JPS63216944A - 一方向性珪素鋼単結晶板または粗大結晶粒板 - 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、優れた磁化特性と低い鉄損値をもつ一方向性
珪素鋼単結晶板または粗大結晶粒板に関する。

〔従来の技術と問題点〕

方向性珪素鋼板は主としてトランス、その他の電気機器
のコア材料として使用されるので、磁化特性と鉄損特性
が重要である。

珪素鋼板は１通常は２次再結晶過程を経る冷延・再結晶
プロセスの組み合わせにより製造され。

圧延方向に磁化容易軸の＜　１００　＞軸を略々有する
２次結晶粒からなる。これには、圧延方向だけに＜　１
００　＞軸をもつ（１１０）　（００１）型の一方向性
珪素鋼板と、圧延方向およびこれと直交する方向に＜　
１００　＞軸を有する（１００）　（００１）型の二方
向性珪素鋼板が周知である。いずれにしても、方向性珪
素鋼板は普通は２次再結晶によって得られた平均１ｏＩ
ｌｓ前後或いはそれ以下の結晶粒からなり、その（１１
０）　（００１）方位、　（１００）　（００１）方位
の集積度を高めることにより磁化特性は理論値に向けて
向上する。この場合、２次再結晶粒からなる後者の二方
向性珪素鋼板を工業的に製造することは困難であること
から一方向性珪素鋼板がもっばら製造され使用されてい
る。

一方、単結晶板であれば１例えば磁化容易軸である＜　
１００　＞軸を圧延方向にもつ単一の単結晶からなる単
結晶板であれば、磁化特性は理論値に近いものが得られ
９例えば圧延方向における１０エルステッドの磁束密度
Ｂ１０が１９５００ガウスを超えるような高磁束密度の
方向性珪素鋼板となる。また単一の単結晶のみならず９
例えば面内直径が３０１１１ｆｆ１以上の結晶群からな
る粗大結晶粒板であっても各単結晶の面内直径が大きい
ものであればあるほど各単結晶の方位の集積度を高めれ
ば、やはり高磁束密度の方向性珪素鋼板が得られる。後
記に詳述するが２本発明のように１０エルステッドの磁
束密度Ｂ１０が１９５００ガウスを超えるような高磁束
密度のものを得るには結晶粒の面内直径が３０ｍｍ以上
を必要とする。

しかし、このような単結晶板および粗大結晶粒板のよう
に結晶粒が大きなものでは鉄損値が高くなる。すなわち
、磁化特性の向上と鉄損特性の向上に対する冶金学的対
応は一面で矛盾したものである。特に磁化特性の極限を
追求するため特殊な製造法によって（１１０）　（００
１）で代表される（ｈｋｌ）（００１）型方位の単結晶
板を用いる場合には、最高の磁化特性が得られる代わり
に鉄損特性は逆に最悪となる。

今、全鉄損値を基本的な面から解析すると次の様になる
。

ヒステレシスを員 ■結晶方位ＣＢ＋ｏ特性） ■純度（特にＣ，Ｎ、Ｓ、Ｏ） ■内部歪 古典的渦電流損 ■比電気抵抗（Ｓ　ｉ　ｉｌ　） ■板厚 異常渦電流損 ■磁区中（結晶粒度） ■弾性張力 ■スクラッチ効果 本発明者らの研究（例えばＣｈａｒａｃｔｅｒｉｓｔｉ
ｃｓ　ｏｆＭａｇｎｅｔｉｃ　Ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ　
ｏｆ　Ｇｒａｉｎ　０ｒｉｅｎｔｅｄ　Ｓｉ−Ｐｅｗｉ
ｔｈ　　Ｈｉｇｈ　　Ｐｅｒｍｅａｂｉｌｉｔｙ、　　
　Ｊｏｕｎａｌ　　ｏｆ　　ＡｐｐｌｉｅｄＰｈｙｓｉ
ｃｓ、　Ｖｏｌ、４０．　Ｎｏ、３．１９６９．）によ
れば、ヒステレシス損は結晶方位の集積度すなわち磁化
特性Ｂ、が高くなると直線的に低下し、理論値すなわち
（１１０）　（００１）型単結晶において最も低くなる
。

