JPH075973B2 - 超低鉄損一方向性けい素鋼板の製造方法 - Google Patents

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っての加工、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（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、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以上の超低鉄損
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・エバリュエーション」（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、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、もっ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っては、レ
ーザー照射によっ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
上げするか又はの鏡面仕上げ面上に金属めっきやさらに
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、著しいコストアップになる割りに
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、現在の製造二程において採
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
ながらこの方法も600℃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。

（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ップの不利を凌駕す
る特性、とくに高温処理でも特性劣化を伴うことなくし
て絶縁層の密着性、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って有利
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） 上述した目的は次の事項を骨子とする構成によって有利
に充足される。

仕上焼鈍後の一方向性けい素鋼板の酸化物を除去後、あ
るいはさらに研磨により中心線平均粗さ0.4μｍ以下の
鏡面状態に仕上げた一方向性けい素鋼板を100〜1100℃
の温度範囲の加熱下で、あるいはさらに2kg/mm²以下の
引張り張力下において、イオンプレーティングあるいは
イオンインプランテーション等のPVD処理により、Ti,Z
r,Hf,V,Nb,Ta,Cr,Mo,Co,Ni,Mn,Al,B及びSiの窒化物及び
／又は炭化物並びにAl,Ni,Cu,W,Zn,Si,Ti,Sn,Fe,Zr,Ta,
及びCeの酸化物のうちから選ばれる少なくとも１種から
主としてなり、それらの地鉄との混合相を介し仕上げ表
面と強固に被着した、張力被膜を鋼板表面に被成させる
こと、あるいはさらにこの張力被膜上へさらにりん酸塩
とコロイダルシリカを主成分とする絶縁被膜を被成させ
ることから成る超低鉄損一方向性けい素鋼板の製造方法
である。

上述した手順によってこの発明による成功が導かれた具
体的実験に従って説明を進める。

C:0.046％,Si:3.39％,Mn:0.067％,Se:0.023％,Sb:0.025
％、Mo:0.026％を含有するけい素鋼スラブを1360℃で４
時間加熱後熱間圧延して2.2mm厚の熱延板とした。

その後950℃の中間燃焼を挟み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兼ねる１次再結晶焼鈍
を施した後の鋼板表面にAl₂O₃（70％）とMgO（25％），
ZrO₂（５％）を主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、鋼板
表面上にスラリーを塗布した。その後850℃で50時間の
焼鈍により２次再結晶させた後1200℃で10時間乾水素中
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後、化学研
磨により鋼板表面を中心線平均粗さ0.1μｍの鏡面状態
に仕上げた。

その後イオンプレーテング装置（HCD法による）を使用
して試料に3kg/mm²までの荷重をかけると同時に０〜130
0℃まで試料加熱ができるようにした実験装置を使用し
て、鋼板を加熱すると同時に3kg/mm²までの引張り張力
をかけた状態でTiNの被膜（0.8μｍ厚）を形成させた。
なおこのときの鋼板は5rpmの速度で回転しながら鋼板両
表面上にTiN被膜を形成させた。

このようなイオンプレーテング処理した後、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液でコ
ーティング処理した。

このときの製品の磁気特性の実験結果をイオンプレーテ
ング時の試料温度と試料の引張り荷重との関係で第１図
に示す。

第１図から明らかなようにイオンプレーティング時の試
料温度が100℃から1100℃の温度範囲で試料の引張り荷
重が2kg/mm²以下（望ましくは100℃から900℃の温度範
囲で0.1kg/mm²から1.5kg/mm²の引張り荷重範囲）できわ
めて良好な磁気特性が安定して得られることがわかる。

次に磁気特性の向上が各種のPVD手法によってどのよう
に変化するかについて調査した。

C:0.043％,Si:3.36％,Mn:0.067％,Se:0.021％,Sb:0.025
％,Mo:0.025％を含有するけい素鋼を1360℃で６時間加
熱後熱間圧延を施して2.2mm厚の熱延板とした。その後9
00℃で３分間均一化焼鈍後、950℃の中間焼鈍をはさん
で２回の冷間圧延を施して0.23mm厚の最終冷延板とし
た。

