JPS6332849B2 - - Google Patents

Info

Publication number
JPS6332849B2
JPS6332849B2 JP4539586A JP4539586A JPS6332849B2 JP S6332849 B2 JPS6332849 B2 JP S6332849B2 JP 4539586 A JP4539586 A JP 4539586A JP 4539586 A JP4539586 A JP 4539586A JP S6332849 B2 JPS6332849 B2 JP S6332849B2
Authority
JP
Japan
Prior art keywords
annealing
ultra
mirror
final
steel sheet
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Expired
Application number
JP4539586A
Other languages
English (en)
Other versions
JPS621821A (ja
Inventor
Masao Iguchi
Toshihiko Funabashi
Isao Ito
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
JFE Steel Corp
Original Assignee
Kawasaki Steel Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Kawasaki Steel Corp filed Critical Kawasaki Steel Corp
Publication of JPS621821A publication Critical patent/JPS621821A/ja
Publication of JPS6332849B2 publication Critical patent/JPS6332849B2/ja
Granted legal-status Critical Current

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C16/00—Chemical coating by decomposition of gaseous compounds, without leaving reaction products of surface material in the coating, i.e. chemical vapour deposition [CVD] processes
    • C23C16/02—Pretreatment of the material to be coated
    • C23C16/0227—Pretreatment of the material to be coated by cleaning or etching
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C14/00—Coating by vacuum evaporation, by sputtering or by ion implantation of the coating forming material
    • C23C14/02—Pretreatment of the material to be coated
    • C23C14/021—Cleaning or etching treatments

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • General Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Chemical Vapour Deposition (AREA)
  • Manufacturing Of Steel Electrode Plates (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)

Description

【発明の詳細な説明】
（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、W17/501.05W／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）制度が普吸してい
