２０％を含み、残部実質的にＦｅからな
る鋼スラブを、１３００°Ｃで１時間加熱後、熱間圧延
を施して最終板厚０．３０Ｍの熱延板に仕上げ、ついで
得られた熱延板から長さ：　３００　ｍｍ、幅：３５ｍ
の角片を４枚切り出したのち、湿水素中において８２０
　’Ｃで１０分間の脱炭・１次再結晶焼鈍を施して素材
Ａｔ’　、　Ａ２’　、　Ａ３′、　Ａ４′　とした。

また得られた熱延板に、９００″Ｃ，３分の焼鈍を施し
、ついで所定の形状に切り出してから、同様の脱炭・１
次再結晶処理を施したものを、素材＾Ｘｉ’　、　ＡＸ
２’　、　ＡＸ３’　、　ＡＸ４”　とした。

さらに熱間圧延によって２．３ｍｍ厚の熱延板としたの
ち、直ちに冷間圧延を施して最終板厚０．３０＋ｎｍの
冷延板に仕上げ、ついで同じく所定の形状に切り出して
から、同様の脱炭・１次再結晶処理を施したものを、素
材ＡＹＩ’　、　ＡＶ２”　、八Ｙ３’　、　ＡＹ４’
　とした。

またさらに熱間圧延によって２．３ｍｍ厚の熱延板とし
たのち、９００　’Ｃで３分間の均一化焼鈍を施し、つ
いで９５０°Ｃ，３分間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０．３０ｍｍの冷延板に仕上げ
、しかるのち所定の形状に切り出してから、同様の脱炭
・１次再結晶処理を施したものを、素材ＡＸＹＩ’　、
　ＡＸＹ２’　、　ＡＸＹ３′、　ＡＸＹ４′、とじた
。

一方Ｓｉ・３．０％を含有し、残部はＦｅおよび不可避
的不純物の組成になり、板厚０．３０ｍｍ、長さ：２８
０印、幅：５ｍｍで、α−０″かつβ−２°の単結晶板
を２枚用意し素材Ｂ１．　Ｂ２とした。

さらに同じ寸法でα−０°か２β−０°の単結晶板を２
枚用意し、素材Ｃ１，Ｃ２とした。

次に、　Ａｌ′　〜Ａ４”　　、　　ＡＸＩ’　　〜Ａ
Ｘ４’　　、　　ＡＹＩ’　　〜Ａ’／４’およびＡＸ
ＹＩ’　〜ＡＸＹ４’　はいずれも、圧延方向に平行で
圧延面に直角な断面を、一方Ｂｌ、　Ｂ２．　ＣＬ　Ｃ
２はそれぞれ板面に直角な（１１０）面をエメリー研磨
、パフ研磨およびフロートポリジングにより中心線平均
粗さＲａで１０Ｍｍ以下の鏡面状態に仕上げた後、Ａ’
　、　ＡＸ’　、　ＡＹ’　、ＡＸＹ　′　とＢ１また
Ａ′、　ＡＸ’ＡＹ′、ＡＸＹ　’　とＣ同志それぞれ
各２Ｍｉの対をつ（リ、　（Ａｌ′　、　　ＡＸＩ’　
　、　　ＡＹＩ’　　、　　ＡＸＹＩ’　　）−Ｂｌ、
　（Ａ２′ＡＸ２”　　、　　ＡＹ２′　、　　ＡＸＹ
２’　　）　　−８２、（Ａ３’　　、　　八Ｘ３′　
、　　ＡＹ３’ＡＸＹ３’　　）−Ｃ１、（Ａ４′　、
　　ＡＸ４’　　、　　ＡＶ４′　、　　ＡＸＹ４’　
　）Ｃ２とした。各研摩面をＡ’　、　ＡＸ’　、　Ａ
Ｙ′、　ＡＸＹ′Ｂ、Ｃとも高真空中（１０−”Ｔｏｒ
ｒ）でＡｒによりイオンスパッタリングした後、（八ｌ
゛、＾ＸＩ’　、　ＡＹＩ’八ＸＹへ’　）−Ｂｌおよ
び（Ａ３’　、　ＡＸ３’　、　ＡＹ３’　、　ＡＸＹ
３’　）Ｃ１はそのまま鏡面同志をＢおよびＣの（００
１）軸の圧延面への投影軸がＡ’　、　ＡＸ”　、八ｖ
′、＾ＸＹ’の圧延方向と一致するように接触させてか
ら超高真空中（１０−”　Ｔｏｒｒ）で表面が活性状態
のまま、−方（Ａ２′、　ＡＸ２’　、　ＡＶ２”　、
　ＡＸＹ２’　）　−８２および（Ａ４’　、　ＡＸ４
′、　ＡＹ４’　、　ＡＸＹ４”　）　−Ｃ２はイオン
スパッタリング後、実用Ｎ２中で表面が不活性状態で各
鏡面同志を同様に接触させた後実用Ｎ２巾で、それぞれ
８５０″Ｃ，５０ｈの焼鈍を施した。その後いずれもＨ
ｔ中で１１８０°Ｃ，５ｈの純化焼鈍を施した。

その結果、（八２”　、　ＡＸ２’　、へＹ２′、八Ｘ
Ｙ２’　）　−Ｂ２および（＾４’　、　ＡＸ４′、　
ＡＶ４”　、　ＡＸＹ４’　）　　−Ｃ２では接合面に
結晶粒界が形成され、Ａ’　、　ＡＸ’　、　Ａ’／’
ＡＸＹ　’　とＢ、Ｃはそれぞれ別の方位を持つ結晶体
となった。これに対しくＡｔ’　、ＡＸＩ′、　ＡＹＩ
”　、　ＡＸＹ１’　）Ｂ１および（Ａ３′、　ＡＸ３
’　、　ＡＹ３’　、　ＡＸＹ３”）−ＣＩでは接合面
に粒界は全く認められず、接合面をはさんで結晶方位を
測定したところ、ＡＩ’　、ＡＸＩ”ＡＹＩ’　、　Ａ
ＸＹＩ”　はいずれもＢ１と、またへ３゛、八Ｘ３’Ａ
Ｙ３’　、　ＡＸＹ３′　はいずれもＣ１と同じ方位の
単結晶体となっていた。即ち、接合面に不純物被膜がで
きないように雰囲気を制御して接触せしめ、加熱するこ
とにより、単結晶（ゴス粒の核）が方位を変えずにマト
リックスへ成長したのである。

また表１に、張力被膜を付与した後の各接合体の磁気特
性について調べた結果を示す。

表１ 表１より明らかなように、１次再結晶焼鈍の有無にかか
わらず、熱間圧延後、とくに焼鈍と冷間圧延とを施さな
くても（八）、また焼鈍のみ（ＡＸ）、冷間圧延のみ（
ＡＶ）の場合であっても、両者を施した場合（ＡＸＹ）
と同程度の優れた磁気特性が得られている。

なお等しく単結晶体ができた場合であっても、種材の（
１１０）面をわざと圧延面からずらした場合の方が、両
者を一致させた場合よりも、鉄損特性が格段に向上して
いる。

ところでより低コスト化をはかり工業生産を有利に進め
るためには、上述の加熱時における雰囲気は真空よりも
、実用不活性ガス（ＮＺ又はＡｒ）雰囲気とした方が有
利である。この点については、次に述べるように、接触
面に低融点金属を介して接合することにより解決した。

実験２ すなわち上述した素材ＡＸＹ’、ＢおよびＣについてそ
れぞれ、 ｉ）塩酸酸洗、 ｉｉ）研削 １ｉｉ）　　エメリー研磨 ｉｖ）化学研磨 ■）化学研磨＋イオンエツチング の板面処理を施した後、処理面に膜厚０．５μｍのＳｎ
めっきを施した。次にＡＸＹ　’　とＢおよびＡＸＹ　
’　とＣを組にしてＳｎめっき面を接触させて、接触面
に垂直に付加する応力をそれぞれ板面処理条件ごとに変
えてＮ２雰囲気中で８５０°Ｃ１５０ｈの焼鈍、ついで
Ｎ２中で１１８０″Ｃ１５ｈの焼鈍を施した後の接合界
面における結晶粒界の有（×）、無（○）を観察した。

その結果を第１図に示す。

同図に示した結果から明らかなように、粗度が大きく表
面に不純物の多い塩酸酸洗処理では結晶粒界を消失させ
るのに強い付加応力が必要であったが、表面が平滑でし
かも不純物の少ない化学研磨＋イオンエツチング処理の
場合には応力を付加しなくても結晶粒界を消失させるこ
とができた。

また付加荷重１０ｇ／＋ｗ”のときにおける磁気特性つ
いて調べた結果を表２に示す。

表２ 表２から明らかなように、インサート材を介在させる場
合においても、種材の（１１０）面を圧延面かられざと
ずらした方がより優れた鉄損特性が得られた。

以上実験２では、被処理材としてＡＸＹ　’を用いた場
合について主に説明したが、被処理材として素材へ、　
ＡＸ、　ＡＹ、　ＡＸＹ、　Ａ’　、八Ｘ’　、ＡＹ’
を用いた場合も同様の結果が得られることが確かめられ
た。

このように融点が２３２°Ｃと低いＳｎ膜を介在させる
ことによって、結晶粒界が消失するのは、加熱時に液状
Ｓｎが接合界面にすきまな（充満するので、比較的低温
時に外気を遮断し雰囲気の影響をなくして不純物被膜の
形成を防止することによるものと考えられる。そしてこ
のような結晶粒界消失効果は、接合面の表面粗度が小さ
いほどまた付加応力が大きいほど大きくなるが、その理
由は、表面粗度が小さいほどまた付加応力が大きいほど
接触面積が増すとともに界面の隙間に溜まる余分のＳｎ
量が少なくなるために接合面での結晶粒界の移動が容易
となること、また応力を増すことによる転移の増加、す
べり変形などによって界面が活性となり、粒界移動に障
害となるＳｎの種材および被処理材への拡散希釈が容易
となると共に、活性面の接触面積が増すことによるもの
と考えられる。

