JPH0337844B2 - - Google Patents
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- JPH0337844B2 JPH0337844B2 JP16123285A JP16123285A JPH0337844B2 JP H0337844 B2 JPH0337844 B2 JP H0337844B2 JP 16123285 A JP16123285 A JP 16123285A JP 16123285 A JP16123285 A JP 16123285A JP H0337844 B2 JPH0337844 B2 JP H0337844B2
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Description
（産業上の利用分野）
一方向性珪素鋼板の電気・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、一方向性珪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拓くことについての
開発研究の成果に関連して以下に述べる。 さて一方向性珪素鋼板は、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値
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。 この一方向性珪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、W17/501.50W／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
珪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、一方向性珪素
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、主として巻鉄心トラ
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
果が失われ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、一方向性珪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、超低鉄損一方向性珪素鋼
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、鏡面仕上後鋼板処理方法に根本的
な再検討を加えてこの発明に到達した。 （問題点を解決するための手段） ここに、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珪素鋼板を600〜1000℃の加
熱下にTiを含む化合物（例えばTiCl2、TiCl3又
はTiCl4など）を含むガスに加えてH2とN2およ
び／又はCH4ガスとの混合ガス雰囲気中で鋼板表
面上でCVD反応を行なわせることによつてTiN、
TiCないしTi（CN）の極薄張力被膜を形成させ
たあと、600〜1000℃の温度範囲でH2雰囲気焼鈍
を施すか又はさらにその後この張力被膜上に、り
ん酸塩とコロイダルシリカを主成分とする絶縁被
膜を形成させることから成る超低鉄損一方向性珪
素鋼板の製造方法である。 この発明の成功が導かれた実験例について述べ
る。 Ｃ：0.045重量％（以下単に％で示す）、Si：
3.38％、Mn：0.063％、Se：0.021％、Sb：0.025
％、Mo：0.025％を含有する珪素鋼連鋳スラブを
1340℃で４時間加熱後熱間圧延して2.0mm厚の熱
延板とした。 その後900℃で３分間の均一化焼鈍後、950℃で
３分間の中間焼鈍をはさむ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820℃の湿水素中で脱炭・１次再結晶焼
鈍を施した後、鋼板表面にAl2O3（70％）とMgO
（30％）を主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、つ
いで850℃で50時間の２次再結晶焼鈍と1200℃で
乾水素中で５時間の鈍化焼鈍を施した。 その後はまず50℃のHCl液中で酸洗して鋼板表
面の酸化物を除去した後、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0.05μ
ｍの鏡面状態に仕上げた２種類の試料に次の処理
を施した。 (1) CVD装置を用いてTiCl4とH2およびN2の混
合ガス雰囲気中で750℃、20時間にわたり鋼板
表面上でCVD反応させ、鋼板表面上にTiN
（0.6μｍ厚）を形成(a)させた。このCVD処理後
１部の試料はさらに750℃で10時間H2ガス雰囲
気中で焼鈍(b)を施した。 (2) 同様にしてTiCl4とH2およびCH4の混合ガス
雰囲気中で850℃、５時間の鋼板表面上でCVD
反応させ鋼板表面上にTiC（0.5μｍ厚）を形成
(c)させた。このCVD処理後１部の試料はさら
に700℃で15時間H2ガス雰囲気中で焼鈍(d)を施
した。 このようにして得られた製品の磁気特性を、
表面状況及び鋼中のＣ、Ｎの分析値を通常の手
順による一方向性珪素鋼板(e)と比較して表１に
示す。
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、一方向性珪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拓くことについての
開発研究の成果に関連して以下に述べる。 さて一方向性珪素鋼板は、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値