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
角方向でのレーザー照射により局部微少ひずみを
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、トーザー照射によつて折角
に導入された局部微少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、さらに600℃以上の高温で長時間の歪取
り焼鈍を経る間に鋼板と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
に鏡面仕上げした後、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
セラミツクス層とがはく離するため、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
実効をより効果的に引き出すこと、とくに今日の
省エネ材料開発の観点では上記したごときコスト
アツプの不利を凌駕する特性、なかでも高温処理
でも特性劣化を伴うことなくして絶縁層の密着
性、耐久性の問題を克服することこそが肝要と考
え、この基本認識に立脚して、鏡面仕上後の鋼板
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） 上記検討の結果、 Ｃ：0.01〜0.06wt％、 Si：2.5〜4.0wt％、 Mn：0.01〜0.2wt％、 Mo：0.003〜0.1wt％、 Sb：0.005〜0.2wt％、 Ｓ及びSeのうちいずれか１種又は２種合計
で0.005〜0.05wt％ を含み、残部実質的にFeからなる組成、 Ｃ：0.01〜0.08wt％、 Si：2.0〜4.0wt％、 Mn：0.01〜0.2wt％、 solAl：0.005〜0.06wt％、 Ｓ：0.005〜0.05wt％、 Ｎ：0.001〜0.01wt％、 Sn：0.01〜0.5wt％、 Cu：0.01〜0.3wt％ を含み、残部実質的にFeからなる組成、 Ｃ：0.01〜0.06wt％、 Si：2.0〜4.0wt％、 Mn：0.01〜0.2wt％、 Ｓ：0.005〜0.05wt％、 Ｂ：0.0003〜0.004wt％、 Ｎ：0.001〜0.01wt％ を含み、残部実質的にFeからなる組成、 Ｃ：0.01〜0.08wt％、 Si：2.0〜4.0wt％、 Mn：0.01〜0.2wt％、 solAl：0.005〜0.06wt％、 Ｓ：0.005〜0.05wt％、 Ｎ：0.001〜0.01wt％ を含み、残部実質的にFeからなる組成 の珪素鋼スラブを熱間圧延して得られた熱延板
に、１回又は中間焼鈍をはさむ２回の冷間圧延を
施して、最終板厚としたのち脱炭・１次再結晶焼
鈍を施し、 ついで鋼板表面にMgOを主成分とする焼鈍分
離剤を塗布してから最終仕上焼鈍を施してフオル
ステライト質下地被膜を一たん形成した後、この
フオルステライト質下地被膜を除去し、ついで該
表面を研磨により中心線平均粗さ0.4μｍ以下の鏡
面状態とし、 その後、該鏡面仕上表面上にCVD法によつて Ti、Nb、Si、Ｖ、Cr、Al、Mn、Ｂ、Ni、
Co、Mo、Ｗ、Zr、Hf及びTaの窒化物及び／又
は炭化物のうちから選んだ１種以上４種以下より
成る0.005〜5μｍの極薄の張力被膜を形成させる
こと（第１〜４発明）またはさらにその上に絶縁
コーテイング被膜を被成すること（第５〜８発
明）により磁気特性の熱安定性に優れる超低鉄損
一方向性珪素鋼板の製造を可能ならしめたもので
ある。 上記各発明の成功が導かれた具体的な実験に従
つて説明を進める。 C0.046重量％（以下単に％で示す）、Si3.46％、
Mn0.072％、Se0.024％、Sb0.025％、Mo0.025％
を含有し、残部実質的にFeからなる珪素鋼連鋳
スラブを1350℃で３時間加熱後熱間圧延して2.0
mm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分間の中間焼鈍を挟んで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820℃の湿水素雰囲気中で脱炭・１次再
結晶焼鈍を施した後、鋼板表面にMgOを主成分
とする焼鈍分離剤を塗布し、ついで850℃で50時
間２次再結晶焼鈍を施した後、1200℃で７時間乾
水素中での純化焼鈍を施した。 その後まず80℃のHCl液中で酸洗して鋼板表面
のフオルステライト質下地被膜を除去した。 次に３％HFとH2O2の溶液中で化学研磨して鋼