以上の実験結果から、活性状態にした面をそのまま、ま
たは低融点金属の介在下に接触させて加熱することによ
り、所定の結晶方位をもつ物質を容易に製造できること
が究明されたのである。

ところで上記の如き低温接合技術に関する実験の中で、
出発材料中のＣ量が少ない場合に、植付けた核の成長が
とりわけ良好であることが判明した。

そこで発明者らは、この点についてもさらに研究を重ね
た結果、冷間圧延を実施する場合に、冷延前の段階で鋼
中Ｃ量を０．０１０％以下に低減しておけば、低温接合
によって植付けた核以外の核発生が効果的に抑制されて
、所望方位が鋼板全体にわたって成長することの知見を
得た。

実験３ Ｃ：　　０．０８０　％、　Ｓｉ　　：　　３．３０　
％、　Ｍｎ　　コ　０．０７０　％、　Ｓ　二０．０２
０％、ｓｏｌ　Ａｔ　：　０．０２５％およびＮ　：　
０．００８０％を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不
純物よりなるけい素鋼スラブを、１３５０°Ｃに加熱後
、熱延して、１．１５ｍ＋ｎ厚に仕上げた。ついで （八）　Ｎ２中で１１２０°Ｃ１２分間（Ｂ）　Ｎ、中
で１１２０°Ｃ１２分間＋湿水素中で７２５°Ｃ１３時
間 の焼鈍を施した。このときの焼鈍板中のＣ含有量はそれ
ぞれ（Ａ）０．０７０％、（Ｂ）０．００５％であった
。その後冷間圧延によって０．２０＋ｎｍｌ′７．に仕
上げたのち、湿水素中で８２０°Ｃ１５分間の脱炭・１
次再結晶焼鈍を施して得た各鋼板からそれぞれｋさ：３
００ｍｍ、幅：　５００　ｍｍの板を切り出し、素材り
、Ｅとした。

また素材（Ｂ）の冷延板から長さ：３００胴、幅：５０
Ｑｍの板を切り出し素材Ｆとした。

一方Ｓｉ：３．０％を含有し、残部は実質的にＦｅの組
成になり、板厚：　０．２０ｍｍ、長さ：３００ｍｍ、
幅：５ｍａ＋でα−０°かつβ−２，５°の単結晶板を
用意し、素材Ｇとした。

Ｄ、ＥおよびＦに関しては圧延方向に平行で圧延面に直
角な断面を、一方Ｇについては板面に直角な面を、それ
ぞれエメリー研磨によりＲａ＜０．１μｍの鏡面に仕上
げた。次にめっきによりそれぞれの研磨面に厚さ０．５
　μＩのＳｎｌりを被成した後、Ｄ、Ｅ、Ｆそれぞれの
めっき面にＧのめっき面を密着させて接合するとともに
接合面にＬｏｇ／ｍｍ２の圧縮荷重を付加しなからＧを
高温側にして１１５０〜８５０°Ｃにおける温度勾配が
５°Ｃ／Ｃｍの温度傾斜炉へ１０　ｍｍ　／　ｈの速度
で装入しつつ加熱した。

ついでこのり、巳、Ｆに分離剤としてＭｇＯを塗布した
のち、Ｈ２中で１２００°Ｃｌ２Ｏ時間の純化焼鈍を施
した後のＧ側から順に５点測定した磁気特性は次表３の
とおりであった。

同表より明らかなように、冷間圧延前に脱炭したＥ、　
　Ｆは、種材Ｇとの接合部から遠ざかっても磁性は劣化
していない。これは脱炭しないＤ素材にくらべて脱炭し
たＥ、Ｆ素材はＧの種材成長過程において方位のずれた
他の２次再結晶粒の核発生がなかったことによるもので
あり、かかる現象が生じた理由は、冷延前に脱Ｃするこ
とにより、いわゆる変形帯の形成が抑制され２次粒の核
が減少したためと考えられる。

次に、この発明法を製造工程順に具体的に説明する。

まずこの発明の出発素材については、主要成分として、
Ｃ：ｔ、Ｏ％以下、Ｓｉ：０．１〜７．０％およびＭｎ
　：　０．００２〜１．５％を含有する他、インヒビタ
ー形成成分として、Ｐ　：　０．０１０〜０．０５０％
、Ｓ　：　ｏ、ｏｏｓ〜０．０５％、Ｓｅ　：　０．０
０５〜０．０５％、Ｔｅ　：　０．００３〜０．０３％
、Ｓｂ　：　０．００５〜０．１００％、Ｓｎ　：　０
．０３〜０．５％、Ｃｕ：　０．０２〜０．３％、Ｍｏ
：０．００５〜０．０５％、Ｂ　：　０．０００３〜０
．００４０％、　Ｎ　　：　０．００１〜０．０２％、
八ｌ　　：　０．００５〜０．１０％、Ｔｉ　：　０．
００１〜０．０５％、Ｖ　；　０．００１〜０．０５％
、Ｃｒ：　０．０５〜０．５％およびＮｂ　：　０．０
０１〜０．０５％のうちから選んだ少なくとも一種を含
有する素材いずれもが有利に適合する。

これらの素材は従来公知の製鋼法、たとえば転炉、電気
炉で製鋼され、さらに造塊−分塊法、連続鋳造法または
ロール急冷法などによってスラブ、シートバーあるいは
直接薄鋼板とされる。

ついで通常はインヒビター成分をスラブ中に完全に固溶
させるために１３５０°Ｃ以上の温度に加熱されるが、
この発明では、上述したような１３５０°Ｃ以上という
高温でのスラブ加熱処理をとくに施す必要はなく、１２
５０°Ｃ以下程度の普通銅皿みの低温スラブ加熱処理で
充分である。というのはこの発明では、鋼板の結晶方位
は全面的に種材に依存するので種材の方位さえ所望の方
位に厳密に制御しておけば事足り、核の方位をそろえる
ためインヒビターを必要以上に強くする必要がないから
であり、被処理材である鋼板についてはその方位をとく
に厳密に制御する必要はなく、従ってスラブ加熱段階で
インヒビター成分を鋼中に完全に固溶させておく必要は
ないからである。

それ故この発明では、省エネルギーに貢献するのはいう
までもなく、高温スラブ加熱時に懸念されていた結晶組
織の異常な粗大化が生じることもなく、低温スラブ加熱
によって均一で微細な結晶ｍ織が得られる。

その後熱間圧延によって含けい素鋼板とする。

ついで焼鈍および冷間圧延なしに、あるいは少なくとも
１回の焼鈍（均一化焼鈍や中間焼鈍）および／または冷
間圧延を施す。その後直ちにまたは１次再結晶焼鈍を施
したのち、最終仕上げ焼鈍に供する。ここに均一化焼鈍
や中間焼鈍は、圧延後の結晶組織を均質化する再結晶処
理および脱炭処理を目的としていて、通常は７００〜１
２００°Ｃで３０秒〜１０分間保持して行うのであるが
、この発明において、冷間圧延を実施する場合であって
も出発素材のＣ含有量が０．０１％を超える場合には、
かような均一化焼鈍や中間焼鈍を雰囲気の酸素ポテンシ
ャルや焼鈍時間を調整した脱炭焼鈍とし、最終冷延前の
鋼中Ｃ量を０．０１０％以下に低減することが好ましい
。というのは最終冷延前における鋼中Ｃ量をｏ、ｏｔｏ
％以下まで低減することにより、前述したように、植付
けた２次再結晶の核が鋼板全域にわたり安定して成長す
るからである。

ここに最終冷延前の鋼中Ｃ量を０．０１０％以下に限定
した理由は、Ｃ量がこの値を超えていると、いわゆる変
形帯の形成が活発となり、２次粒の核となるべき１次粒
でα、βのずれた核の発生頻度が増し、α、βの大きく
ずれた２次粒が発生し、成長し易くなるからである。

次に、必要に応じて１次再結晶焼鈍を施す。この１次再
結晶焼鈍は、含有Ｃ量に応じた酸素ポテンシャルの雰囲
気、温度、時間、たとえば湿水素中、７００〜９００℃
、１〜１５分間程度の条件の下で実施して鋼中Ｃを除去
すると共に、次の焼鈍時にゴス方位の２次再結晶粒を発
達させるのに有利な１次再結晶集合組織を形成させる。

しかるのち８００〜１１００°Ｃ，ｔ〜５０時間程度の
２次再結晶焼鈍ついで１１００〜１２５０’Ｃ１５〜２
５時間程度の純化焼鈍を施すわけであるが、この発明で
は、上記熱間圧延後、純化焼鈍前のいずれかの段階にお
いて、 鋼板の縁部に、方向性を有する種材を、１α１≦５゜ ■≦　β　≦５゜ ここでα：種材の＜００１＞軸の鋼板圧延面に対する投
影軸と鋼板の圧延方向とがなす角度 β：種材のｄｏｇ＞軸の鋼板圧延面に対する傾き角度 となるように種材の方位を制御して接合するのである。

ここに種材と鋼板との方位を、　α　≦５゜β　＝１．
°〜５°に限定した理由は次のとおりである。

まず、αについては、　　α　が５°を超えるとＢ１０
値の劣化が過度となって期待される磁気特性の改善が得
られないからである。

次にβについては、　　β　く１°のときは磁区幅が過
度に大きくなって鉄損の劣化を招き、一方β　〉５°で
はＢ、。値が劣化し、それに伴って鉄ｔｆ１も劣化する
からである。