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。 この一方向性珪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、W17/501.50W／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
珪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、一方向性珪素
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、主として巻鉄心トラ
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
果が失われ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、一方向性珪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、超低鉄損一方向性珪素鋼
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、鏡面仕上後鋼板処理方法に根本的
な再検討を加えてこの発明に到達した。 （問題点を解決するための手段） ここに、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珪素鋼板を600〜1000℃の加
熱下にTiを含む化合物（例えばTiCl2、TiCl3又
はTiCl4など）を含むガスに加えてH2とN2およ
び／又はCH4ガスとの混合ガス雰囲気中で鋼板表
面上でCVD反応を行なわせることによつてTiN、
TiCないしTi（CN）の極薄張力被膜を形成させ
たあと、600〜1000℃の温度範囲でH2雰囲気焼鈍
を施すか又はさらにその後この張力被膜上に、り
ん酸塩とコロイダルシリカを主成分とする絶縁被
膜を形成させることから成る超低鉄損一方向性珪
素鋼板の製造方法である。 この発明の成功が導かれた実験例について述べ
る。 Ｃ：0.045重量％（以下単に％で示す）、Si：
3.38％、Mn：0.063％、Se：0.021％、Sb：0.025
％、Mo：0.025％を含有する珪素鋼連鋳スラブを
1340℃で４時間加熱後熱間圧延して2.0mm厚の熱
延板とした。 その後900℃で３分間の均一化焼鈍後、950℃で
３分間の中間焼鈍をはさむ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820℃の湿水素中で脱炭・１次再結晶焼
鈍を施した後、鋼板表面にAl2O3（70％）とMgO
（30％）を主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、つ
いで850℃で50時間の２次再結晶焼鈍と1200℃で
乾水素中で５時間の鈍化焼鈍を施した。 その後はまず50℃のHCl液中で酸洗して鋼板表
面の酸化物を除去した後、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0.05μ
ｍの鏡面状態に仕上げた２種類の試料に次の処理
を施した。 (1) CVD装置を用いてTiCl4とH2およびN2の混
合ガス雰囲気中で750℃、20時間にわたり鋼板
表面上でCVD反応させ、鋼板表面上にTiN
（0.6μｍ厚）を形成(a)させた。このCVD処理後
１部の試料はさらに750℃で10時間H2ガス雰囲
気中で焼鈍(b)を施した。 (2) 同様にしてTiCl4とH2およびCH4の混合ガス
雰囲気中で850℃、５時間の鋼板表面上でCVD
反応させ鋼板表面上にTiC（0.5μｍ厚）を形成
(c)させた。このCVD処理後１部の試料はさら
に700℃で15時間H2ガス雰囲気中で焼鈍(d)を施
した。 このようにして得られた製品の磁気特性を、
表面状況及び鋼中のＣ、Ｎの分析値を通常の手
順による一方向性珪素鋼板(e)と比較して表１に
示す。
【表】
＊ ○ 良好
△ 不良
表１から明らかなように一方向性珪素鋼板の鏡
面化後CVD処理により鋼板表面上にTiNあるい
はTiCの極薄張力被膜を形成させた(a)〜(d)の条件
ではまず鉄損が0.64〜0.70W／Kgで(e)の鏡面仕上
及び極薄張力被膜を形成させない（通常工程処理
の比較材）条件の鉄損0.88W／Kgと比較して極端
に良好な鉄損を示すことが注目される。しかしな
がら(a)〜(d)の処理条件の中で(a)および(c)の製品の
鋼板表面状況はTiCl4の若干の残留によると見ら
れるべとつきが認められ表面酸化等鋼板への悪影
響が懸念されぬでもない。これに対して(b)および
(d)の処理条件では、H2雰囲気焼鈍の付加により
鋼板表面状況は良好で、しかも鉄損は0.64〜
0.65W／Kgと超低鉄損を示すことが注目される。 （作用） この発明に従い上記のような超低鉄損化が導か
れる理由は、完全に解明されたわけではないが、
鋼板表面上にTiN、TiCないしはTi（CN）の極
薄張力被膜を形成させた後のH2雰囲気焼鈍によ
り表１に示す鋼中のＣ、Ｎの分析値から明らかな
ように純化がさらに促進されたことと、H2焼鈍
によりより完全なTiN、TiCの被膜となつたため
一層の弾性張力が鋼板に加えられるようになつた
ためと考えられる。 このようにCVD処理により鋼板表面上にTiN、
TiC、Ti（CN）の極薄張力被膜を形成させた後、
さらにH2雰囲気中で焼鈍を施すことにより鉄損
の一層の向上と鋼板の表面状況の改善を図ること
ができる。 この発明による特性の向上は、鏡面鋼板と
CVD処理により形成させたTiN、TiC、Ti（Ｃ、
Ｎ）の極薄膜との間に強い密着性を保つた状態で
強い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が、さらにその後H2焼
鈍を施すことにより鋼板の一層の純化が達成され
るのである。 ここに塑性的な微小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、ひ