板表面を中心線平均粗さ0.1μｍの鏡面に仕上げ
た。 その後第１図に示したプラズマCVD装置を使
用した研磨して表面に膜厚1.5μｍでTiNのCVD
処理を行つた。 図において１はめつき質、２は定流量反応ガス
供給管、３は鏡面仕上した試料、４は加熱ヒー
タ、５は電極である。このプラズマCVD装置の
特徴は、イオン化させた後の分子を解離させて鏡
面仕上した試料上に表面反応により付着させるこ
とを基本とし、このCVD処理後、りん酸塩とコ
ロイダルシリカとを主成分とするコーテイング液
でコーテイング処理（絶縁性塗布焼付層の成形）
を行つた。 これに対する比較のために従来の公知技術に従
い1μｍの銅めつき処理を同様の研磨表面に施し
た後、やはりりん酸塩とコロイダルシリカとを主
成分とするコーテイング液でコーテイング処理を
行つた。 このときの製品の磁気特性及び密着性の実験結
果をまとめて表１に示す。
【表】
【表】 ＊＊ 密着性が良好 ○
密着性が不良 ×
表１から明らかなように、現在工程的に製造さ
れている、仕上げ焼鈍中、鋼板表面上に形成され
るフオルステライト質下地被膜の上に、コーテイ
ング処理を加えた通常処理製品(a)の磁気特性は
B10が1.901T、W17/50が0.88W／Kg程度であつて
絶縁被膜の密着性は一応良好であるのに対し、仕
上焼鈍後にフオルステライト質被膜を酸洗で除去
し、ついで表面を化学研磨して鏡面仕上し、この
研磨処理表面に銅めつきを経て、コーテイング処
理した製品(b)の磁気特性はB10が1.909T、W17/50
が0.74W／Kg程度にやや改善される反面、密着性
が悪い。 ところがこの発明に従い、仕上焼鈍後フオルス
テライト質被膜を除去し、表面を化学研磨して鏡
面仕上した上でとくにCVD処理を経て同様なコ
ーテイング処理をした製品(c)の磁気特性はB10が
1.918T、W17/50が0.67W／Kgときわだつた特性改
善のみならず、張力被膜はもちろん絶縁性塗布焼
付層の密着性もきわめて良好であつた。 （作用） 上述の磁気特性と密着性の向上は、CVD法に
より上掲の実験では鋼板表面上に生成させた
TiNが鋼板との密着性を高めると同時にTiNの
熱膨脹係数5.1×10-6（１／℃）が鋼板13.5×10-6
（１／℃）にくらべて小さいため、鋼板表面には
弾性張力が面上に働いて従来比類のない超低鉄損
が実現される。 ここにTiNのほか、Nb、Si、Ｖ、Cr、Al、
Mn、Ｂ、Ni、Co、Mo、Ｗ、Zr、Hf及びTaの
窒化物及び／又は炭化物についても、上掲した
TiNとほぼ同等の機能を呈する同効物質である。 この方法では組成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も
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ことはない。 ここに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必要でRa＞0.4μｍのとき
表面が粗いため充分な鉄損低減が期待できない。 次に張力被膜の膜厚は、0.005〜5μｍの範囲で
適合し、0.005μｍに満たないときは、必要な張力
付与に寄与し得ない一方、5μｍをこえると、コ
ストアツプになるとともに占積率および密着性に
おいて不利が生じる。 次に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対象とする一方向性珪素
鋼板用素材の成分組成を限定する理由を以下に述
べる。 Ｃは、熱延あるいは冷延時に微細で均一な組織
制御に重要な役割りを果す元素であるが、0.08％
を超えて多くなると２次再結晶焼鈍前の脱炭焼鈍
時に長時間を要し生産性を低下させると共に、脱
炭も不充分となつて磁気特性の劣化を生じ、一方
0.01％未満では熱延集合組織制御が困難となつて
大きな伸長粒が形成されるため磁気特性が劣化す
るので、0.01〜0.08％の範囲に限定した。又、イ
ンヒビターとしてAlNとMnSとを同時に利用し
ない成分系においては加熱温度を低くすることが
可能であるため、Ｃを0.06％以下にすることが可
能である。 Siは2.0％よりすくないと電気抵抗が低く渦流
損失増大に基づく鉄損値が大きくなり、一方4.0
％より多いと冷延の際に脆性割れを生じ易いため
Siは2.0〜4.0％の範囲内にする必要がある。なお、
Ｓ及び／又はSe−Mo−Sb系及びＳ及び／又はSe
−Sb系においては鉄損をより良く改善するため、
Siの下限を2.5％とした。 Mnは、｛110｝＜001＞方位の２次再結晶粒の生