さて上記のような接合に当たっては、接合面を活性状態
下で接触させるか、接合面間に低融点のインサート材を
介在させることが重要である。

まず活性状態にある接合面を接触させて接合する場合に
ついて述べる。

ここに活性状態の面とは生の素材が露出している状態、
すなわち不純物の付着や不純物被膜の形成が全くないか
、あるいは存在してても極めて少ない状態の面のことで
あり、かかる活性面は、研にをはじめとして、はんだ併
用ロジンフラックスや塩化物、ぶつ化物などの無機系フ
ラックスなど従来公知のいわゆるフラックスによる清浄
効果、また低融点金属の液化清浄効果、その他の各種清
浄化法による表面不純物の除去処理によって得られる。

とくに真空中でのイオンエンチングなどの処理によって
、より完全なものが得られる。したがって、かような面
を維持するには有害雰囲気をしゃ断して真空状態に保つ
必要がある。

接合を完全に行うためには接触面積はできＺ限り広い方
が好ましく、従って接触面の表面粗度はできる限り小さ
い方が好ましい。また表面粗度を小さくすることは、凹
部への不純物残留を防止する上でも有利である。

さらにかような接合に当っては、接触面に応力をかける
ことが好ましい。というのは応力を付加すると表面被膜
が破壊されるとともに接触界面で部分的に転位密度が増
し、高エネルギー状態のより好ましい活性状態が得られ
ると共に゛、平坦度が不完全な場合でも凹凸部の塑性変
形によって平坦化が進行し、接触面積も増すからである
。付加応力の成分に関しては接触面に対する圧力、剪断
力とも可能であるが、両者の組合せがより効果的である
。またかかる応力の強さに関しては、個々の素材および
加熱温度によっても変形応力が異なるのでとくに規制す
るものではないが、一般には３０％以上は変形しない応
力の付与が好ましい。

さらに付加応力の強度は時間的に変化しても、又一定で
あってもかまわない。

次に種材と被処理材との間に介在させる低融点物質（以
下単にインサート材という）の役割について述べる。

インサート材を接合面に介在させるのは、種材と被処理
材との接合を実用不活性ガス中で容易に実現させるため
で、その軟質性と熱拡散の容易さを活用するものである
。さてインサート材は温度の上昇に伴い比較的低温で軟
化して充てん材となって接合面の密着性を増すし、さら
に比較的低温の融解温度以上あるいは母材と共晶現象を
示す場合は共晶温度以上で接触部が液化することにより
、有害雰囲気から接合界面を低温時に遮断し接合境界へ
の不純物の侵入を防止する。また接触部が液化すること
により被膜の破壊と一層の密着化が期待でき、表面処理
が不充分な場合でも接合が飛躍的に進行する。さらにイ
ンサート材を介在させ、応力を付与して接合面をこすり
合わせることは、密着接合化にとくに有効である。

ここにインサート材としては、種材および被処理材と共
晶および／または固溶体を形成するものがとりわけ有利
に適合する。というのはかような材料は、継続加熱によ
って母材への溶解、拡散が進行し、液相が減少して接合
界面がより狭くなるからである。この過程において液相
はできるだけ少ない方が、接合温度で短時間に接合する
。

このように加熱前に接合面は密着が充分でしかもインサ
ート材は少ないほど好ましい。したがって接合面粗度お
よび接合面における付加応力が重要なわけである。

一方接合面の酸化物などの不純物被膜は、溶融インサー
ト材と混合、凝集して接合界面に介在物を形成し、接合
の進行につれてさらに凝集が進むと共に、種材および母
材への溶解、拡散、散逸が進行する。その結果、一部の
接合境界では不純物原子の介在がなくなり結晶粒界とほ
ぼ等しい性質となる。

このようにして接合境界の原子間の距離がほぼ格子定数
と等しくなる程度まで近接し、その結果原子の移動が可
能となる。そしてさらに粒界移動が可能な温度で加熱を
続けることにより接合界面が消失するとともに高エネル
ギー状態から低エネルギー状態への再配列即ち粒界の移
動が起り全体が所定方位の結晶体となるのである。

インサート材はできるだけ薄い方が良い。また付与方法
としては、箔、めっき、蒸着、スプレーｐｖｏ、　ｃｖ
ｏおよびイオンインプランテーションなどが好適である
。さらにインサート材は、種材および被処理材などの接
合材よりも低融点である必要があるが、共晶材、又は両
者に固溶するものはより有利である。なお接合材に応じ
て適正インサート材は異なるので特に規定はしない。た
とえば被処理材が鉄または鉄合金である場合には、イン
サート材としては次の元素又はその化合物が好適である
。

Ｇａ、　ｓ、　　Ｉｎ、　Ｓｅ、　Ｓｎ、　Ｚｎ、Ｔｅ
、Ｐ＋　Ｓｂ＋　ＡＩ＋　Ｓｒ。

Ｃｅ、　Ａｓ＋　Ｇｅ＋　Ａｕ、　Ｃｕ、　Ｍｎ＋　Ｂ
ｅ、　Ｓｔ、　Ｂｉ、　Ｃｄ＋　Ｐｂ＋八ｇへ さてついで、上述したように種材と被処理材とを、活性
状態で接触させるか、あるいはインサート材の介在下に
接合したのら、粒界移動を生起させる温度に加熱するわ
けである。

ここに粒界移動を生起せる温度とは、結晶構造が再配列
して新しい結晶構造に変化するのに必要な温度のことで
、−船釣には再結晶温度以上を指す。

ところでかかる熱処理において、被処理材である鋼板は
種材よりも高エネルギー状態にあることが肝要である。

というのは種材のエネルギー状態が鋼板のそれと比べて
同じか又は低いと種材が成長できないからである。

ここにエネルギー状態とは、内部歪と表面に関するもの
であって、主に結晶粒界、転移、点欠陥および結晶の表
面エネルギーの量や質に依存し、これらの量が増すほど
エネルギー状態は高くなる。

なおこの発明で用いる種材は、主に方位の揃った単結晶
であるのに対し、被処理材である鋼板は多結晶体である
だけでな（前記転位等の量も比較的多いので、一般に鋼
板の方がエネルギー状態が高く、従って通常はエネルギ
ー状ＢｉＮ整のための特別の処理は不要であるが、場合
に応じてたとえば１次粒径が過度に大きい場合などには
、歪導入処理など施すことは有利である。

適正温度は母材および製造工程によって異なるが、通常
は６５０〜１１５０’好ましくは８００〜１１００゜で
ある。

加熱方式については通常の均一加熱で十分であるが、古
（から単結晶作製に活用されているように低エネルギー
物質から高エネルギー物質に向って温度が下がるような
温度勾配を付与することはより有利である。

次に処理雰囲気について述べると、要は接合面に有害な
酸化被膜などを作らせないことであり、特に好ましくは
接合界面の原子サイズでの密着化を充分とすることであ
る。従ってインサート材を使用しない場合はできるだけ
高真空とするのが好ましい。この点インサート材を使用
する場合は、前述のように表面被膜が多少存在しても、
インサート材の液化により被膜が破壊して表面が活性と
なるので、雰囲気中における有害物の許容含有範囲は真
空よりもある程度緩くなるが、その割合は接合材、イン
サート材、応力、表面状態などによって異るので特に規
定はしない。また液化したインサート材が母材に拡散、
散逸して接合界面から消滅するまでは、インサート材と
反応しない雰囲気が好ましいが、原子サイズの密着完了
後は接合材に応じて有害性は決まるので、ここにおいて
特に規定するものではない。

なおこの発明において、種材の接合処理がとくに最終仕
上げ焼鈍の直前である場合には、その後の加熱処理を最
終仕上げ焼鈍に代行させてもよい。

また比較的多量のＣを含有する素材を用い、しかも最終
仕上げ焼鈍に至るまでとくに脱炭処理が施されなかった
場合には、次の２次再結晶焼鈍において、焼鈍分離剤の
主成分であるＭｇＯとして飽和結晶水を含むものを用い
るなどして、焼鈍雰囲気が脱炭性となるように調整する
ことにより、２次粒が成長する前に脱炭することが好ま
しい。

さらにこの発明では、純化焼鈍後、公知の方法に従い、
鋼板表面に張力付与型の薄被膜を被覆したり、また鋼板
に歪を導入して磁区を細分化したりすることによって磁
気特性のより一層の向上を図ることもできる。

（実施例） 災旌拠上 Ｃ：　０．０４２％、Ｓｉ　：　３．２５％、Ｍｎ　：
　０．０６０％、Ｓ：０．００２％、Ｓｅ　：　０．０
１９％および０　：　０．００５％を含有し、残部はＦ
ｅおよび不可避的不純物よりなるけい素綱塊を、１３５
０’Ｃに加熱したのち、熱延して板厚２．５　ｍｍの熱
延板とした。ついで１次冷延により０．４ｍｍの中間板
厚としたのち、乾Ｎ２中で９５０°Ｃ１１０分間の中間
焼鈍を挾んで２次冷延を施し０．３　ｍｍ厚に仕上げた
。その後湿水素中で８２０’Ｃ１５分間の脱炭・１次再
結晶焼鈍を施して得た鋼板に引張りにより２．７５％の
歪を導入してから、ｉ・３００ｎｏｎ、　Ｗ　。