しかし、一方で集積度の向上は結晶粒の粗大化をもたら
し、これが異常渦電流損の増加を招き、理論方位の単結
晶において最高となる。

珪素鋼板の純度がヒステレシス損に及ぼす影響について
は古くから公知の事実であり、ここでは述べないが、特
にＣ，Ｎ、Ｓ、Ｏ等の不純物を出来る限り低くしないと
いけない。

内部歪がヒステレシス損に及ぼす影響についても古くか
ら知られた公知の事実であり、珪素鋼板に限らず磁性材
料一般においては、加工、即ち切断、スリット、打ち抜
き、鉄心捲き加工等の後で歪取焼鈍を行うのはこのため
である。

以上の要因をもとにヒステレシス頃は次の式で表される
。

古典的渦流…は珪素鋼板内の磁化が一様に変化するとし
て計算されたもので次の式で表される。

π２６１　ＢｌＩＺ　ｆＲ 実用単位式では。

ρ　　Ｄ ただし、ｄ；板厚、ｆ；周波数、Ｂ、；磁束密度ρ；比
抵抗、Ｄ；密度。

したがって、渦電流損を下げるには、材料面での対策と
しては比抵抗ρを高くシ、板厚ｄを薄くする。Ｓｉ含有
量を出来る限り高くするのはρを高くするためであるが
、Ｓｔが４％を超えると冷延が出来ないので、これ以上
は増やせない０本発明者らの研究（Ｔｈｅ　Ｄｅｖｅｌ
ｏｐｅｍｅｎｔ　ｏｆ　Ｇｒａｉｎ　０ｒｉ−ｅｎｔｅ
ｄ　　５ｉｌｉｃｏｎ　　５ｔｅｅｌ　　ｗｉｔｈ　　
Ｈｉｇｈ　　Ｐｅｒｍｅａｂｊｌｉｔｙ。

Ｊｏｕｒｎａｌ　ｏｆ　Ｍａｇｎｅｔｉｓｍ　ａｎｄ　
Ｍａｇｎｅｔｉｃ　Ｍａｔｅｒｉａｌｓ２（１９７６）
、　１２１．）においても鉄損値に対するＳｌの効果お
よび板厚の効果は明らかにされている。

次に渦電流損失を、珪素鋼板内の磁化が磁壁の移動によ
って進むと考えて計算すると次の式で示される。

ｖ；磁壁の移動速度、２Ｌ；磁区の巾＋Ｃｉ光速。

これを実用単位式で示すと。

ＷＰＩ−１，６２８Ｗｃ＋（２Ｌ／ｄ）　　　・・・２
Ｌ／ｄ＞　１となり、　２Ｌ／ｄが１より大きい場合は
渦電流損Ｗ□は古典的に与えられた渦電流損ｗｅ＋の１
．６３（２Ｌ／ｄ）倍となる。磁区の巾が限りなく小さ
くなると異常渦電流損が零に近づきＷ、はＷｃＬに一致
する。つまり、異常渦電流損は磁区に帰因するもので、
鉄損の減少のためには磁区の巾を小さくせねばならない
。

これは、現象的には結晶粒度の微細化が大きな効果をも
つ、この点は２本発明者らの研究（同上Ｊｏｕｒｎａｌ
　　ｏｆ　　Ｍａｇｎｅｔｉｓｍ　　ａｎｄ　　Ｍａｇ
ｎｅｔｉｃ　　Ｍａｔｅｒｉａｌｓ２（１９７６）、　
１２１．）でも明らかにされている。

しかし、前述のように、結晶粒の微細化は磁化特性の劣
下につながる傾向が強いため、高集積度の粗大結晶であ
っても尚異常渦流損を少なくする各種の方法が考えられ
てきた０例えば特公昭５８−５９６８号公報では上記の
方向性珪素鋼板の表面に小球を押圧して深さ５μ以下の
凹みを形成することにより歪を付与し磁区の細分化を行
うことを提案し１また特公昭５８−２６４１０号公報で
は同上鋼板の表面にレーザー照射による痕跡を少なくと
も一ケ形成せしめて磁区細分化により鉄損を低くするこ
とを提案している。また、古くはＵ　Ｓ　Ｐ２，２３４
．９６８号やＵ　Ｓ　Ｐ　３，６４７，５７５号のよう
にブラシによる５ｕｒｆａｃｅ　ａｂｒａｓｉｏｎやカ
ッターによるｇｒｏｏｖｉｎｇで磁歪や鉄損値を下げる
方法が提案されている。これらはいずれも磁区を細分化
することにより磁気特性を向上させるのがねらいである
。