成を左右するインヒビターすなわち分散析出相と
してのMnSあるいはMnSeの析出に不可欠な元素
である。Mn量が0.01％未満では、１次再結晶粒
成長を抑制するためのMnSあるいはMnSeの絶対
量が不足し不完全２次再結晶を起こす。一方Mn
量が0.2％を超えると、スラブ加熱時において
MnSあるいはMnSeの解離固溶が困難となり、ま
た仮に解離固溶がおこなわれたとしても、熱間圧
延時に析出する分散析出相が粗大化し易く、イン
ヒビターとしての最適なサイズ分布が損なわれて
磁気特性が劣化する。これらの理由から、Mnは
0.01〜0.2％の範囲に限定した。 Sb及びMoはいずれも、後述のＳ、Seと併存す
ることにより２次再結晶時の１次粒の成長を抑制
し｛110｝＜001＞方位の２次再結晶粒の成長を促
進させ、これにより製品の磁気特性をより一層向
上させる役割を果たす。したがつてこの発明の方
法に使用さるけい素鋼素材としては、後述のＳ及
び／又はSeのほか、SbさらにはMoを含有するも
のを用いるものとする。ただしSbが0.2％を超え
ると冷間加工性を劣化させるとともに、磁束密度
が低下し始めて磁気特性の劣化を招き、またMo
が0.1％を超えると熱間加工性及び冷間加工性が
劣化するだけでなく鉄損特性が劣化する。一方
Sbが0.005％、又Moが0.003％に満たないと、そ
れらの添加効果に乏しいのでSbの含有量は0.005
〜0.2％、又Moの含有量は0.003〜0.1％の範囲に
規制する必要がある。 Ｓ、Seは、２次再結晶時において１次粒の成
長を抑制するインヒビターとしてのMnS、MnSe
の形成に必要な元素であり、少なくともいずれか
１種が含有されていれば良いが、その含有量が単
独添加又は複合添加いずれの場合においても0.05
％を超えると熱間及び冷間加工性が劣化するの
で、含有量の上限は0.05％とし、一方含有量が
0.005％未満ではMnS、MnSeの絶対量が不足し、
インヒビターとしての機能が得られないので、含
有量の下限は0.005％とした。 Alは、鋼中に含まれるＮと結合してAlNの微
細析出物を形成し、強力なインヒビターとして作
用する。とくに冷延圧下率70〜95％の強冷延法に
よつて２次再結晶を発達させるためにはsolAlと
して0.005〜0.06％の範囲で含有させる必要があ
る。というのはAlが0.005％未満ではインヒビタ
ーとしてのAlN微細析出物の析出粒が不足し、
｛110｝＜001＞方位の２次再結晶粒の発達が不充分
となり、一方0.06％を超えるとかえつて｛110｝＜
001＞方位の２次再結晶粒の発達が悪くなるから
である。 ＮはAlNあるいはBNをインヒビターとして利
用する際の不可欠の元素であり、Ｎが0.001％よ
りも少ないとAlNあるいはBNによるインヒビタ
ー効果が弱く、一方添加量が0.01％を超えるとブ
リスターと呼ばれる表面欠陥が多発し、製品歩留
りが低下するのでＮは0.001〜0.01％の範囲に規
制する必要がある。 Ｂは、鋼中に含まれるＮと結合してBNの微細
析出物を形成し、強力なインヒビターとして作用
する。Ｂが0.0003％未満ではインヒビターとして
BN微細析出物の析出量が不足し、一方0.004を超
えると｛110｝＜001＞方位の２次再結晶粒の発達
が悪くなるため、Ｂは0.0003〜0.004％の範囲に
限定すべきである。 Snは２次再結晶粒の微細化に役立つもので0.01
％未満では効果が弱く、一方0.5％を超えるとCu
との複合添加であることもあつて圧延性および酸
洗性が劣化する。 Cuは被膜の形成にとつて好ましいもので0.01％
未満では被膜改善に効果が少なく、一方0.3％を
超えると磁気特性の面から好ましくない。 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0.35mm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。 その後鋼板表面に通常はMgOを主成分とする
焼鈍分離剤を塗布する。 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次再結晶焼鈍後の純化焼鈍は、乾水素中で
1100℃以上で１〜20時間焼鈍を行つて鋼板表面に
フオルステライト質被膜を形成するとともに鋼板
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フオルステライト
質被膜を公知の酸洗などの化学除去法や切削、研
削などの機械的除去法又はそれらの組合せにより
除去する。 この除去処理の後化学研磨、電解研磨等の化学