その後800℃の湿水素中で脱炭・１次再結晶処理を施し
た後鋼板表面上にAl₂O₃（60％）,MgO（30％）,ZnO（５
％），ZrO₂（２％），TiO₂（３％）を主成分とする焼鈍
分離剤をスラリー塗布した。その後850℃で50時間の焼
鈍により２次再結晶させた後、1200℃で５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た後、電
解研磨により鋼板表面を中心線平均粗さ0.1μｍの鏡面
状態に仕上げた。

その後種々のPVD法｛マグネトロンスパッタリング
法、EB＋RF法、HCD法、マルティ・アーク法及び
イオンインプランテーション法｝により鋼板表面上に
TiNの薄膜を形成させた（膜厚は0.8〜1.0μｍ）。この
ときの薄膜形式の際の試料温度は250℃、またそのとき
の試料の引張り張力は0.6kg/mm²で行った。

表１は製品の磁気特性及び薄膜のＸ線回折結果を同時に
示す。

また比較のため現行法による製造法、すなわち脱炭１次
再結晶焼鈍後、鋼板表面上にMgOを主成分とする焼鈍分
離剤をスラリー塗布した後850℃で50時間２次再結晶さ
せた後、1180℃で５時間の乾H₂中で純化焼鈍させると共
に鋼板表面上にフォルステライト被膜を形成させた。そ
のときの製品の磁気特性も比較のために同時に表１に示
す。

表１から明らかなように番号〜で示したこの発明の
PVD法による磁気特性の向上は明白であり、また被膜の
Ｘ線回折結果からも明らかなようにTiN被膜中に若干のT
i₂N,Tiが含有されていても良好な磁気特性が得られる。

なお、ここでは示さなかったが、PVD方がアーク放電式
の場合は300℃未満の低温での磁気特性改善が不十分で
あった。

（作用） このようにPVD処理時の温度と張力付与による磁気特性
向上の理由は、試料温度が100℃から1100℃の高温下に
おいて鋼板を熱的に膨脹した状況下で熱膨脹が鋼板と異
なり、而も膨脹係数の小さいTiN極薄膜を形成させるこ
とによって、鋼板に弾性引張り張力を効果的に附与する
ことができるためと考えられる。さらに鋼板への引張り
張力は試料に2kg/mm²までの引張り張力を加えた状態で
はさらに鋼板とTiN極薄膜との間における張力が増進さ
れ磁気特性を効果的に向上させ得ると考えられる。

この発明による磁気特性の向上は酸化物除去鋼板あるい
は鏡面仕上鋼板のPVD処理によって付着させた極薄膜と
の間に強い密着性を保った状態で強い張力がけい素鋼板
面上に働いて従来比類のない超低鉄損が実現されるので
ある。ここで表１から明らかなようにTiN被膜中に若干
のTi₂NやTiを含有していても磁気特性を十分向上させる
ことができる。

またこの発明では塑性的な微少歪みの働きを利用するわ
けではないので、熱安定性に何等の問題なくひずみ取り
焼鈍の如き高温の熱履歴の下でも電気・磁気的特性が影
響されるところがない。

なお、仕上焼鈍後の一方向性けい素鋼板は表面上の酸化
物を除去し、あるいはさらに研磨により鏡面状態とした
後で、PVD処理することが必要である。

ここで、鏡面状態にする場合は、その仕上表面の中心線
平均粗さはRa≦0.4μｍの鏡面状態とすることが好まし
く、Ra≦0.4μｍとすることによって、大幅な鉄損低減
が期待できる。

酸化物の除去は酸洗等の化学的処理あるいは研削等の機
械的処理等を用いて良く、また前記鏡面状態の形成に際
しては化学研磨、電解研磨あるいはバフ研磨を好適に用
いることができる。

次にこの張力被膜の膜厚は0.005〜5.0μｍの範囲が好適
であり、0.005μｍに適さないときは必要な張力付与に
十分寄与し得ない。一方５μｍをこえると、占積率及び
密着性に不利が生じると共に経済的でなくなる傾向があ
る。

以上の実験結果は、TiNよりなる張力被膜について専ら
述べたが張力被膜はこのほかにもZr,Hf,V,Nb,Ta,Cr,Mo,
Co,Ni,Mn,Al,B及びSiの窒化物及び／又は炭化物並びにA
l,Ni,Cu,W,Si,Ti,Sn,Fe,Zr,Ta,CeおよびZnの酸化物のう
ちから挙げられる少なくとも１種より主としてなる場合
にあっても、TiNについてのべたところとほぼ同様な作
用効果をあらわし、何れもこの発明の目的に適合する。