ず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平均粗さは、Ra≦0.4μ
ｍの鏡面状態とすることが必要で、Ra＞0.4μｍ
のとき、表面が粗いため、十分な鉄損低減が期待
できない。 次に張力絶縁被膜の膜厚は、0.05〜1μｍの範囲
で適合し、0.05μｍに満たないときは、必要な張
力付与に寄与し得ない一方、1μｍをこえると、
占積率および密着性の不利が生じる。 次にこの発明による、一方向性珪素鋼板の製造
工程について説明する。 出発素材は従来公知の一方向性珪素鋼板素材成
分、例えば Ｃ：0.03〜0.05％、Si：2.50〜4.5％、Mn：
0.01〜0.2％、Mo：0.003〜0.1％、Sb：0.005〜
0.2％、Ｓ又は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：0.03〜0.08％、Si：2.0〜4.0％、Ｓ：
0.005〜0.05％、Ｎ：0.001〜0.01％、Al：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：0.03〜0.06％、Si：2.0〜4.0％、Ｓ：
0.005〜0.05％、Ｂ：0.0003〜0.0040％、Ｎ：
0.001〜0.01％、Mn：0.01〜0.2％を含有する組
成 の如きにおいて適用可能である。 次に熱延板は必要に応じて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
の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、ZrO2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、フオルステライトが形成され
る場合であつても形成されない場合であつても適
用可能である。仕上げ焼鈍後のフオルステライト
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｝＜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次再結晶焼鈍後の鈍化焼鈍は、乾水素中で
1100℃以上で１〜20時間焼鈍を行つて、鋼板の鈍
化を達成すること必要である。 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、硝酸また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
り行つてもよい。 この酸化物除去処理の後化学研磨あるいは電解
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。 その後鋼板表面をTiCl2、TiCl3又はTiCl4など
のTi化合物のガスに加えてH2とN2および／又は
CH4との混合ガス中でCVD処理することにより、
TiN、TiCあるいはTi（CN）の極薄張力被膜を
板面に形成させた後、600℃から1000℃の温度範
囲でH2雰囲気焼鈍することが必須条件である。 このH2雰囲気中での焼鈍温度は600℃より低い
とTiCl4等の反応が遅くなるため、また1000℃を
こえると鋼板の曲りが多くなり磁気特性が劣化す
るようになるため、600℃〜1000℃範囲にする必
要がある。 またH2中焼鈍時間は焼鈍温度によるが、通常
10分間〜50時間程度が適切である。 以上の処理を施した鋼板はさらにその上にりん
酸塩とコロイダルシリカを主成分とする絶縁コー
テイングを施すとさらに磁気特性が向上する。 上記のように処理された珪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：0.063％、
Mo：0.025％、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
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、２次再結
晶焼鈍し、120℃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CVD装置を用いてTiCl4とH2とN2ガス
雰囲気中で780℃で15時間のCVD反応により鋼板
表面上にTiN（0.65μｍ）の極薄張力被膜を形成さ
せた後、700℃で15時間の水素焼鈍を行なつた。
そのときの製品の磁気特性は次のようであつた。 B10：1.92T、W17/50：0.62W／Kg 実施例 ２ 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
℃の温度圧延を施して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つた。 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CVD装置を用いてTiCl4とH2とN2と
CH4混合ガス中で800℃で17時間のCVD反応によ
り鋼板表面上にTi（Ｃ、Ｎ）の極薄張力被膜を形
成させた後、800℃で10時間のH2中焼鈍を施し
た。その後この表面上に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コーテイング処理
した。そのときの製品の磁気特性は次のようであ
つた。 B10：1.92T、W17/50：0.59W／Kg （発明の効果） 上掲各発明とも、CVD法の適用によるTiC、
TiN又はTi（Ｃ、Ｎ）からなる極薄張力被膜の特
性を最大限度に発現させることにあわせて鋼板の
純化促進にも寄与して、一方向性珪素鋼板の超低
鉄損化に有用である。
△ 不良
表１から明らかなように一方向性珪素鋼板の鏡
面化後CVD処理により鋼板表面上にTiNあるい