的研摩やバフ研摩等の機械的研摩あるいはそれら
の組合せなど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CVDの手法により、張力被膜の混合相
を介して鏡面状態の仕上表面上に、強固に被着さ
れる。このCVD法は化学反応を生じさせるパラ
メータとか、方法の如何によつて(a)低温CVD、
高温CVD、(b)低圧CVD、常圧CVD、(c)プラズマ
CVD、(d)レーザーCVD、(e)光CVDに分類される
がこれらいずれの方法を用いてもよいが地鉄と薄
膜とを混合相を介して強固に被着させる上ではプ
ラズマCVD、レーザーCVD、光CVDなどが特に
有利である。 このCVD法により鋼板表面上に生成される極
薄の張力被膜はTiN、TiC、Si3N4、SiC、NbN、
NbC、CoN、CoC、NiC、NiN、BN、MoC、
MoN、WC、WN、ZrC、ZrN、HfC、HfNなど
のうちから選んだ１種以上４種以下からなるもの
が適当である。なおこの極薄被膜を構成する化合
物の組合わせは如何ような組合せでも、また何種
でもこの発明の効果は何ら影響されないが処理上
の複雑さやコスト上から４種以下に限定した。 さらにこれらの極薄の張力被膜上にりん酸塩と
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。この絶縁被膜形成方法は従来公知
の手法を用いてもよい。 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：0.048％、Si：3.36％、Mn：0.066％、
Mo：0.025％、Se：0.022％、Sb：0.025％を含有
し、残部実質的にFeからなる熱延板を、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MgO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なつた。 その後酸洗によりフオルステライト質被膜を除
去後、３％HFとH2O2液中で化学研磨して鏡面仕
上げした。 その後第１図の装置を用いてCVD法により膜
厚0.5μｍのTiN張力被膜を形成させた。 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つた。 そのときの製品の磁気特性及び密着性は次のと
おりであつた。 磁気特性 B10＝1.90T、W17/50＝0.70W／Kg 密着性 曲げ直径30mmで180゜曲げてもはく離は
なく密着性が良好であつた。 実施例 ２ Ｃ：0.065％、Si：3.38％、Mn：0.080％、Al：
0.028％、Ｓ：0.030％、Ｎ：0.0068％を含有し、
残部実質的にFeからなる熱延板を、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0.23mm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
MgOを主成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。 その後酸洗によりフオルステライト質被膜を除
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法により膜厚2.5μｍにてSi3N4極薄
の張力被膜を形成させ、一部の試料についてはさ
ら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つた。 そのときの製品の磁気特性及び密着性は次のと
おりであつた。 Γ絶縁被膜無しの場合 磁気特性 B10＝1.95T、W17/50＝0.69w／Kg 密着性 曲げ直径25mmで180゜曲げてもはく離は
なく密着性が良好であつた。 Γ絶縁被膜有りの場合 磁気特性 B10＝1.95T、W17/50＝0.66W／Kg 密着性 曲げ直径30mmで180゜曲げてもはく離は
なく密着性が良好であつた。 実施例 ３ Ｃ：0.045％、Si：3.44％、Mn：0.068％、
Mo：0.026％、Se：0.023％、Sb：0.025％を含有
し、残部実質的にFeからなる熱延板を、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0.20mm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MgO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つた。 その後酸洗により鋼板表面のフオルステライト