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。

出発素材は従来公知の一方向性けい素鋼素材成分、例え
ば C :0.01〜0.05％、 Si:2.0〜4.0％、 Mn:0.01〜0.2％、 Mo:0.003〜0.1％、 Sb:0.05〜0.2％、Ｓ及びSeの１種あるいは２種合計
で、0.005〜0.05％を含有する組成 C :0.01〜0.08％， Si:2.0〜4.0％、 S :0.005〜0.05％、 N:0.001〜0.01％、 SolAl:0.01〜0.06％、Sn:0.01〜0.5％、 Cu:0.01〜0.3％、 Mn:0.01〜0.2％を含有する組成 C:0.01〜0.06％、 Si:2.0〜4.0％、 S:0.005〜0.05％、 B :0.0003〜0.0004％、 N:0.001〜0.01％、 Mn0.01〜0.2％を含有する組成 C:0.01〜0.06％、 Si:2.0〜4.0％、 Mn:0.01〜0.2％、 Ｓ及びSeの１種あるいは２種合計で0.005〜0.05％を
含有する組成 C:0.01/0.05％、Si:2.00〜4.0％、 Mn:0.01〜0.2％、Sb:0.005〜0.2％、 Ｓ又はSeの１種あるいは２種合計で0.005〜0.5％を含有
す組成の如きにおいて適用可能であり、それ故より一層
一般的な、AlN,MnS,MnSeをインヒビターとする場合にも
有用なことはもちろんである。

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0.35
mm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。

その後鋼板表面にAl₂O₃,ZrOあるいはTiO₂,MgO等を主成
分とする焼鈍分離剤を塗布する。この発明の場合は、フ
ォルステライトが形成される場合であっても形成されな
い場合であっても適用可能である。仕上げ焼鈍後のフォ
ルステライト被膜を形成させないためにはAl₂O₃等の不
活性焼鈍分離剤の含有率を高め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｝＜0
01＞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℃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｝＜001＞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時間焼鈍を行って、鋼板の純化を達成すること
が必要である。

次にこの発明では、純化焼鈍後に鋼板表面の酸化物被膜
を硫酸、硝酸又は弗酸などの強酸により除去する。また
この酸化物除去は機械研削により行ってもよい。

この除去処理の後の研磨は化学研磨あいは電解研磨、あ
るいはバフ研磨による機械的研磨等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。

その後、前記温度範囲に鋼板を加熱した後、またさらに
前記の張力を鋼板に2kg/mm²までの範囲で付加し乍らイ
オンプレーティング若しくはイオンインプランテーショ
ン等のPVD法により、鋼板表面に張力被膜を形成させ
る。該張力被膜の厚みは0.05〜５μｍ程度望ましくは0.
05〜1.5μｍが最適である。

このとき使用するイオンプレーティングあるいはイオン
インプランテーション等のPVD装置、試料加熱及び鋼板
への張力付加方法は従来公知の方法を用いてよい。

またこのときのPVD法によって形成させた窒化物・炭化
物あるいは酸化物の薄膜被膜は表１から明らかなように
主としてこれらのセラミック被膜が含有されていれば磁
気特性を向上させうる。

この方法で加速イオンはC,N,H,Ar,Oなど、また蒸着原子
はTi,Nb,Si,Mo,Fe,Co,Al,Ni,Cu,W,Znなどがもっとも実
用的であって、極薄の張力被膜としてはTiN,TiC,Ti（C
N），Al₂O₃，Si₃N₄,SiC,Mo₂C，Cr₂N,CrN,ZrN,HfN,NiO,C
uO,CoN,NbN,Wo,ZnO,BN,AINなどが好適でる。

さらに、イオンプレーティングあるいはイオンインプラ
ンテーション等のPVD法により極薄の張力被膜を形成し
たあと、これに重ねて、りん酸塩とコロイダルシリカと
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とくに必
要であり、この絶縁性塗布焼付層の形成の如きは、従来
公知の手法を用いて良い。

このイオンプレーテングの際に試料加熱および引張力り
応力を加えた状態ではさらに鋼板と極薄膜との間に張力
を増進させることにより磁気特性を効果的に向上させる
ことができ、この加熱温度は100〜1100℃の範囲である
ことが必要であり、また引張り応力は2kg/mm²までを必
要とする。2kg/mm²をこえると引張り応力が多くなりす
ぎて鋼板の歪量が大きくなるため逆に磁気特性が劣化し
始める。