１６０　ｍｍサイズの試片を４枚切り出し、Ａｔ、＾２
．Ａ３Ａ４とした。

一方０　：　０．００１５％以外はＡと同一組成のけい
素鋼塊をＡと同様に処理してＢ１．　Ｂ２．　Ｂ３．　
Ｂ４とした。

また３、５％Ｓｉを含有し、残部はＦｅおよび不可避的
不純物の組成になる板状の単結晶でα＝０°かつβ＝２
°の接合材をＣとした。

Ａｌ−Ａ４．　Ｂｌ〜Ｂ４およびＣとも、板面を化学研
磨により鏡面に仕上げ、該鏡面を超高真空中（１０−’
。

Ｔｏｒｒ）でアルゴンスバ・フタリンク後、ＡＩ、　Ａ
２．　ＢＩＢ２については、それらの各圧延方向とＣの
＜００１＞軸とが一致するようにスパッタリング面同志
を圧延方向と直角方向に５晒幅だけ重なるようにして密
着させて接合するとともに、接合面に１０ｇ７ｍｍ”の
圧縮荷重を負荷しながらＡＩ、　Ａ２．　Ｂｌ、　Ｂ２
を低温側、Ｃを高温側にして、一方＾３．　Ａ４．　Ｂ
３．　Ｂ４についてはＣを接合しないで圧延方向に直角
な端面を高温側にして、１１５０〜８５０”Ｃの間の温
度勾配が１０”（７ｃｍの温度傾斜炉へ１０　ｗ　／　
ｈの速度で装入しつつ超高真空中で加熱した。

かくして得られた各接合体の結晶組織について調べたと
ころ、＾３．＾４．　Ｂ３．　Ｂ４はいずれも粗大多結
晶体であったが、Ａｌ、　Ａ２．　Ｂ１．　Ｂ２は単結
晶体でしかも接合面にも粒界が全く認められず、また結
晶方位の測定結果から被接合材ＡＩ、＾２．　Ｂ１．８
２は種材Ｃと同一方位の結晶体となっていることが確認
された。

さらにＡＩ、　Ａ２．＾３．Ａ４のＢ１゜値はそれぞれ
１．９９゜１．９７．１．６８．１．５５（Ｔ）、また
Ｂｌ、　Ｂ２．　Ｂ３．　Ｂ４のＢ１０値はそれぞれ２
．００．１．９８．１．７０．１．６２（Ｔ）であった
。このように含有酸素の多い素材でも少ない素材でも２
次再結晶の種結晶を接合することによりＢ１゜値は大幅
に向上する。

ついでこのＡＩ、　Ａ２．　Ｂｌ、　Ｂ２ニ分離剤とし
７　ＭｇＯを塗布したのち、Ｂ２中で１２００°Ｃ２５
時間の純化焼鈍を施し、さらに張力被膜を付与した後の
磁気特性は下表４のとおりであった。

表４ Ｃ：　０．０４２％、Ｓｉ　：　３．２５％、Ｍｎ　：
　０．０６０％、Ｓ　；０．００２％、Ｓｅ　：　０．
０１９％およびＯ：　０．００５％を含有し、残部はＦ
ｅおよび不可避的不純物よりなるけい素鋼環を、１３５
０°Ｃに加熱したのち、熱延して板厚２　、５　＋＋＋
＋ｎの熱延板とした。ついで１次冷延により０．４ｍｍ
の中間板厚としたのち、乾Ｎ２中で９５０°Ｃ１１０分
間の中間焼鈍を挟んで２次冷延を施し０．３ｍｍ厚に仕
上げた。その後湿水素中で８２０°Ｃ１５分間の脱炭・
１次再結晶焼鈍を施して得た鋼板に引張りにより２．７
５％の歪を導入してから、！・３００ｍｍ、　Ｗ・１６
０ｍｍサイズの試片を４枚切り出し、Ａｔ、＾２．　Ａ
３゜＾４とした。

一方０　：　０．００１５％以外はＡと同一組成のけい
素鋼環をＡと同様に処理してＢｌ、　Ｂ２．　Ｂ３．　
Ｂ４とした。

また３、５％Ｓｉを含有し、残部はＦｅおよび不可避的
不純物の組成になる板状の単結晶でα−〇°かつβ＝２
°の接合材をＣとした。

＾１〜＾４．Ｂｌ−Ｂ４に関しては圧延方向に平行で圧
延面に直角な断面を、一方Ｃについては板面に直角な（
１１０）面をそれぞれエメリー研磨によりＲａ＜０．２
μｍの鏡面に仕上げた。次にめっきによりそれぞれの研
磨面に厚さ１．０μ蹟のＳｎ膜を被成した後、＾１．＾
２．　Ｂｌ、　Ｂ２のそれぞれのめっき面にＣのめっき
面を密着させて接合するとともに、接合面に１５ｇ／ｍ
ｍ”の圧縮荷重を付加しながらへ１．八２．　ＢＩＢ２
を低温側、Ｃを高温側にして、一方Ａ３．　Ａ４．８３
Ｂ４についてはＣを接合しないでそのままめっき面を高
温側にして、１１５０〜８５０°Ｃの間の温度勾配が１
０°Ｃ／ｃｍの温度傾斜炉へ１０　ｍｍ　／　ｈの速度
で装入しつつ加熱した。

かくして得られた各接合体の結晶組織について調べたと
ころ、Ａ３．　Ａ４．　Ｂ３．　Ｂ４はいずれも粗大多
結晶体であったが、Ａｔ、　Ａ２．８１．　Ｂ２は単結
晶体でしかも接合面にも粒界が全く認められず、また結
晶方位の測定結果から被接合材＾１．　Ａ２．　Ｂ１．
　Ｂ２は種材Ｃと同一方位の結晶体となっていることが
確認された。

さらにＡＩ、　Ａ２．　Ａ３．　Ａ４のＢ１゜値はそれ
ぞれ１．９５゜１．９９．１．７０．１．６２（Ｔ）　
、またＢ１．　Ｂ２．　Ｂ３．　Ｂ４のＢ、。

値はそれぞれ１．９９．１．９７．１．７５．１．８５
（Ｔ）であった。このように含有酸素の多い素材でも少
ない素材でも２次再結晶の種結晶を接合することにより
Ｂ１゜値は大幅に向上する。

ついでこの八Ｌ　Ａ２．　Ｂｌ、　Ｂ２に分離剤として
ＭｇＯを塗布したのち、Ｉ２中で１２００°Ｃ１５時間
の純化焼鈍を施した後の磁気特性は下表５のとおりであ
った。

表５ 実施例３ Ｃ：　０．０６０％、Ｓｉ　：　３．２５％、Ｍｎ　：
　０．０６０％、Ｓ：０．０２２％、ｓｏｌ　Ａｌ　：
　０．０１５％およびＮ　：　０．００８５％を含有し
、残部はＦｅおよび不可避的不純物よりなるけい素鋼塊
を、１２５０°Ｃに加熱後、熱延して１．９ｍｍ厚まで
熱間圧延し、ついでｌＩ２０°Ｃ１２分間の焼鈍後、冷
間圧延によって０．２０ｍｍ厚に仕上げたのち、湿水素
中で８２０°Ｃ１５分間の脱炭・１次再結晶焼鈍を施し
て得た鋼板から、Ｉ！＝　３００　ｍｍ、　Ｗ　＝１６
０ｍｍの板を４枚切り出し、Ａｌ、　Ａ２．　Ａ３．　
Ａ４とした。

一方ＡＩ　：　０．０５０％以外は八と同一組成のけい
素鋼塊をＡと同様に処理してＢｌ、　Ｂ２．　Ｂ３．　
Ｂ４とした。

また３、０％Ｓｉを含有し、残部はＦｅおよび不可避的
不純物よりなる板状の単結晶でα−〇°かつβ＝２．５
°の接合材をＣとした。

＾１〜Ａ４．　Ｂｌ〜Ｂ４およびＣとも、板面を化学研
磨により鏡面に仕上げ、該鏡面を超高真空中（１０−”
Ｔｏｒｒ）でアルゴンスパッタリング後、該スパッタリ
ング面同志をＡ１−Ａ４．８１〜Ｂ４の各圧延方向はＣ
の＜００１＞磁区とが一部するように圧延方向と直角方
向に５　ｍｍ幅だけ重なるようにして密着させて接合す
るとともに、接合面に１０ｇ／ｍｍ”の圧縮荷重を付加
しながら次の条件で加熱した。ＡＩ、　Ａ２．　Ｂｌ。

Ｂ２についてはＮ２雰囲気の均−炉で９９０°０．２４
時間焼鈍した。一方、＾３．＾４．　Ｂ３．　Ｂ４につ
いては、Ａ３月、　Ｂ３．８４を低温側、Ｃを高温側に
して１１５０〜８５０゜での温度勾配が５°Ｃ／ｃｍの
温度傾斜炉へ１０　ｍｍ　／　ｈの速度で装入しつつ加
熱した。

かくして得られた各接合体の結晶Ｍｉ熾について調べた
ところ、ＡＬ　Ａ２．　Ｂｌ、　Ｂ２は一部粗大多結晶
体が混在していたが、Ａ３．　Ａ４．　Ｂ３．　Ｂ４に
ついてはいずれも単結晶体となっていた。また接合面に
は八１〜Ａ４．　Ｂｌ〜Ｂ４いずれも粒界が全く認めら
れず、接合面をはさんでＣと同一方位の結晶体であるこ
とが結晶方位の測定結果から確認された。

ついでこのＡｌ−Ａ４．　Ｂｌ−Ｂ４に分離剤としてＭ
ｇ。

を塗布したのち、Ｉ２中で１２００’Ｃｌ２Ｏ時間の純
化焼鈍を施した後の磁気特性は次表６のとおりであった
。

表に のように含有＾ｌの少い素材でも多い素材でも、また２
次再結晶焼鈍を温度傾斜炉又は温度均−炉で実施しても
同じように極めて高いＢ１０値および低鉄１員値が得ら
れた。