また、結晶表面に弾性張力を付与することも有効である
。例えば本発明者らの研究（ＭａｇｎｅｔｉｃＰｒｏｐ
ｅｒｔ’ｒｅｓ　ｏｆ　Ｇｒａｉｎ　０ｒｉｅｎｔｅｄ
　５ｉｌｉｃｏｎ　Ｓｔｅｅｌｗｉｔｈ　Ｈｉｇｈ　Ｉ
’ａｒｍｅａｂｉｌｌＬｙ　０ｒｌｅｎｔｃｏｒｅ　Ｉ
ｆ−Ｂ、　ＩＥＥＥＴｒａｎｓ、ｏｎ　Ｍａｇｎｅｔｉ
ｃｓ　Ｖｏｌ、ＭＡＧ−Ｌ　Ｎｏ、３．　Ｓｅｐ、１９
７２゜６７７、　’）　によれば、結晶方位が理論値に
近づく場合（単結晶の場合）弾性張力効果が１．５ｋｇ
／ｍｓ”以上であれば全鉄損値が半分以下に減少する。

また。

白木等の研究（一方向性珪素鋼板の鉄損、応用物理、第
４７１！、第２号（１９７８）、　１５６）によれば（
１１０）（００１）型の高集積度、粗大結晶粒の珪素鋼
板においてスクラッチ方式により５ｕｒｆａｃｅ　Ａｂ
ｒａｓｉｏｎが全鉄損を大巾に向上させ、これが張力効
果と相まって著しく磁区中を小さくしていることが証明
された。また野澤等の研究（Ｐｒｏｄｕｃｔｉｏｎ　ｏ
ｆ　ＳｊｎｇｌａＣｒｙｓｔａｌ　３χ５ｔ−Ｆｅ　５
ｈｅｅｔ　ｗｉｔｈ　０ｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ　Ｎｅａ
ｒ（１１０）　（００１）　、　Ｊｏｕｒｎａｌ　ｏｆ
　Ｍａｇｎｅｔｉｚｅ　ａｎｄ　Ｍａｇ。

Ｍａｔｅｒｉａｌｓ　５８（１９８６）　６７、）によ
ってもこの磁区の変化と磁気特性との関係が明らかにさ
れた。

以上のような考え方に基づき、現在市販の方向性珪素鋼
板は製造プロセスの最終仕上焼鈍で生成するグラス皮膜
と張力コーテング（例えば特開昭４８−３９３３８号公
報）とによって弾性張力効果が与えられ、また一部は特
公昭５８−２６４１０号公報に提案されたようなレーザ
ー照射によるスクラッチ効果として機械的磁区制御が行
われているのである。

〔発明が解決しようとする問題点〕

上記のようにして得られた低鉄損材料も焼鈍すると磁区
の細分化効果が失われ５例えば捲鉄心を製造する場合の
歪取り焼鈍では鉄損改善効果が消失してしまう問題があ
る。

さらに、近年では省エネルギーの観点から珪素鋼板の鉄
損を改善する一般的な方法として板厚を薄くする傾向に
あり、従って積層鉄心を構成する場合に全体積に占める
珪素鋼板自身の体積即ち占有率が低下する問題がある。

ＪＩＳＣ−２５５３ではこの占有率を０．３５ｍ−厚で
９５％以上、　０．３０細−厚で９４％以上と定めてい
るが、最近は０．２８＋ｎｍ厚、　０．２３１１１１１
厚。

０．１８＋＋ｍ厚、　０．１５ｍｍ厚と薄手化してきて
おり、これら薄手に対しても９４％以上の占有率が確保
出来れば鉄心の小型化に極めて有利となる。

また、従来の方向性珪素ｌｌ１ｉｌ仮では鉄心に積層す
る場合の眉間抵抗を確保するため、製造プロセスの最後
に行われる仕上焼鈍で生成するセラミックス系のグラス
皮膜に加え、燐酸系、燐酸−クロム酸系の絶縁コーティ
ングを付加するのが９ｉＩ！であるが、これらコーティ
ングの眉間抵抗は歪取り焼鈍後にかなり劣下することか
ｌＩｉ　ｉ＝されている。