上記のように処理されたけい素鋼板は平たん化熱処理を
行うことができる。

（実施例） 実施例１ C:0.043％、Si:3.42％、Mn:0.066％、No:0.025％、Se:
0.020％、Sb:0.025％を含有する熱延板を、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
冷間圧延を行って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を兼ねた１次再結晶
焼鈍後鋼板表面にAl₂O₃（70％）,MgO（30％）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っ
た。

その後酸洗により酸化被膜を除去後、３％HFとH₂O₂液中
で化学研磨して鏡面仕上げした。

その後イオンプレーティング装置を用いて10KVのイオン
化電圧で３分間イオンプレーティングし膜厚0.8μｍのT
iN張力絶縁被膜を形成させた。このときの試料の条件
は、鏡面試料温度を200℃，また試料への弾性張力は0.8
kg/mm²とした。

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
取り焼鈍を行った。そのときの製品の磁気特性は次のよ
うであった。

B₁₀＝1.92T,W_17/50＝0.67W/kg、 なおこのときの鋼板表面の被膜のＸ線回折を行った結
果、TiNが主であったが、それらのピークの中にTi₂NとT
iが若干検出された。

実施例２ C:0.056％、Si:3.38％、Mn:0.072％、Al:0.026％、S:0.
023％、N:0.0069％、Cu:0.1％、Sn:0.05％を含有する熱
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Al₂O₃（80
％）,MgO（20％）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った。

その後酸洗により酸化物被膜を除去し、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ョン装置を用いて、試料
温度150℃で鋼板に1.5kg/mm²の弾性張力を加えながらTi
Nの薄膜（0.7μｍ厚）を鏡面表面上に形成させ、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時間のひずみ取り焼
鈍を行った。また試料の一部は張力なしの状態で同様の
実験を行った。

そのときの製品の磁気特性は次のとおりであった。

・張力なし B₁₀＝1.94T,W_17/50＝0.72W/kg、 ・1.5kgf/mm²張力 B₁₀＝1.95T,W_17/50＝0.63W/kg、 なお鋼板表面の張力被膜のＸ線回折を行った結果、TiN
のみが検出された。

実施例３ C:0.044％、Si:3.43％、Mn:0.064％、 Mo:0.026％、Se:0.023％、Sb:0.025％を含有する熱延板
を、900℃で３分間の均一化焼鈍後、950℃の中間焼鈍を
はさんで２回の冷間圧延を行って0.20mm厚の最終冷延板
とした。

その後800℃の湿水素中で脱炭焼鈍後、鋼板表面にAl₂O₃
（60％）,MgO（25％）,ZnO（15％）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、1180℃で10時間乾水素中で純化焼鈍を行った。

その後酸洗により鋼板表面の酸化物被膜を除去後、３％
HFとH₂O₂液中で化学研磨して鏡面に仕上げた。

その後イオンプレーティングにより試料表面温度350
℃、試料への弾性張力0.9kg/mm²でTiNの薄膜（0.5μｍ
厚）を形成させた。その中の１部の試料は荷重をかけな
いで同様のTiN（0.5μｍ厚）を形成した。そのときの製
品の磁気特性は次のようであった。

・張力なし B₁₀＝1.91T,W_17/50＝0.72W/kg、 ・0.9kg/mm²の張力 B₁₀＝1.92T,W_17/50＝0.63W/kg、 なお鋼板表面上の張力被膜のＸ線回折の結果、鋼板表面
には大部分がTiNのみピークと若干Tiのピークが検出さ
れた。

実施例４ C:0.048％,Si:3.41％,Mn:0.068％， Mo:0.025％,Se:0.023％,Sb:0.025％ を含有する熱延板を、900℃で３分間の均一化焼鈍後、9
50℃の中間焼鈍をはさんで２回の冷間圧延を施して0.20
mm厚の最終冷延板とした。

その後820℃で湿水素中で脱炭焼鈍後、鋼板表面にAl₂O₃
（70％）,MgO（30％）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
時間乾水素中で鈍化焼鈍を行った。