実施例４ Ｃ：　０．０６０％、Ｓｉ　：　３．２５％、Ｍｎ　：
　０．０６０％、Ｓ：０．０２２％、ｓｏｌ八Ｉへ７０
．０１５％およびＮ　：　０．００８５％を含有し、残
部はＦｅおよび不可避的不純物よりなるけい素鋼塊を、
１２５０°Ｃに加熱後、熱延して１．９＋ｎｍ厚まで熱
間圧延し、ついで１１２０°Ｃ１２分間の焼鈍後、冷間
圧延によって０．２０ｍｍ厚に仕上げたのち、湿水素中
で８２０°Ｃ１５分間の脱炭・１次再結晶焼鈍を施して
得た銅板から、ｊ２＝　３００　ｍｍ、　Ｈ＝１６０ｍ
ｍの板を４枚切り出し、ＡＩ、　Ａ２．　Ａ３．Ａ４と
した。

一方＾１　：　０．０５０％以外はＡと同一組成のけい
素鋼塊をＡと同様に処理してＢｌ、　Ｂ２．　Ｂ３．　
Ｂ４とした。

また３、０％Ｓｉを含有し、残部はＦｅおよび不可避的
不純物よりなる板状の単結晶でα−〇°かつβ−２，５
＠の接合材をＣとした。

Ａ１−Ａ４．　Ｂｌ〜Ｂ４に関しては圧延方向に平行で
圧延面に直角な断面を、一方Ｃについては板面に直角な
（１１０）面をそれぞれエメリー研磨によりＲａ＜０．
２　μｍの鏡面に仕上げた。次にめっきによりそれぞれ
の研磨面に厚さ１．０μｍのＳｎ膜を被成した後、八１
〜＾４，８１〜Ｂ４のそれぞれのめっき面にＣのめっき
面密着させて接合すると共に、接合面に１０ｇ／ｍｍ２
の圧縮荷重を付加しながら次の条件で加熱した。

Ａｔ、　Ａ２．　Ｂｌ、　Ｂ２についてはＮ２雰囲気の
均−炉で９９０’Ｃ，２４時間焼鈍した。一方、紹、　
Ａ４．　Ｂ３．　Ｂ４については、Ａ３．　Ａ４．　Ｂ
３．　Ｂ４を低温側、Ｃを高温側にして１１５０〜８５
０°での温度勾配が５’Ｃ／ｃ＋ｎの温度傾斜炉へ１０
　ｍｍ　／　ｈの速度で装入しつつ加熱した。

かくして得られた各接合体の結晶組織について調べたと
ころ、ＡＩ、　Ａ２．８１．　Ｂ２は一部粗大多結晶体
が混在していたが、Ａ３．　Ａ４．　Ｂ３．　Ｂ４につ
いてはいずれも単結晶体となっていた。また接合面には
Ａ１−Ａ４．　Ｂｌ〜Ｂ４いずれも粒界が全く認められ
ず、接合面をはさんでＣと同一方位の結晶体であること
が結晶方位の測定結果から確認された。

ついでこのＡ１−Ａ４．８１〜Ｂ４に分離剤としてＭｇ
Ｏを塗布したのち、Ｎ２中で１２００°Ｃｌ２Ｏ時間の
純化焼鈍を施した後の磁気特性は次表７のとおりであっ
た。

表　　７ このように含有＾ｌの少い素材でも多い素材でも、また
２次再結晶焼鈍を温度傾斜炉又は温度均−炉で実施して
も同じように極めて高いＢ、。値が得られた。

実施例５ Ｃ：　０．０８５％、Ｓｉ　：　３．００％、Ｍｎ　：
　０．０８０％、Ｓ：０．０１５％、ｓｏｌ　Ａｌ　：
　０．０３０％およびＮ　：　０．００８５％を含有し
、残部はＦｅおよび不可避的不純物よりなるけい素鋼塊
を、１３５０″Ｃに加熱後、直ちに０．３５ｎ＋ｍ厚ま
で熱間圧延した。次に長さ：　１５０　ｍｍ、幅：５０
ｍｍの角片を２枚切り出し、７５０°Ｃで３時間、湿水
素中で脱炭し、＾１．Ａ２とした。

一方Ｓｔ　：　３．０％を含有し、残部はＦｅおよび不
可避的不純物の組成になり、板厚：０．３５ｍｍ、長さ
８１５０Ｍ、幅＝５１ＴＩＩＩ＋でα−〇°かつβ−２
°単結晶板を２枚用意し、Ｂｌ、　Ｂ２とした。

次にＡは圧延面の片面端部を長さ方向に幅５　＋ｍｎで
、一方Ｂは片面の全圧延面をそれぞれ、エメリー研磨と
化学研磨、イオンスパッタリングによりＲａ＜０．１μ
ｍの鏡面に仕上げた。次にＡ１と８１の鏡面同志を密着
させたまま、１Ｏ−ｂＴｏｒｒの真空中で１０００°Ｃ
から１２００°Ｃまで５°Ｃ／ｈの昇温速度で加熱した
。

一方、八２と８２は該鏡面にインサート材としてＳｎを
１μｍ厚蒸着し、蒸着面同志を密着させたまま、露点−
５０°ＣのＮ２中でＡ１．　［ｌｉと同様に加熱した。

ついで分離剤としてＭｇＯを塗布したのち、Ｎ２中で１
２００°Ｃｌ２Ｏ時間の純化焼鈍を施し、その後さらに
張力被膜を付与した後のＡの磁気特性について調べたと
ころ、次表の結果が得られた。

表　　８ 実施例６ 実施例１と同一組成からなるけい素鋼塊を、１３５０°
Ｃに加熱後、０．３５ｍｍ厚まで熱間圧延した。次に長
さ：　２００　ｍｍ、幅：　５０ｍｍの角片を２枚切り
出し、乾Ｎ−中で１０５０°Ｃ１３分間の焼鈍後、７５
０°Ｃで１時間、湿水素中で脱炭し、Ａ３．　Ａ４とし
た。

一方、Ｓｉ　：　３．０％を含をし、残部はＦｅおよび
不可避的不純物の組成になり、板厚：０．３５ｍｍ、長
さ：２００ｍｍ、幅：５ｍｍでα＝０°かつβ＝２°の
単結晶板を２枚用意し、Ｂ３．　Ｂ４とした。

次にＡは圧延面の片面端部を長さ方向に幅５胴で、一方
Ｂは片面の全圧延面をエメリー研磨と化学研磨およびイ
オンスパッタリングによりＲａ＜０．１μｍの鏡面に仕
上げた。次に＾４．Ｂ４の鏡面にＳｎを０．５μｍｒｇ
、づつイオンコーティングした後、Ａ３とＢ３の鏡面同
志、■と８４のコーテイング面同志を密着させたまま、
接合面に圧縮荷重ニアｇ／ｍ＋ｎＺを付加しながら、Ｓ
ｎをコーティングしないＡ３．　Ｂ３は１Ｏ−６Ｔｏｒ
ｒの真空中で、一方ＳｎをコーティングしたＡ４゜Ｂ４
は露点−１０°ＣのＮ２中でそれぞれ、Ａを低温側、Ｂ
を高温側にして１１５０°Ｃ〜９００　’Ｃにおける温
度勾配が５°Ｃ／ｃｍの温度傾斜炉へ１０　ｍｍ　／　
ｈの速度で装入しつつ加熱した。

ついで分離剤としてＭｇＯを塗布したのち、１１□中で
１２００″Ｃｌ２Ｏ時間の純化焼鈍を施し、その後さら
に張力被膜を付与した後の磁気特性について調べたとこ
ろ、次表の結果が得られた。

表９ ％、Ｔｅ　：　０．００５％およびＳｂ　：　０．００
７％を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物よりな
るけい素綱塊を、１３５０’Ｃで１時間加熱後、熱延し
て１．９ｍｍ厚に仕上げた。引続き冷間圧延により板厚
０．２３ｍｍに仕上げたのち、長さ：　１５０　ｍｍ、
幅：　５０ｍｍの角片を２枚切り出し、湿水素中で７５
０°Ｃ１３時間の脱炭焼鈍を施し、Ａ素材とした。

以降実施例５と同様に処理したところ、次表に示す結果
を得た。

表１０ 実施例７ Ｃ：　０．１７５％、Ｓｉ　；　３．０１％、Ｍｎ　：
　０．０７５％、＾１：０．０３５％、Ｎ　：　０．０
１１１％、Ｓ　：０．０１１％、Ｓｅ　：　０．００７
実施例８ Ｃ：　０．０４９％、Ｓｉ　：　３．３５％、Ｍｎ　：
　０．０７５％、Ｓ：ｏ、ｏｔｓ％、Ａｌ　：　０．０
３２％およびＮ　：　０．００８５％を含有し、残部は
Ｒｅおよび不可避的不純物よりなるけい素鋼塊を、１３
５０°Ｃに加熱後、熱延して１．１５ｍｍ厚に仕上げた
。次に湿Ｈ２中で７２５°Ｃ１３時間の脱炭焼鈍後、冷
間圧延によって０．２０ｍｍ厚に仕上げたのち、長さ：
　１５０　ｍｍ、幅：５０ｍｍの角片を４枚切り出し、
８５０°Ｃで５分間の１次再結晶焼鈍を施したものをＡ
Ｉ、　Ａ２、また施さないものをＡ３．Ａ４とした。

一方、Ｓｉ　：　３．０％を含有し、残部はＦｅおよび
不可避的不純物の組成になり、板厚：　０．２３ｍｍ、
長さ：１５０ｍｍ、幅：５Ｍでｃｘ−０°かつβ＝２°
の単結晶板を４枚用意し、Ｂｌ、　Ｂ２．　Ｂ３．　Ｂ
４とした。

以降実施例６と同様に処理したところ、次表に示す結果
を得た。

表１１ し、残部はＦｅおよび不可避的不純物よりなるけい素鋼
塊を、１２２５°Ｃに加熱後、直ちに０．２３ｍｍ厚ま
で熱間圧延した。次に長さ：　２００　ｍｍ、幅：５０
ｍｍの角片を２枚切り出し、湿水素中で８５０°Ｃ１５
分間の脱炭焼鈍を施し、Ａ３．　Ａ４とした。