はTiCの極薄張力被膜を形成させた(a)〜(d)の条件
ではまず鉄損が0.64〜0.70W／Kgで(e)の鏡面仕上
及び極薄張力被膜を形成させない（通常工程処理
の比較材）条件の鉄損0.88W／Kgと比較して極端
に良好な鉄損を示すことが注目される。しかしな
がら(a)〜(d)の処理条件の中で(a)および(c)の製品の
鋼板表面状況はTiCl4の若干の残留によると見ら
れるべとつきが認められ表面酸化等鋼板への悪影
響が懸念されぬでもない。これに対して(b)および
(d)の処理条件では、H2雰囲気焼鈍の付加により
鋼板表面状況は良好で、しかも鉄損は0.64〜
0.65W／Kgと超低鉄損を示すことが注目される。 （作用） この発明に従い上記のような超低鉄損化が導か
れる理由は、完全に解明されたわけではないが、
鋼板表面上にTiN、TiCないしはTi（CN）の極
薄張力被膜を形成させた後のH2雰囲気焼鈍によ
り表１に示す鋼中のＣ、Ｎの分析値から明らかな
ように純化がさらに促進されたことと、H2焼鈍
によりより完全なTiN、TiCの被膜となつたため
一層の弾性張力が鋼板に加えられるようになつた
ためと考えられる。 このようにCVD処理により鋼板表面上にTiN、
TiC、Ti（CN）の極薄張力被膜を形成させた後、
さらにH2雰囲気中で焼鈍を施すことにより鉄損
の一層の向上と鋼板の表面状況の改善を図ること
ができる。 この発明による特性の向上は、鏡面鋼板と
CVD処理により形成させたTiN、TiC、Ti（Ｃ、
Ｎ）の極薄膜との間に強い密着性を保つた状態で
強い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が、さらにその後H2焼
鈍を施すことにより鋼板の一層の純化が達成され
るのである。 ここに塑性的な微小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、ひ
ず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平均粗さは、Ra≦0.4μ
ｍの鏡面状態とすることが必要で、Ra＞0.4μｍ
のとき、表面が粗いため、十分な鉄損低減が期待
できない。 次に張力絶縁被膜の膜厚は、0.05〜1μｍの範囲
で適合し、0.05μｍに満たないときは、必要な張
力付与に寄与し得ない一方、1μｍをこえると、
占積率および密着性の不利が生じる。 次にこの発明による、一方向性珪素鋼板の製造
工程について説明する。 出発素材は従来公知の一方向性珪素鋼板素材成
分、例えば Ｃ：0.03〜0.05％、Si：2.50〜4.5％、Mn：
0.01〜0.2％、Mo：0.003〜0.1％、Sb：0.005〜
0.2％、Ｓ又は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：0.03〜0.08％、Si：2.0〜4.0％、Ｓ：
0.005〜0.05％、Ｎ：0.001〜0.01％、Al：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：0.03〜0.06％、Si：2.0〜4.0％、Ｓ：
0.005〜0.05％、Ｂ：0.0003〜0.0040％、Ｎ：
0.001〜0.01％、Mn：0.01〜0.2％を含有する組
成 の如きにおいて適用可能である。 次に熱延板は必要に応じて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
の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、ZrO2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、フオルステライトが形成され
る場合であつても形成されない場合であつても適
用可能である。仕上げ焼鈍後のフオルステライト
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｝＜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次再結晶焼鈍後の鈍化焼鈍は、乾水素中で
1100℃以上で１〜20時間焼鈍を行つて、鋼板の鈍
化を達成すること必要である。 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、硝酸また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
り行つてもよい。 この酸化物除去処理の後化学研磨あるいは電解
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。 その後鋼板表面をTiCl2、TiCl3又はTiCl4など
のTi化合物のガスに加えてH2とN2および／又は
CH4との混合ガス中でCVD処理することにより、
TiN、TiCあるいはTi（CN）の極薄張力被膜を
板面に形成させた後、600℃から1000℃の温度範
囲でH2雰囲気焼鈍することが必須条件である。 このH2雰囲気中での焼鈍温度は600℃より低い
とTiCl4等の反応が遅くなるため、また1000℃を
こえると鋼板の曲りが多くなり磁気特性が劣化す
るようになるため、600℃〜1000℃範囲にする必
要がある。 またH2中焼鈍時間は焼鈍温度によるが、通常
10分間〜50時間程度が適切である。 以上の処理を施した鋼板はさらにその上にりん
酸塩とコロイダルシリカを主成分とする絶縁コー
テイングを施すとさらに磁気特性が向上する。 上記のように処理された珪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：0.063％、
Mo：0.025％、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
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、２次再結