その後酸洗により酸化物被膜を除去後、３％HFとH₂O₂液
中で化学研磨して鏡面仕上げした。

その後イオンプレーテング装置を用いて10KVのイオン化
電圧で３分間イオンプレーティングし膜厚0.5μｍのTiN
張力絶縁被膜を形成させた。このときの試料の条件は、
鏡面試料温度を600℃、また試料への弾性張力は0.8kg/m
m²とした。

次にりん酸塩とコロイダルシリカ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
り焼鈍を行った。そのときの製品の磁気特性は次のよう
であった。

B₁₀＝1.92,W_17/50＝0.66W/kg、 実施例５ C :0.058％、 Si:3.36％、Mn＝0.080％、 Al:0.025％、S:0.028％、Ｎ＝0.0068％、 Cu:0.1％、 Sn:0.05％を含有する熱延板を、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AL₂O₃（80
％）,MgO（20％）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時間乾き水素中で純化焼鈍を行っ
た。

その後酸洗により酸化物被膜を除去し、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ョン装置を用いて、試料
温度900℃で鋼板に0.5kg/mm²の弾性張力を加えながらTi
Nの薄膜（0.7μｍ厚）を鏡面表面上に形成させ、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時間のひずみ取り焼
鈍を行った。また試料の一部は張力なしの状態で同様の
実験を行った。

そのときの製品の磁気特性は次のとおりであった。

・張力なし B₁₀＝1.94T,W_17/50＝0.69W/kg、 ・0.5kg/mm²張力 B₁₀＝1.95T,W_17/50＝0.64W/kg、 実施例６ C :0.048％、Si:3.40％、Mn:0.062％、 Mo:0.026％、Se:0.022％、Sb:0.025％を含有する熱延板
を、900℃で３分間の均一化焼鈍後、950℃の中間焼鈍を
はさんで２回の冷間圧延を行って0.20mm厚の最終冷延板
とした。

その後800℃の湿水素中で脱炭焼鈍後、鋼板表面にAl₂O₃
（60％）,MgO（25％）,ZnO（15％）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、1180℃で10時間乾水素中で純化焼鈍を行った。

その後酸洗により鋼板表面の酸化物被膜を除去後、３％
HFとH₂O₂液中で化学研磨して鏡面に仕上げた。

その後イオンインプランテーションにより試料表面温度
800℃、試料への弾性張力0.9kg/mm²でTiNの薄膜（0.5μ
ｍ厚）を形成させた。その中の１部の試料は張力をかけ
ないで同様のTiN（0.5μｍ厚）を形成した。そのときの
製品の磁気特性は次のようであった。

・張力なし B₁₀＝1.91T,W_17/50＝0.69W/kg、 ・0.9kg/mm²の張力 B₁₀＝1.92T、W_17/50＝0.65W/kg、 実施例７ C:0.044％,Si:3.38％,Mn:0.062％， Mo:0.025％,Se:0.024％,Sb:0.025％ を含有する熱延板を、900℃で３分間の均一化焼鈍後、9
50℃の中間焼鈍をはさんで２回の冷間圧延を施して0.20
mm厚の最終冷延板とした。

その後820℃で湿水素中で脱炭焼鈍後、鋼板表面にAl₂O₃
（70％）,MgO（25％）,ZnO（４％），TiO₂（１％）を主
成分とする焼鈍分離剤で塗布した後850℃で50時間の２
次再結晶焼鈍し、1180℃で10時間乾水素中で純化焼鈍を
行った。

その後軽酸洗により鋼板表面の酸化物被膜を除去後、３
％HFとH₂O₂液中で化学研磨して鏡面に仕上げた。

その後イオンプレーテングにより、試料表面温度約700
℃，試料への弾性張力0.5kg/mm²でBN,Si₃N₄,ZzN,AlNの
窒化物およびTiCの炭化物，また試料への弾性張力0.3kg
/mm²でSiC,ZrCの炭化物およびZrO,SiO₂，Al₂O₃の酸化物
試料温度400℃、試料への弾性張力1.0kg/mm²でHfN,NbN,
Mn₂N,Mo₂N,VNの窒化物、Cr₇C₃,HfC,NiC,NbCの炭化物さ
らに、ZnO,Fe₃O₄及びZrOの酸化物よりなる張力被膜を形
成させた。その後リン酸塩とコロイダルシリカを主成分
とするコーティング処理を行った。表２にはそのときの
製品の磁気特性をまとめて示す。