一方、上記熱延板と同し組成になり、板厚：０．２３ｍ
ｍ、長さ：２．００ｍｍ、幅：５ＩｎＩ１１でα−Ｏ°
かつβ−２°の単結晶板を２枚用意し、Ｂ３．　Ｂ４と
した。

以降実施例６と同様に処理したところ、次表に示す結果
が得られた。

表１２ 実施例９ Ｃ：　０．０２３％、Ｓｉ　：　３．０％、Ｍｎ　＝　
０．０４０％、Ｓｅ：０．０１１％、Ａｌ　：　０．０
５１％およびＮ　：　０．０１０５％を含有実施例１０ Ｃ：　０．２０５％、Ｓｉ　：　３．４２％、Ｍｎ　：
　０．０３５％、＾１：０．０３２％、Ｎ　：　０．０
０９５％およびＳｅ　：　０．００８％を含有し、残部
はＰｅおよび不可避的不純物よりなるけい素鋼塊を、　
１２２５°Ｃで１時間加熱後、熱間圧延によリ０．３０
ｍｍ厚に仕上げた。次に長さ：２００ｍｍ、幅：５０ｍ
ｍの角片を２枚切り出し、乾Ｎ２中で１１００″Ｃ１１
分間の焼鈍後、湿水素中で７２５°Ｃ１５時間の焼鈍を
施し、Ａ素材とした。

以降実施例６と同様に処理したところ、次表に示す結果
を得た。

表１３ 実施例１１ Ｃ：　０．０８３％、Ｓｉ　：　３．０５％、Ｍｎ　：
　０．０４５％、Ｓｅ；０．０１２％、Ａｔ　：　０．
０４０％およびＮ　：　０．００９０％を含有し、残部
はＦｅおよび不可避的不純物よりなるけい素鋼塊を、１
２００°Ｃで１時間加熱後、熱間圧延を施して１．９画
厚に仕上げた。次に冷間圧延により板厚：　０．３０ｍ
ｍに仕上げたのち、長さ：　１５０　ｍｍ、幅：５０ｍ
ｍの角片を２枚切り出し、湿水素中で７２５　’Ｃ１１
時間の脱炭焼鈍を施し、Ａ素材とした。

以降実施例５と同様に処理したところ、次表に示す結果
を得た。

表１４ 実施例１２ Ｃ：　０．０８５％、Ｓｔ　：　４．０％、Ｍｎ　：　
０．０５０％、Ｓ：０．０１３％、Ａｌ　：　０．０３
５％およびＮ　：　０．００８０％を含有し、残部はＦ
ｅおよび不可避的不純物よりなるけい素鋼塊を、１２０
０°Ｃで加熱後、熱延により１．１５ｍｍ厚に仕上げた
。次に湿水素中で７２５“Ｃ１３時間の脱炭焼鈍後、冷
間圧延によって０．２０ｍｍ厚に仕上げたのち、長さ：
１５０ｍｍ、幅：５０皿の角片を４枚切り出し、ついで
８５０°Ｃで５分間の脱炭・１次再結晶焼鈍を施したも
のをＡｌ、　Ａ２、また施さないものをＡ３．　Ａ４と
した。

一方、Ｓｉ　：　３．０％を含有し、残部はＦｅおよび
不可避的不純物の組成になり、板厚：　０．２３ｍｍ、
長さ：　１５０　ｍ、幅＝５ＩｎＩ１１でα＝Ｏ°かっ
β＝２°の単結晶板を４枚用意し、Ｂｌ、　Ｂ２．８３
．８４とした。

以降実施例６と同様に処理したところ、次表に示す結果
を得た。

表１５ 実施例１３ ｃ：ｏ、１ｚｓ％、Ｓｔ　：　３．０％、Ｍｎ　ｓ　０
．０８０％、Ａｌ：０．０３０％、Ｎ　：　０．００８
５％およびＳｂ　：　０．０３０％を含有し、残部はＦ
ｅおよび不可避的不純物よりなるベルトキャスターによ
り鋳造したけい素鋼シートバー（３０ｍｍ厚）を、９５
０’Ｃで１時間加熱後、熱延して１．１５ｏｎ厚に仕上
げた。次に湿水素中で７２５　’Ｃ１５時間の脱炭焼鈍
後、冷間圧延によって０．２０ｍｍ厚に仕上げたのち、
長さ：　１５０　ｍｍ、幅：５０Ｍの角片を６枚切り出
し、８５０°Ｃで５分間の１次再結晶焼鈍をａｉしたも
のを、ＡＩ、　７１２．　Ａ３、また施さないものをＡ
４．へ５．八６とした。

一方、Ｓｉ　：　３．０％を含有し、残部はＦｅおよび
不可避的不純物の組成になり、板厚：０．２３ｍｍ、長
さ：　１５０　ｍｍ、幅＝５Ｍでα−０°かつβ＝２°
の単結晶板を６枚用意し８１．　Ｂ２．　Ｂ３．　Ｂ４
．　Ｂ５．　Ｂ６とした。

ついで実施例６と同様にして鏡面研磨を施したＡとＢの
組を１次再結晶の有無別にそれぞれ３組用意した。それ
ぞれの組の鏡面にＳ、　Ｓｂ、　Ｚｎをそれぞれ０．５
μｍ厚にイオンコーティングした後、各組同志のコーテ
イング面を密着させた。

以降、実施例６と同様に処理したところ、次表に示す結
果を得た。

表１６ 実施例１４ Ｃ：　０．０４０％、Ｓｉ　：　３．１０％、Ｍｎ　：
　０．０５５％、Ｓ：０．０１２％、ｓｏｌ　Ａｌ　：
　０．０２０％およびＮ　：　０．００９５％を含有し
、残部はＦｅおよび不可避的不純物よりなるけい素鋼環
を、１２００”Ｃで加熱後、熱延して１．１５ｍｍに仕
上げた。

次に、湿水素中で７２５’Ｃ１３時間の脱炭焼鈍後、冷
間圧延によって０．２０ｍｍ厚に仕上げたのち、！・１
５Ｑｎｎｍ、−・５０ＩＩＩＩ１１の角片を４枚切り出
し、Ａ１．　Ａ２゜Ａ３．Ａ４とした。ついでＡ２．八
４のみ乾Ｈ２中で８００°Ｃで２分間の１次再結晶焼鈍
を施した。

一方、Ｓｉ　：　３．０％を含有し、残部はＦｅおよび
不可避的不純物の組成になり、板厚：０．２３ｍｍ、長
さ：１５０ｍｍ、幅：５＋ｎ＋ｎでα−０″かつβ＝２
°の単結晶板を４枚用意し、Ｂｌ、　８２．　Ｂ３．　
Ｂ４とした。

次にＡは圧延面の片面端部を長さ方向に幅５　ｍｍで、
一方Ｂは片面の全圧延面をエメリー研磨と化学研磨およ
びイオンスパッタリングによりＲａ＜０．１μｍの鏡面
に仕上げた。次にＢｌ、　Ｂ２の鏡面にＳｎを１ｕｌＩ
＋厚づつイオンコーティングした後、八１とＢＩＡ２．
Ｂ２の鏡面とコーテイング面同志を、長さ方向が一致す
るように密着させたまま、乾Ｎ２中で９００”Ｃに加熱
して接合した。また、八３とＢ３、八４とＢ４はイオン
スパッタリングした鏡面同士を圧延方向と直角方向に５
ｍｍ幅だけ重なるように長さ方向を一致させてから、１
０−８Ｔｏｒｒの真空中で９００°Ｃに加熱して接合し
た。各接合面に圧縮荷重ニアｇ／ｍｍ”を付加しながら
、露点−５０°ＣのＮ２中でＡを低ｌｕ側、Ｂを高温側
にして１１５０°Ｃ〜９００　’Ｃにおける温度勾配が
５°Ｃ／ｃｍの温度傾斜炉へ１０＋＋＋ｎ＋／ｈの速度
で装入しつつ加熱した。

ついで分離剤としてＭｇＯを塗布したのち、１１□中で
１２００°Ｃｌ２Ｏ時間の純化焼鈍を施し、その後さら
に張力被膜を付与した後の磁気特性について調べたとこ
ろ、次の結果を得た。

Ｂｌｏ（Ｔ）　　　Ｗ＋７１５ｏ（Ｗ／ｋｇ）八１−８
１　　　　　２．０１３　　　　　　　０．７４八２−
８２　　　　　　２．０２２　　　　　　　　０．７６
＾３−８３　　　２．０１７　　　　０．７５八４−Ｂ
４　　　　　　２．０１５　　　　　　　　０．７７こ
のように、圧延前に脱炭した場合は、仕上げ焼鈍前の１
次再結晶焼鈍を省略しても、また１次再結晶焼鈍雰囲気
を乾Ｈ２中としても、いずれの場合も良好な磁気特性が
得られた。

実施例Ｉ５ Ｃ：０．００３％、Ｓｔ　：３．２％、Ｍｎ　：　０．
１０％、Ｓ　：０．００５％、Ｎ　：　０．００８５％
、５ｏｌＡ１　：　０．０３５％を含有し、残部はＦｅ
および不可避的不純物よりなるけい素鋼環を、１１８０
°Ｃで加熱後、熱延して０．３０ｍｍ厚に仕上げた。こ
の鋼板から２・１５０鵬、匈・５０ｍｍの角片を４枚切
り出し、Ａｌ、　Ａ２．　Ａ３．　Ａ４とした。次にＡ
２゜八４のみ８５０°Ｃで１分間、乾［１□中で１次再
結晶焼鈍を施した。