例えば 燐酸系　　燐酸＋クロム酸系 グラス被覆まま　数Ω−０１１１１７枚　　数Ω−ｃｍ
”７枚コーティング後５０Ω−ｃｍ”／枚　　１０Ω−
ｃＩＩｌｚ／枚歪取焼錬（Ｎ２）後１００Ω−ｃｍ″７
枚　　１０Ω−ＣＩｌｚ／枚同（Ｎ２＋ｌ１ｚ）後　５
．０Ω−ａｍ”／枚　　０〜５０Ω−ｃｍ”７枚占有率
　　　　　９７％　　　　　　　９７％となっており、
特にＨ！雰囲気中での劣下が目立つ（注；歪取焼鈍は８
００℃ｘ４Ｈｒｓ）　＊更に、従来の方向性珪素鋼板で
は仕上焼鈍前に主としてマグネシア粉からなる焼付防止
剤を塗布して珪素鋼板表面にシリカ膜と反応して生ずる
グラス皮膜を生成させ、これによって鋼板表面に張力効
果を付与しているが、この仕上焼鈍時にＢＩＯ特性が１
９５００ガウス以上で面内直径が３０Ｉｗ１１以上とい
う高集積度の粗大結晶粒を得る場合には（単結晶の場合
も同様）、粗大結晶粒であるが故に悪化する異常渦電流
損を解決する弾性張力を生むためのグラス皮膜の生成を
同時に好ましい方向に起こさせることは非常に困難であ
ることがわかってきた。

このようなことから、将来の方向としては。

仕上焼鈍では（１１０）　（００１）型で代表される（
ｈｋｌ）（００１）型の高集積度粗大結晶粒の生成、お
よび仕上焼鈍後に鉄損値、特に異常渦電流損を最低にす
るに必要十分な磁区制御効果の付与、の２つに分離する
ことが考えられる。

この場合、磁区制御効果の付与は出来得れば唯一回の工
程で行えることが望ましく、シかも層間絶縁抵抗、鉄損
共に歪取焼鈍に耐えられる性能を与え得ることか望まし
い。

本発明は以上のような方向性珪素鋼板に関する技術的背
景並びに問題点と要望に立脚してなされたものである。

〔問題点を解決する手段〕

本発明者らは前記を目的として系統的な研究を行ってき
たが、ここに、高集積度の粗大結晶粒の。

極端な場合には単結晶の、異常渦電流損を低下させる対
策、即ち、磁区の巾を減少させる対策は。

■結晶方向性、■弾性張力効果、■機械的磁区制御の３
つの要因の組み合わせであることを見出した。特に結晶
方向性（つまり磁化特性）が良好な場合に弾性張力効果
と機械的磁区制御による異常渦電流損の低下効果が顕著
に現れることを見出した。すなわち、■十〇、■＋■＋
■の組み合わせによって異常渦電流損の低下効果が顕著
に現れることがわかった。このような知見事実に基づき
本発明は、（１）圧延方向に実質的に＜ＩＱＱ＞軸をも
つ一方向性珪素鋼板であって、該鋼板が一つの単結晶か
らなるかまたは平均３０ｍｍ以上の面内直径をもつ粗大
結晶粒からなり且つ圧延方向における１０エルステッド
の磁束密度Ｂ１０が１９５００ガウス以上である一方向
性珪素鋼単結晶板または粗大結晶粒板の表面に、　１０
ｋｇ／ｍｍ”以下の弾性張力をもつ厚さがｌθμ以下の
金属化合物のドライコーティング層を形成させてなる一
方向性珪素鋼単結晶板または粗大結晶粒板、（２）圧延
方向に実質的に＜　１００　＞軸をもつ一方向性珪素鋼
板であって、該鋼板が一つの単結晶からなるかまたは平
均３０ｍｍ以上の面内直径をもつ粗大結晶粒からなり且
つ圧延方向における１０エルステッドの磁束密度Ｂ１０
が１９５００ガウス以上である一方向性珪素鋼単結晶板
または粗大結晶粒板の表面に、該鋼板の圧延方向とは直
交する方向に狭間隔の線状疵を付与したうえで、　１０
ｋｇ７ａｍ”以下の弾性張力をもつ厚さが１０μ以下の
金属化合物のドライコーティング層を形成させてなる一
方向性珪素鋼単結晶板または粗大結晶粒板、および（３
）圧延方向に実質的に＜　１００　＞軸をもつ一方向性
珪素鋼板であって、該鋼板が一つの単結晶からなるかま
たは平均３０Ｉｍｍ以上の面内直径をもつ粗大結晶粒か
らなり且つ圧延方向における１０エルステッドの磁束密
度Ｂ１０が１９５００ガウス以上である一方向性珪素鋼
単結晶板または粗大結晶粒板の表面に、　１０ｋｇ／ｍ
ｍ”以下の弾性張力をもつ厚さが１０μ以下の金属化合
物のドライコーティング層を形成させたうえで、該鋼板
の圧延方向とは直交する方向に狭間隔の線状疵を付与し
てなる一方向性珪素鋼単結晶板または粗大結晶粒板、を
提供するものである。