実施例８ C:0.043％、Si:3.42％、Mn:0.066％、Mo:0.025％、Se:
0.020％、Sb:0.025％を含有する熱延板を、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
冷間圧延を行って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を兼ねた１次再結晶
焼鈍後鋼板表面にAl₂O₃（70％）,MgO（30％）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っ
た。

その後酸洗により酸化被膜を除去したのち、イオンプレ
ーティング装置を用いて10KVのイオン化電圧で３分間の
イオンプレーティングにて、表２に示す種々の張力絶縁
被膜を試料温度500℃にて膜厚0.8μｍで形成した。

さらに、試料の一部に、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た。

その後、各試料に、800℃で２時間のひずみ取り焼鈍を
行った。かくして得られた製品の磁気特性を、表３に併
記する。

実施例９ C:0.056％、Si:3.38％、Mn:0.072％、Al:0.026％、S:0.
023％、N:0.0069％、Cu:0.1％、Sn:0.05％を含有する熱
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Al₂O₃（80
％）,MgO（20％）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った。

その後酸洗により酸化物被膜を除去したのち、イオンイ
ンプランテーション装置を用いて、試料温度350℃で鋼
板に0.5〜1.2kg/mm²の弾性張力を加えながら表４に示す
種々の張力絶縁被膜（0.7μｍ厚）を形成した。ここ
で、試料の一部に、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た。その後、各資
料に、800℃で２時間のひずみ取り焼鈍を行った。