以降、実施例１４と同様に処理して次の結果を得た。

８、。（Ｔ）　　　囚、７／、。（誉／ｋｇ）Ａｌ−Ｂ
ｌ　　　　２．０１５　　　　０．９５Ａ２−Ｂ２　　
　２．０２０　　　　０．９７＾３−８３　　　２．０
１９　　　　０．９６＾４−８４　　　２．０１８　　
　　０．９Ｂ実施例１６ Ｃ：０．００３％、Ｓｉ：３．２５％、Ｍｎ：０．０５
％、Ｓ　：０．０１０％、Ｎ　：　０．０８０％、八１
　：　０．０５０％を含有し、残部はＦｅおよび不可避
的不純物よりなるけい素鋼環を、１２００°Ｃで加熱後
、熱延して２．３ｍｍ厚に仕上げた。

次に乾Ｎ２中で９５０’Ｃ５２分間の焼鈍後、冷延によ
って０．３０闘厚に仕上げたのち、！−１５０ｍｍ、　
Ｗ・５０ｆｆｌＩＩ＋の角片を４枚切り出し、ＡＩ、へ
２．八３．＾４とした。次にＡ２．　Ａ４のみ乾１２中
で８５０°Ｃ，１分間の１次再結晶焼鈍を施した。

以降、実施例１４と同様に処理して次の結果を得た。

Ｂ、。（Ｔ）　　　　Ｗ＋ｙｚｓ。（Ｗ／ｋｇ）Ａｌ−
Ｂｌ　　　　　２．０１３　　　　　０．９８Ａ２−Ｂ
２　　　　２．０１１　　　　　　０．９９Ａ３−８３
　　　　２．０１２　　　　　０．９７Ａ４−８４　　
　　２．０１０　　　　　　０．９８実施例１７ Ｃ：　０．０３５％、Ｓｔ　：　３．３５％、Ｍｎ　：
　０．０４５％、Ｓ：ｏ、ｏｏｓ％、Ｎ　：　０．００
８５％、ｓｏｌへ１：　０．０４５％を含有し、残部は
Ｆｅおよび不可避的不純物よりなるけい素鋼塊を、１２
２５°Ｃで加熱後、熱延して２．３ｍｍ厚に仕上げた。

次に湿水素中で８５０°Ｃ，１５分間の焼鈍後、冷間圧
延によって１．１５ｍｍ厚に仕上げた。さらに湿水素中
で８５０”Ｃ，１５分間の焼鈍後、冷間圧延によって０
．２０ｉｎ厚に仕上げた。この鋼板から℃・１５０　ｍ
ｍ、　Ｗ　＝　５０皿の角片を４枚切り出し、ＡＩ、　
Ａ２゜Ａ３．Ａ４とした。次にＡ２．　Ａ４のみ湿水素
中で８５０’Ｃ。

３分間の１次再結晶焼鈍を施した。

以降、実施例１４と同様に処理して次の結果を得た。

Ｂｌｏ（Ｔ）　　　’ｄ＋、／ｓ。（Ｗ／ｋｇ）ＡＩ−
Ｂｌ　　　　　２．０１３　　　　　０．７５Ａ２−８
２　　　　２．０１６　　　　　０．７７八３−Ｂ３　
　　　　　２．０１５　　　　　　　　０．７６Ａ４−
Ｂ４　　　　２．０１４　　　　　０．７４実施例１８ Ｃ：　０．００５％、Ｓｉ　：　３．３０％、Ｍｎ　：
　０．０５５％、Ｓｅ：０．０１９％、Ｓｂ　：　０．
０２５％、Ｍｏ　：　０．０１５％を含有し、残部はＦ
ｅおよび不可避的不純物よりなるけい素鋼塊を、１３５
０°Ｃで加熱後、熱延して２．３ｍｍ厚に仕上げた。次
に乾Ｎ２中で９５０’Ｃ，２分間の１次再結晶焼鈍をは
さむ２回の冷間圧延によって０．３０ｉｎ厚に仕上げた
後、１＝　１５０　ｍｍ、　Ｗ　＝　５０ｍｍの角片を
４枚切り出し、Ａｔ、　Ａ２．＾３．＾４とした。次に
＾２．Ａ４のみ８５０°Ｃで１分間、乾ｌ′Ｉ２中で１
次再結晶焼鈍した。

以降、実施例１４と同様に処理して次の結果を得た。

Ｂ＋ｏ（Ｔ）　　　　Ｌｙ／ｓ。（Ｗ／ｋｇ）ＡＩ−Ｂ
ｌ　　　　　２．０１０　　　　　０．９７＾２−Ｂ２
　　　　２．００８　　　　　０．９６Ａ３−８３　　
　　２．００７　　　　　０．９８＾４−８４　　　　
２．００９　　　　　０．９５実施例１９ Ｃ：　　０．０７５　％、　Ｓｉ　　：　　３．２５　
％、　Ｍｎ　　：　　０．０７０　％、　Ｓ　；０．０
１５％、Ｍｏ　：　０．０１５％、Ａｔ　：　０．０２
５％・、Ｎ　：　０．００９９％を含有し、残部はＦｅ
および不可避的不純物よりなるけい素鋼塊を、１３００
°Ｃで加熱後、熱延して２．３ｍｍ厚に仕上げた。次に
冷間圧延によって０　、３０　ｍｍとした後、湿水素中
で８４０″Ｃ１１０分間脱炭焼鈍し、冷間圧延によって
０．２０ｉｎ厚に仕上げたのち、！・１５０　ｍｍ、Ｈ
＝　５０ｍｍの角片を４枚切り出し、Ａｔ、　Ａ２＾３
．Ａ４とした。次に＾２．＾４のみ乾１１□中で８００
°Ｃ１１分間の１次再結晶焼鈍を施した。

一方Ｓｔ　：　３．０％を含有し、残部はＦｅおよび不
可避的不純物の組成になり、板ｊア：０．２０ｍｍ、長
さ７１５０Ｍ、幅：５ｍｍでα＝０°かつβ−２°の単
結晶板を４枚用意しＢｌ、　Ｂ２．　Ｂ３．　Ｂ４とし
た。

次に、Ａは圧延面の片面端部を長さ方向に幅：５ｍｍで
、一方Ｂは片面の全圧延面をエメリー研磨、化学研磨お
よびイオンスパッタリングにより鏡面に仕上げた。

次にＡｌ、　Ａ２．　Ｂ１．８２の鏡面にＳｎを２ｐｍ
づつめっきした後、これらめっき面に５ｎＣＩ□＋エタ
ノール溶液を塗布し、Ａ１とＢｌ、　Ａ２とＢ２のめっ
き面同志を長さ方向が一致するように密着させ、これら
接合面に５ｇ／［ｎｌ１１２の圧縮応力を付加しなから
３５０°Ｃに加熱し、Ａ、Ｂ両めっき面をこすり合せて
、へのめっき面にＢのめっき面を密着させて接合した。

また、Ａ３とＢ、３、Ａ４とＢ４はイオンスパッタリン
グした鏡面同士を圧延方向と直角方向に５Ｍ幅だけ重な
るように長さ方向を一致させてから、１０−　’Ｔｏｒ
ｒの真空中で９５０　”Ｃに加熱して接合した。ついで
分離剤としてＭｇＯを塗布してから、露点−３０°Ｃの
Ｎ２中で昇温速度２０°Ｃ／ｈで加熱し、１２００”Ｃ
で２４時間の純化焼鈍を施し、その後張力被膜を付与し
た後の磁気特性について調べたところ、次の結果を得た
。

Ｂ１゜（Ｔ）　　　Ｗ＋ｔ／ｓ。（Ｗ／ｋｇ）ＡＩ−Ｂ
ｌ　　　　　２．０１５　　　　　　０．７５Ａ２−８
２　　　　２．０２０　　　　　　０．７７八３−８３
　　　　　　２．０１７　　　　　　　　０．７６＾４
−８４　　　　２．０１９　　　　　　０．７８実施例
２０ Ｃ：　０．００３％、Ｓｉ　：　３．１％、Ｍｎ　：　
０．０９％、Ｓ：０．０１０％、Ｎ　：　０．００８０
％、５ｏｌＡｌ　：　０．０３０％を含有し、残部はＦ
ｅおよび不可避的不純物よりなるけい素鋼塊を、１１８
０℃で加熱後、熱延して０　、３Ｏｎ＋ｍ厚に仕上げた
。次にＮｔ中で５５０°Ｃ１２４時間の焼鈍後、この鋼
板から４２＝１５０ｍｍ、　Ｈ＝５０ｎｍの角片を４枚
切り出し、＾１．＾２．　Ａ３．Ａ４とした。次に＾３
．Ａ４のみ乾Ｈ２中で８５０°Ｃ，１分間の１次再結晶
焼鈍を施した。

以降、実施例１９と同様に処理して次の結果を得Ｂ１゜
（Ｔ）　　　　Ｌ７７ｓ。（讐／ｋｇ）八１−Ｂｌ　　
　　　　２．０１７　　　　　　　０．９６八２−８２
　　　　　　２．０２１　　　　　　　　０．９Ｂ＾３
−８３　　　　２．０１８　　　　　　０．９７Ａ４−
８４　　　　２．０１９　　　　　　０．９９実施例２
１ Ｃ：　０．００３％、Ｓｔ　：　３．２％、Ｍｎ　：　
０．１０％、Ｓ：ｏ、ｏｏｓ％、Ｎ　：　０．００８５
％、５ｏｌＡｌ　：　０．０２５％を含有し、残部はＦ
ｅおよび不可避的不純物よりなるけい素鋼塊を、１１８
０°Ｃで加熱後、熱延して０．５０ｍｍ厚とした。次に
冷間圧延して０．２３ｍｍ厚に仕上げた。この鋼板から
ｊＬ１５０ｍｍ、Ｗ　＝５０ｖｗの角片を４枚切り出し
、＾ｌ、八２へ　Ａ３．Ａ４とした。次にＡ３．　Ａ４
のみ乾１１□中で８５０’Ｃ，１分間の１次再結晶焼鈍
を施した。