以下に本発明の内容を具体的に説明する。

本発明では、先ず第一に極めて優れた結晶方向性（磁化
特性）の方向性珪素鋼板素材を対象とする。具体的には
圧延方向に実質的に＜　１００　＞軸をもつ一方向性珪
素鋼板であって、該鋼板が一つの単結晶からなるかまた
は平均３０１１Ｉｍ以上の面内直径をもつ粗大結晶粒か
らなり且つ圧延方向における１０エルステッドの磁束密
度Ｂ１０が１９５００ガウス以上である一方向性珪素鋼
単結晶板または粗大結晶粒板素材を対象とする。

このような鋼板素材自体の製造は本発明者らが既に提案
した方法、特公昭４６−２３８２０号公報の方法によっ
て製造可能であるが、更に究極の結晶方向性（単結晶板
）を目標とする場合には米国特許第２．７００，００６
号明細書（連続焼鈍法による単結晶鋼帯の製造法）に示
される技術、或いは前述の野澤らによる方法（箱焼鈍法
による粗大結晶粒鋼帯の製造法）と組み合わせることに
より可能である。

例えば、特公昭４６−２３８２０号公報、特公昭３８−
１４５９号公報に示される最後の仕上焼鈍において米国
特許第２，７００．００６号明細書や野澤等の技術を適
用すればよい。

本発明ではかような結晶方向性の優れた一方向性珪素鋼
単結晶板または粗大結晶粒板素材の表面（素材の金属表
面）に、　１０ｋｇ／ｍｍ２以下の弾性張力をもつ厚さ
が１０μ以下の金属化合物の極薄のドライコーティング
層の形成（張力付与）によって磁区制御を行うのであり
、そしてこの張力付与に加えて、ドライコーティングの
前または後に鋼板の圧延方向とは直交する方向に狭間隔
の線状疵を付与（機械的磁区制？ＩＩ）することを特徴
とする。

ここで、金属化合物の極薄のドライコーティング層とは
、金属の窒化物、炭化物、酸化物を最近の薄膜コーティ
ング技術５例えばイオンブレーティング、イオンプラン
チーシラン、　ＣＶＤ（Ｃｈｅａ＋ＩｃａｌＶａｐｏｒ
ｉｚｊｎｇ　Ｄｅｐｏｓｉｔｉｏｎ）＋　マグネトロン
スパッタリング等を適用して素材の金属表面に直接的に
強固に形成させた１０μ以下の店を言う。これらのコー
テイング物質は一部を除きそれ自体が高い電気抵抗を有
し、したがって５μ以下の薄いコーティングでは十分高
い眉間絶縁抵抗を示すと同時に積層した場合の占有率を
大きく向上させることができる。このドライコーティン
グ層を形成するためのコーテイング物質の具体例として
は、近年のニューセラミック材料の開発に伴なって薄膜
コーティングが出来るようになった１例えば、Ｖ、Ｎｂ
。

Ｔａ、Ｓｔ、Ｔｉ＋Ｚｒ＋ＨＬＴｈ＋Ｂ＋Ａｌ、Ｓｃ、
Ｙ＋Ｌａ等の窒化物ＨＢ、Ｈｆ、Ｍｏ＋Ｎｂ＋Ｓｌ＋Ｔ
ａ＋Ｔｌ＋、ＴｉｔＩＪ、Ｖ、Ｗ、Ｚｒ等の炭化物；ま
たはａｌ、ＢｅｔＣａ、Ｈｆ、Ｌａ、Ｍｇ＋Ｔｈ、Ｕ、
Ｙ、Ｚｒ、Ｂａ、Ｆｅ、Ｓｉ。