晶焼鈍し、120℃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CVD装置を用いてTiCl4とH2とN2ガス
雰囲気中で780℃で15時間のCVD反応により鋼板
表面上にTiN（0.65μｍ）の極薄張力被膜を形成さ
せた後、700℃で15時間の水素焼鈍を行なつた。
そのときの製品の磁気特性は次のようであつた。 B10：1.92T、W17/50：0.62W／Kg 実施例 ２ 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
℃の温度圧延を施して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つた。 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CVD装置を用いてTiCl4とH2とN2と
CH4混合ガス中で800℃で17時間のCVD反応によ
り鋼板表面上にTi（Ｃ、Ｎ）の極薄張力被膜を形
成させた後、800℃で10時間のH2中焼鈍を施し
た。その後この表面上に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コーテイング処理
した。そのときの製品の磁気特性は次のようであ
つた。 B10：1.92T、W17/50：0.59W／Kg （発明の効果） 上掲各発明とも、CVD法の適用によるTiC、
TiN又はTi（Ｃ、Ｎ）からなる極薄張力被膜の特
性を最大限度に発現させることにあわせて鋼板の
純化促進にも寄与して、一方向性珪素鋼板の超低
鉄損化に有用である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 仕上焼鈍済みの一方向性珪素鋼板の表面上の
酸化物を除去し、中心性平均粗さ0.4μｍ以下の鏡
面状態に仕上げた後、CVD処理により、鋼板表
面上にTiN、TiCないしはTi（CN）の極薄張力
被膜を形成させ、その後、600〜1000℃の温度範
囲でH2雰囲気中における焼鈍を加えることを特
徴とする超低鉄損一方向性珪素鋼板の製造方法。 ２ 仕上焼鈍済みの一方向性珪素鋼板の表面上の
酸化物を除去し、中心性平均粗さ0.4μｍ以下の鏡
面状態に仕上げた後、CVD処理により鋼板表面
上にTiN、TiCないしはTi（CN）の極薄張力被
膜を形成させ、その後、600〜1000℃の温度範囲
でH2雰囲気中における焼鈍を加え、さらに該張
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。
Priority Applications (5)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP16123285A JPS6222409A (ja) | 1985-07-23 | 1985-07-23 | 超低鉄損一方向性珪素鋼板の製造方法 |
| PCT/JP1986/000087 WO1986004929A1 (fr) | 1985-02-22 | 1986-02-21 | Procede de production de plaques d'acier au silicium unidirectionnelles avec une perte de fer extremement faible |
| US06/907,734 US4713123A (en) | 1985-02-22 | 1986-02-21 | Method of producing extra-low iron loss grain oriented silicon steel sheets |
| EP86904726A EP0215134B1 (en) | 1985-02-22 | 1986-02-21 | Process for producing unidirectional silicon steel plate with extraordinarily low iron loss |
| DE8686904726T DE3673290D1 (de) | 1985-02-22 | 1986-02-21 | Herstellungsverfahren fuer unidirektionale siliziumstahlplatte mit aussergewoehnlichem eisenverlust. |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP16123285A JPS6222409A (ja) | 1985-07-23 | 1985-07-23 | 超低鉄損一方向性珪素鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6222409A JPS6222409A (ja) | 1987-01-30 |
| JPH0337844B2 true JPH0337844B2 (ja) | 1991-06-06 |
Family
ID=15731142
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP16123285A Granted JPS6222409A (ja) | 1985-02-22 | 1985-07-23 | 超低鉄損一方向性珪素鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6222409A (ja) |
-
1985
- 1985-07-23 JP JP16123285A patent/JPS6222409A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS6222409A (ja) | 1987-01-30 |
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