かくして得られた製品の磁気特性を、表４に併記する。

（発明の効果） 第１〜第８各発明とも、有効な張力の導入によって、鉄
損の著しい飛躍的な改善が遂げるれる。

【図面の簡単な説明】

第１図は鏡面仕上した表面に、イオンプレーテングを施
すときの試料温度と引張り荷重による磁気特性の影響を
示す図表である。

Claims (8)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】仕上焼鈍後の一方向性けい素鋼板表面上の
   酸化物を除去後、該鋼板を100〜1100℃に加熱しその加
   熱下に、PVD処理によって、Ti,Zr,Hf,V,Nb,Ta,Cr,Mo,C
   o,Ni,Mn,Al,B及びSiの窒化物及び／又は炭化物並びにA
   l,Ni,Cu,W,Si,Ti,Sn,Fe,Zr,Ta,Ce及びZnの酸化物のうち
   から選ばれる少なくとも１種から主としてなり、それら
   の地鉄との混合相を介し鋼板表面と強固に被着した、張
   力被膜を鋼板表面に形成させる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。
2. 【請求項２】仕上焼鈍後の一方向性けい素鋼板表面上の
   酸化物を除去後、該鋼板を100〜1100℃に加熱しその加
   熱下に、PVD処理によって、Ti,Zr,Hf,V,Nb,Ta,Cr,Mo,C
   o,Ni,Mn,Al,B及びSiの窒化物及び／又は炭化物並びにA
   l,Ni,Cu,W,Si,Ti,Sn,Fe,Zr,Ta,Ce及びZnの酸化物のうち
   から選ばれる少なくとも１種から主としてなり、それら
   の地鉄との混合相を介し鋼板表面と強固に被着した、張
   力被膜を鋼板表面に形成させ、この張力被膜上へさら
   に、りん酸塩とコロイダルシリカを主成分とする絶縁被
   膜を被成させることを特徴とする、超低鉄損一方向性け
   い素鋼板の製造方法。
3. 【請求項３】仕上焼鈍後の一方向性けい素鋼板表面上の
   酸化物を除去後、該鋼板を100〜1100℃に加熱しその加
   熱下該鋼板に2kg/mm²以下の弾性張力を加え乍ら、PVD処
   理によって、Ti,Zr,Hf,V,Nb,Ta,Cr,Mo,Co,Ni,Mn,Al,B及
   びSiの窒化物化及び／又は炭化物並びにAl,Ni,Cu,W,Si,
   Ti,Sn,Fe,Zr,Ta,Ce及びZnの酸化物のうちから選ばれる
   少なくとも１種から主としてなり、それらの地鉄との混
   合相を介し鋼板表面と強固に被着した、張力被膜を鋼板
   表面に形成させる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。
4. 【請求項４】仕上焼鈍後の一方向性けい素鋼板表面上の
   酸化物を除去後、該鋼板を100〜1100℃に加熱しその加
   熱下に該鋼板に2kg/mm²以下の弾性張力を加え乍ら、PVD
   処理によって、Ti,Zr,Hf,V,Nb,Ta,Cr,Mo,Co,Ni,Mn,Al,B
   及びSiの窒化物及び／又は炭化物並びにAl,Ni,Cu,W,Si,
   Ti,Sn,Fe,Zr,Ta,Ce及びZnの酸化物のうちから選ばれる
   少なくとも１種から主としてなり、それらの地鉄との混
   合相を介し鋼板表面と強固に被着した、張力被膜を鋼板
   表面に形成させ、この張力被膜へ上へさらに、りん酸塩
   とコロイダルシリカを主成分とする絶縁被膜を被成させ
   る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。
5. 【請求項５】仕上焼鈍後の一方向性けい素鋼板の酸化物
   を除去後、研磨により中心線平均粗さ0.4μｍ以下の鏡
   面状態に仕上げた後該鋼板を100〜1100℃に加熱しその
   加熱下に、PVD処理によって、Ti,Zr,Hf,V,Nb,Ta,Cr,Mo,
   Co,Ni,Mn,Al,B及びSiの窒化物及び／又は炭化物並びにA
   l,Ni,Cu,W,Si,Ti,Sn,Fe,Zr,Ta,Ce及びZnの酸化物のうち
   から選ばれる少なくとも１種から主としてなり、それら
   の地鉄との混合相を介し仕上げ表面と強固に被着した、
   張力被膜を鋼板表面に形成させる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。
6. 【請求項６】仕上焼鈍後の一方向性けい素鋼板の酸化物
   を除去後、研磨により中心線平均粗さ0.4μｍ以下の鏡
   面状態に仕上げた後該鋼板を100〜1100℃に加熱しその
   加熱下に、PVD処理によって、Ti,Zr,Hf,V,Nb,Ta,Cr,Mo,
   Co,Ni,Mn,Al,B,及びSiの窒化物及び／又は炭化物並びに
   Al,Ni,Cu,W,Si,Ti,Sn,Fe,Zr,Ta,Ce及びZnの酸化物のう
   ちから選ばれる少なくとも１種から主としてなり、それ
   らの地鉄との混合相を介し仕上げ表面と強固に被着し
   た、張力被膜を鋼板表面に形成させ、この張力被膜上へ
   さらに、りん酸塩とコロイダルシリカを主成分とする絶
   縁被膜を被成させる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。
7. 【請求項７】仕上げ焼鈍後の一方向性けい素鋼板の酸化
   物を除去後、研磨により中心線平均粗さ0.4μｍ以下の
   鏡面状態に仕上げた後該鋼板を100〜1100℃に加熱しそ
   の加熱下該鋼板に2kg/mm²以下の弾性張力を加え乍ら、P
   VD処理によって、Ti,Zr,Hf,V,Nb,Ta,Cr,Mo,Co,Ni,Mn,A
   l,B及びSiの窒化物及び／又は炭化物並びにAl,Ni,Cu,W,
   Si,Ti,Sn,Fe,Zr,Ta,Ce及びZnの酸化物のうちから選ばれ
   る少なくとも１種から主としてなり、それらの地鉄との
   混合相を介し仕上げ表面と強固に被着した、張力被膜を
   鋼板表面に形成させる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。
8. 【請求項８】仕上焼鈍後の一方向性けい素鋼板の酸化物
   を除去後、研磨により中心線平均粗さ0.4μｍ以下の鏡
   面状態に仕上げた後該鋼板を100〜1100℃に加熱し、そ
   の加熱下該鋼板に2kg/mm²以下の弾性張力を加え乍ら、P
   VD処理によって、Ti,Zr,Hf,V,Nb,Ta,Cr,Mo,Co,Ni,Mn,A
   l,B及びSiの窒化物及び／又は炭化物並びにAl,Ni,Cu,W,
   Si,Ti,Sn,Fe,Zr,Ta,Ce及びZnの酸化物のうちから選ばれ
   る少なくとも１種から主としてなり、それらの地鉄との
   混合相を介し鋼板表面と強固に被着した、張力被膜を鋼
   板表面に形成させ、この張力被膜上へさらに、りん酸塩
   とコロイダルシリカを主成分とする絶縁被膜を被成させ
   る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。