Ｓｒ等の酸化物冨もしくはこれらの複合金属化合物であ
ることができる。その代表的な例としては。

Ｓ　ｉＣ＋　　Ｓ　ｉ２　Ｎ　ｇ、八ｌ　Ｎ、Ａ　Ｉ　
ｇｏ３．　Ｂ　Ｎ、　Ｂｅｄ。

ＴｉＮ、Ｔｉ０ｔ、ＺｒＮなどの化合物が挙げられるが
、これに限られるものではない。

本発明者らはこれらの中から特に対照的な２つの化合物
、ＡＩＮとＴｉＮについて詳細な実験を行った。ＡｉＮ
は珪素鋼板に与える張力効果は小さいが電気抵抗、耐電
圧に優れていること、ＴｉＮは該張力効果は非常に大き
いが電気抵抗が殆どないこと等において対照的である。

なお、こうした窒化物自身が電気抵抗が一般に低いと言
っても例えばマグネトロンスパッタリング法等では基板
を常温とした上でＺｒやＴｉのターゲットに窒素分圧を
高くしてスパッタリング蒸着すれば電気抵抗値が６〜７
桁上昇するという報告もなされている。

以下に１本発明の一方向性珪素鋼単結晶板または粗大結
晶粒板の特性を、ドライコーティング層としてＡＩＮと
ＴｉＮを用いた場合の試験例を代表例として具体的に説
明する。

以下の試験において、ドライコーティング層の形成はア
ーク放電型イオンブレーティング法によって行った。そ
のコーティング条件の一例を挙げるとＡＩＮの場合１次
の通りである。

基板温度：４００℃、基板バイアス：　−２Ｏ０Ｖ。

イオン化電圧：　５５Ｖ、　　イオン化電圧：２Ａ。

熱電子フィラメント電流ｉ　５５Ａ。

Ｎｚ分圧：　　４　Ｘ　１０−’Ｔｏｒｒ。

また、圧延方向とは直交する方向に狭間隔の線状疵の付
与（機械的な磁区制御のためのスクラッチ）は前述の野
澤らの方法を採用し、スクラッチの間隔は５＠鋼とした
。測定値Ｂ１０（ガウス）は１０エルステッドの磁束密
度、　Ｗｌ７／Ｓ。（ｗ／ｋｇ）は５０サイクル、　１
７０００ガウスにおける鉄損値を表す。

試験例Ｉ ＣＦ　０．０４５％、Ｓｉ：３．０２％、酸可溶ＡＪ：
０．０２６％、　　Ｓ　：　０．０２６％を合釘する小
型鋼塊を溶製したあと、特公昭４６−２３８２０号公報
に記載の方法に従って熱間圧延−焼鈍−冷間圧延を経て
０．３０ｍｍ厚および０．２３ｍｍ厚の鋼板とし、脱炭
焼鈍を行った。次いでこの鋼板（幅８０ＱＩＩｍ　、長
さ４００ｍｍ）を温度傾斜炉を用いて圧延方向に伸長し
た（１１０）　（００１）型の単一の単結晶に成長させ
た。この単結晶板を磁気測定試料に加工し歪を除去した
。そして圧延方向と直角方向に５１１℃ｍ間隔でスクラ
ッチを入れ２次いでＡｌ１Ｎを２μの厚みでイオンブレ
ーティング法でドライコーティングした。得られた成品
をＮ３雰囲気中で８００℃Ｘ２ｈｒの歪取り焼鈍を施し
た。

単結晶素材の段階、スクラッチ後の段階、＾ｌＮドライ
コーティング後の段階、および歪取り焼鈍後の段階にお
いて、Ｂ＋。および’Ａ’＋ｔｚｓａを測定した。それ
らの結果を第１表、第２表に示した。

また層間抵抗値の測定結果も併せて示した。

第１表（素材板厚が０．３０ｍｍの場合）さらに、同じ
単結晶素材試料に対し、＾ｆｉＮドライコーティングの
あと歪取り焼鈍を行った場合と、ＡＩＮドライコーティ
ングのあとスクラッチして歪取り焼鈍を行った場合のＢ
１１１およびＷｌ、ｌ／Ｓ。