以降、実施例１９と同様に処理して次の結果を得た。

Ｂ１゜（Ｔ） ＡＩ−Ｂｌ　　　　　　２．０１５ ＾２−８２　　　　２．０２０ ４３−８３　　　　２．０１９ Ａ４−Ｂ４　　　　２．０１６ 誓１．７５゜（Ｗ／ｋｇ） ０．８１ ０．８０ ０．８３ ０．８２ 実施例２２ Ｃ：　０．０２５％、Ｓｉ　：　３．４５％、Ｍｎ　：
　０．２０％、Ｓ：０．００７％、５ｏｌＡ１　：　０
．０３３％、Ｎ　：　０．００８０％を含有し、残部は
Ｆｅおよび不可避的不純物よりなるけい素鋼塊を、１３
５０°Ｃで加熱後、熱延して０．３０ｍｍ厚に仕上げた
。この鋼板から２・１５０ｍｍ、讐＝５０１の角片を４
枚切り出し、ＡＩ、　Ａ２．　Ａ３．Ａ４とした。次に
Ａ３．Ａ４のみ湿ＯＸ中で８５０°Ｃ，２分間の１次再
結晶焼鈍を施した。

以降、分離剤として飽和結晶水のＭｇＯを用いることに
よって脱炭をはかる方法を採用して、実施例１９と同様
に処理し、次の結果を得た。

Ｂ１゜（Ｔ）　　　Ｗ＋ｔｚｓ。（Ｗ／ｋｇ）ＡＩ−Ｂ
ｌ　　　　２．００５　　　　０．９５＾２−Ｂ２　　
　２．００２　　　　０．９３Ａ３−Ｂ３　　　２．０
０３　　　　０．９４Ａ４−Ｂ４　　　２．００６　　
　　０．９２実施例２３ Ｃ：　０．０５７％、Ｓｉ　：　３．４５％、Ｍｎ　：
　０．２９％、Ｓ：０．００３％、５ｏｌＡ１　：　０
．０３２％、Ｎ　：　０．００９０％を含有し、残部は
Ｆｅおよび不可避的不純物よりなるけい素鋼塊を、１３
５０°Ｃで加熱後、熱延して０．３０ｍｍ厚に仕上げた
。次に湿水素中で８５０°Ｃ，５分間の焼鈍後、この銅
板から！・１５０ｍｍ、ｗ・５０ｍｍの角片を４枚切り
出し、Ａｔ、　Ａ２．＾３．＾４とした。次にＡ３Ａ４
のみ乾Ｎ２中で９７０°Ｃ，１分間の焼鈍を施した。

以降、実施例１９と同様に処理して次の結果を得た。

Ｂ１゜（Ｔ）　　　Ｗ＋ｔ／ｓ。（Ｗ／ｋｇ）＾１−Ｂ
ｌ　　　　２．００７　　　　０．９５Ａ２−８２　　
　２．００５　　　　０．９７Ａ３−Ｂ３　　　２．０
０３　　　　０．９４＾４−８４　　　２．００４　　
　　０．９３実施例２４ Ｃ：　０．０３０％、Ｓｔ　：　３．４２％、Ｍｎ　：
　０．２５％、Ｓ：ｏ、ｏｔｏ％、５ｏｌＡＩ　：　０
．０２７％、Ｎ　：　０．００９１％を含有し、残部は
Ｆｅおよび不可避的不純物よりなるけい素鋼塊を、１３
５０°Ｃで加熱後、熱延して０．５０ｍｍ厚とした。次
に冷間圧延して０．２３闘厚に仕上げたのち、この鋼板
から！・１５０ｍｍ、　ｌ・５０ｍｍの角片を４枚切り
出し、Ａｌ、八２．　Ａ３．　Ａ４とした。次にＡ３．
Ａ４のみ湿ｌｈ中で８５０°Ｃ，２分間の１次再結晶焼
鈍を施した。

以降、分離剤として飽和結晶水を含むＭｇＯを用いて実
施例１９と同様に処理して次の結果を得た。

Ｂ１゜（Ｔ）　　　匈、、７．。（Ｗ／ｋｇ）Ａｌ−Ｂ
ｌ　　　　２．００７　　　　０．８１Ａ２−８２　　
　２．００８　　　　０．８０Ａ３−Ｂ３　　　２．０
０６　　　　０．７９Ａ４−Ｂ４　　　２．００９　　
　　０．８１（発明の効果） かくしてこの発明によれば、特定方位への厳密制御が容
易に達成されると共に磁気特性とくに磁束密度を格段に
向上させることができ、さらに特定方位の一方向性電磁
鋼板を大量かつ安価に製造する上でも有効である。

【図面の簡単な説明】

第１図は、接合体表面の研磨状態および付加応力が接合
界面における結晶粒界の消失に及ぼす影響を示すグラフ
である。 ｏｆ−合界面請滅 Ｘ接合、界面残°留 ｔθ　　　　　２０ 付加萄皇（ｆ／−ｎゲ）

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １、含けい素鋼スラブを熱間圧延し、ついで焼鈍および
   冷間圧延なしに、あるいは少なくとも１回の焼鈍および
   ／または冷間圧延を施して最終板厚としたのち、最終仕
   上げ焼鈍を施すことによって一方向性電磁鋼板を製造す
   るに当り、 熱間圧延後、最終仕上げ焼鈍前のいずれか の段階において、鋼板の縁部に再結晶の種材を、下記の
   方位関係を満足する条件下に接合するものとし、この接
   合に当り、接合面を活性状態にして接触させ、ついで粒
   界移動を生起させる温度に加熱して、該種材の方位を鋼
   板全域にわたって成長させることを特徴とする磁気特性
   の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法。 記 ｜α｜≦５° １≦｜β｜≦５° ここでα：種材の＜００１＞軸の鋼板圧延面に対する投
   影軸と鋼板の圧延方向とが なす角度 β：種材の＜００１＞軸の鋼板圧延面に対 する傾き角度 ２、含けい素鋼スラブを熱間圧延し、ついで焼鈍および
   冷間圧延なしに、あるいは少なくとも１回の焼鈍および
   ／または冷間圧延を施して最終板厚としたのち、１次再
   結晶焼鈍を施し、ついで最終仕上げ焼鈍を施すことによ
   って一方向性電磁鋼板を製造するに当り、 熱間圧延後、最終仕上げ焼鈍前のいずれか の段階において、鋼板の縁部に再結晶の種材を、下記の
   方位関係を満足する条件下に接合するものとし、この接
   合に当り、接合面を活性状態にして接触させ、ついで粒
   界移動を生起させる温度に加熱して、該種材の方位を鋼
   板全域にわたって成長させることを特徴とする磁気特性
   の優れた一方向性電磁鋼板の製造方法。 記 ｜α｜≦５° １≦｜β｜≦５° ここでα：種材の＜００１＞軸の鋼板圧延面に対する投
   影軸と鋼板の圧延方向とが なす角度 β：種材の＜００１＞軸の鋼板圧延面に対 する傾き角度 ３、含けい素鋼スラブを熱間圧延し、ついで焼鈍および
   冷間圧延なしに、あるいは少なくとも１回の焼鈍および
   ／または冷間圧延を施して最終板厚としたのち、最終仕
   上げ焼鈍を施すことによって一方向性電磁鋼板を製造す
   るに当り、 熱間圧延後、最終仕上げ焼鈍前のいずれか の段階において、鋼板の縁部に再結晶の種材を、下記の
   方位関係を満足する条件下に接合するものとし、この接
   合に当り、該種材および鋼板よりも融点が低いインサー
   ト材の介在下に接合し、ついで粒界移動を生起させる温
   度に加熱して、該種材の方位を鋼板全域にわたって成長
   させることを特徴とする磁気特性の優れた一方向性電磁
   鋼板の製造方法。 記 ｜α｜≦５° １≦｜β｜≦５° ここでα：種材の＜００１＞軸の鋼板圧延面に対する投
   影軸と鋼板の圧延方向とが なす角度 β：種材の＜００１＞軸の鋼板圧延面に対 する傾き角度 ４、含けい素鋼スラブを熱間圧延し、ついで焼鈍および
   冷間圧延なしに、あるいは少なくとも１回の焼鈍および
   ／または冷間圧延を施して最終板厚としたのち、１次再
   結晶焼鈍を施し、ついで最終仕上げ焼鈍を施すことによ
   って一方向性電磁鋼板を製造するに当り、 熱間圧延後、最終仕上げ焼鈍前のいずれか の段階において、鋼板の縁部に再結晶の種材を、下記の
   方位関係を満足する条件下に接合するものとし、この接
   合に当り、該種材および鋼板よりも融点が低いインサー
   ト材の介在下に接合し、ついで粒界移動を生起させる温
   度に加熱して、該種材の方位を鋼板全域にわたって成長
   させることを特徴とする磁気特性の優れた一方向性電磁
   鋼板の製造方法。 記 ｜α｜≦５° １≦｜β｜≦５° ここでα：種材の＜００１＞軸の鋼板圧延面に対する投
   影軸と鋼板の圧延方向とが なす角度 β：種材の＜００１＞軸の鋼板圧延面に対 する傾き角度 ５、冷間圧延前の鋼中Ｃ量を０．０１０ｗｔ％以下に低
   減してなる請求項１、２、３または４記載の方法。 ６、被処理材と種材との接合が応力付与下である請求項
   １、２、３、４または５記載の方法。 ７、接合時における加熱雰囲気が非酸化性雰囲気である
   請求項１、２、３、４、５または６記載の方法。