を測定した。結果を第３表〜第６表に示した。

第５表　（素材板厚が０．３０ｍｍの場合）第６表（素
材板厚が０．３０ｓｎ＋の場合）試験例２ 試験例１と同じ単結晶素材を磁気測定試料に加工し、歪
を除去したあと、圧延方向と直角方向に５１間隔でスク
ラッチを入れ９次いでＴｉＮを２μの厚みでイオンブレ
ーティング法によりドライコートしたあと、さらに絶縁
コーティングとして通常の燐酸系コーティングを施して
歪取り焼鈍を行った。各段階の８１０、Ｗ２．ハ。１層
間抵抗値を第７表（板厚０．３０ｍｍ）および第８表（
０，２３ｍｍｍ）に示した。

第７表（素材板Ｉ！　０　、３０　ｍ　ｍ　）第８表（
素材板厚０．２３ｍｍ） また、同じ単結晶試料にに対し、ＴｉＮドライコーティ
ングのあと歪取り焼鈍を行った場合と。

ＴｉＮドライコーティングのあとスクラッチして歪取り
焼鈍を行った場合のＢ１１１およびＷ、、、１０を測定
した。結果を第９表、第１０表に示した。

第９表（素材板厚０．３０＋＋ｕ＋） 第１０表（素材板厚０．３０曽曽） 試験例３ 面内平均直径が約４０ｓｕ＋の粗大結晶板（厚み０．３
０１−）を素材とし、ＡＩＮのドライコーティング層を
４μとした以外は、試験例１を繰り返した。磁気特性の
変化は第１１表のとおりであった。

第１１表（素材板厚０．３０−ｍ） 試験例４（比較例） 市販の平均直径約Ｉｏｎｓ位の結晶粒或いはそれ以下の
結晶粒からなる方向性珪素鋼板（板厚０．３０ｍｍ　）
のうちから高透磁率のものを選択し、酸洗によりグラス
皮膜並びに表面コーティングを除去したあと、磁気測定
試料に加工して歪を除去したものを供試材料とした以外
は試験例３と同様にスクラッチとＡｊ！Ｎドライコーテ
ィングを施して歪取り焼鈍を行った。結果を第１２表に
示した。

第１２表（素材板厚０．３０ｍｍ） 試験例５（比較例） 面内平均直径が約４０ｍｍの粗大結晶板（厚み０．３０
ｍｍ）ではあるが、方向性が不良のために８１０の値が
１９５００ガウス以下である鋼板を素材として使用した
以外は１　試験例３を繰り返した。磁気特性の変化は第
１３表のとおりであった。

第１３表（素材板厚０．３０ｍｍ） 以上の試験例における鉄損値の変化を第１図〜第３図に
示した。これらの結果から次のことが明らかである。

第１図は、板厚が０．２３ａ＋＊の場合の素材に対して
スクラッチ−ドライコーティング−歪取り焼鈍の鉄損値
の変化を示したものであるが＋Ｂ＋。特性が高い単結晶
板および粗大結晶板はスクラッチで鉄損値が低下し、ド
ライコーティングで更に鉄損値が低下し、しかも歪取り
焼鈍でさらに鉄損値が低下する。特に歪取り焼鈍で更に
鉄損値が低下する効果はＡ／Ｎドライコーティングの場
合において著しく現れる。

第２図は、板厚が０．３０−一の場合の素材に対してス
クラッチ−ドライコーティング−歪取り焼鈍の鉄損値を
変化を示したものであるが、やはり第１図と同様な傾向
で鉄損値が低下する。この場合。

特記すべきこととして＋ＢＩ。特性が低い（Ｂ１０＜１
９５０００ガウス）市販の平均直径１（１＋ｖ位の結晶
粒或いはそれ以下の結晶粒からなる珪素鋼板（第１２表
の試験例４）またはＢ１０特性が低い粗大結晶粒板（第
１３表の試験例５）を素材としたもの、つまり結晶方向
性が十分ではない珪素鋼板では、スクラッチおよびドラ
イコーティングによる鉄損値の低下効果は現れるものの
、結晶方向性の優れたものに比べるとその効果は低い、
すなわち、結晶方向性の優れた珪素鋼板に対してスクラ
ッチおよびドライコーティングによる鉄損値向上効果は
顕著に現れることがわかる。

第３図は、素材に対して、ドライコーティング→歪取り
焼鈍を行った場合、ドライコーティング−スクラッチ−
歪取り焼鈍を行った場合の鉄損値の変化を示したもので
ある。第３図から明らかなように、ドライコーティング
だけでも鉄損値低下の効果が現れ且つ歪取り焼鈍でも鉄
損値は悪くならない、同様なことはドライコーティング
のあとスクラッチした場合にも現れる。しかし良好な効
果は、第１図や第２図に見られるようにＢ１０特性が高
い単結晶板または粗大結晶板にスクラッチ−ドライコー
ティングを行った場合に達成される。

特に、Ａｊ！Ｎのドライコーティング層をスクラッチを
入れた単結晶板または粗大結晶板に形成させたものは、
前記のように鉄損値の改善効果が優れると共に、このＡ
ＩＮ自身が絶縁被覆の役割を果たすので従来のようの燐
酸系もしくは燐酸＋Ｃｒ酸系の絶縁コーティングを必要
とせず、積層した場合の占有率の面でも著しく良好とな
る。

以上のように１本発明によると、Ｓ＋Ｏ特性の優れた　
（結晶方位の著しく優れた）単結晶板または面内直径が
３０ｍｍ以上の粗大結晶板を素材として。

これにＡｌＮやＴｉＮなどのドライコーティング層によ
る張力効果による磁区制御と、また好ましくはドライコ
ーティングの前にスクラッチによる機械的磁区制御を行
うことによって、従来の珪素鋼板にはない鉄損値改善効
果を達成したものであり２　Ｂ１０特性とＬｔｚｓ。特
性の両面において従来のものにはない新規な一方向性珪
素鋼単結晶板または粗大結晶粒板を提供するものである
。

【図面の簡単な説明】

第１図は本発明の一方向性珪素鋼単結晶板（板厚０．２
３ｍｍ）の鉄１員値を示す図、第２図は本発明の一方向
性珪素鋼単結晶板または粗大結晶粒板（仮Ｎ　Ｏ、３０
ｔｍ　ｍ　）を市販の微細粒珪素鋼板の鉄損値と比較し
て示した図、第３図は本発明の一方向性珪素鋼単結晶板
の他の例の鉄損値を示す図である。

Claims (3)

【特許請求の範囲】
1. （１）圧延方向に実質的に＜１００＞軸をもつ一方向性
   珪素鋼板であって、該鋼板が一つの単結晶からなるかま
   たは平均３０ｍｍ以上の面内直径をもつ粗大結晶粒から
   なり且つ圧延方向における１０エルステッドの磁束密度
   Ｂ＿１＿０が１９５００ガウス以上である一方向性珪素
   鋼単結晶板または粗大結晶粒板の表面に、１０ｋｇ／ｍ
   ｍ＾２以下の弾性張力をもつ厚さが１０μ以下の金属化
   合物のドライコーティング層を形成させてなる一方向性
   珪素鋼単結晶板または粗大結晶粒板。
2. （２）圧延方向に実質的に＜１００＞軸をもつ一方向性
   珪素鋼板であって、該鋼板が一つの単結晶からなるかま
   たは平均３０ｍｍ以上の面内直径をもつ粗大結晶粒から
   なり且つ圧延方向における１０エルステッドの磁束密度
   Ｂ＿１＿０が１９５００ガウス以上である一方向性珪素
   鋼単結晶板または粗大結晶粒板の表面に、該鋼板の圧延
   方向とは直交する方向に狭間隔の線状疵を付与したうえ
   で、１０ｋｇ／ｍｍ＾２以下の弾性張力をもつ厚さが１
   ０μ以下の金属化合物のドライコーティング層を形成さ
   せてなる一方向性珪素鋼単結晶板または粗大結晶粒板。
3. （３）圧延方向に実質的に、＜１００＞軸をもつ一方向
   性珪素鋼板であって、該鋼板が一つの単結晶からなるか
   または平均３０ｍｍ以上の面内直径をもつ粗大結晶粒か
   らなり且つ圧延方向における１０エルステッドの磁束密
   度Ｂ＿１＿０が１９５００ガウス以上である一方向性珪
   素鋼単結晶板または粗大結晶粒板の表面に、１０ｋｇ／
   ｍｍ＾２以下の弾性張力をもつ厚さが１０μ以下の金属
   化合物のドライコーティング層を形成させたうえで、該
   鋼板の圧延方向とは直交する方向に狭間隔の線状疵を付
   与してなる一方向性珪素鋼単結晶板または粗大結晶粒板
   。