質被膜を除去後、３％HFとH2O2液中で化学研磨
して鏡面に仕上げた。 その後第１図の装置を用いたCVD法により膜
厚0.60μｍにてTiCの極薄の張力被膜を形成させ
た。 そのときの製品の磁気特性及び密着性は次のと
おりであつた。 磁気特性 B10＝1.91T、W17/50＝0.69W／Kg 密着性 曲げ直径30mmで180゜曲げてもはく離は
なく密着性が良好であつた。 実施例 ４ Ｃ：0.042％、Si：3.43、Mn：0.062％、Mo：
0.025％、Se：0.021％、Sb：0.025％を含有し、
残部実質的にFeからなる熱延板を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℃の湿水素中で脱炭を兼ねた１次再
結晶焼鈍後鋼板表面にMgO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時間乾水素中で鈍化焼鈍を行
つた。 その後酸洗により鋼板表面のフオルステライト
質被膜を除去後電解研磨により中心線平均粗さ
0.05μｍの鏡面状態に仕上げた。 その後CVD装置を用いて鋼板表面上に種々の
窒化物、炭化物の薄膜（1.0〜1.5μｍ厚）形成さ
せた後、りん酸塩とコロイダルシリカを主成分と
する絶縁被膜を塗布焼付後800℃で３時間の歪み
取り焼鈍を行つた。そのときの製品の磁気特性を
表２に示す。
【表】
【表】 実施例 ５ Ｃ：0.052％、Si：3.29％、Mn：0.072％、Al：
0.030％、Ｓ：0.020％、Ｎ：0.0073％、Sn：0.05
％、Cu：0.1％を含有し、残部実質的にFeからな
る熱延板を1180℃で２分間の均一化焼鈍後、急冷
処理を行い、その後350℃の温間圧延を施して
0.23mm厚の最終冷延板とした。 その後840℃の湿水素中で脱炭を兼ねた１次再
結晶焼鈍後、鋼板表面にMgOを主成分とする焼
鈍分離剤を塗布した後850℃で1150℃まで10℃／
hrで昇温して２次再結晶させた後、1200℃で10時
間乾水素中で鈍化焼鈍を行つた。 その後酸洗によりフオルステライト質被膜を除
去し、ついで３％HFとH2O2液中で鏡面仕上げし
た。 その後CVD法により膜厚3.2μｍのTiNの張力
被膜を形成させ、一部の試料についてはさらにり
ん酸塩とコロイダルシリカを主成分とする絶縁性
塗布焼付層を形成させた後、800℃で３時間のひ
ずみ取り焼鈍を行つた。 そのときの製品の磁気特性及び密着性は次のと
おりであつた。 Γ絶縁被膜無しの場合 磁気特性 B10＝1.95T、W17/50＝0.71w／Kg 密着性 曲げ直径20mmで180゜曲げてもはく離は
なく密着性が良好であつた。 Γ絶縁被膜有りの場合 磁気特性 B10＝1.95T、W17/50＝0.68W／Kg 密着性 曲げ直径30mmで180゜曲げてもはく離は
なく密着性が良好であつた。 実施例 ６ (A) Ｃ：0.039％、Si：3.36％、Mn：0.072％、
Ｓ：0.026％、Sb：0.020％、Mo：0.013％、 (B) Ｃ：0.043％、Si：3.20％、Mn：0.052％、
Ｓ：0.031％、Ｂ：0.0028％、Ｎ：0.0078％ を含有し残部実質的にFeからなる一方向性珪素
鋼の熱延板を用いた。 (A)、(B)の熱延板は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
を施して0.20mm厚の最終冷延板とした。 その後(A)の冷延板は脱脂後820℃、(B)の冷延板
は脱脂後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、MgOを成分とする焼鈍分
離剤を鋼板表面上に塗布した後、(A)の鋼板は850
℃で50時間の２次再結晶焼鈍、(B)の鋼板は850℃
から1050℃まで８℃／hrで昇温してGoss方位２
次再結晶粒を発達させた後、1180℃の乾H2中で
10時間の鈍化焼鈍を行つた。 その後強酸洗により鋼板表面上の酸化物を除去
した後、電解研磨を行つて鋼板表面を鏡面状態に
仕上げた。 その後CVD法によつて、鋼板表面上に表３に
示す２〜４種の窒化物、炭化物および窒化物と炭
化物の極薄張力被膜（約1μｍ厚）を被成させた
後、りん酸塩とコロイダルシリカを主成分とする
絶縁被膜の焼付処理を行い、また一部は極薄張力
被膜のままでN2中で800℃で２時間の歪み取り焼
鈍を行つた。 そのときの製品の磁気特性を表３に示す。
【表】 （発明の効果） 第１〜４発明により、ひずみ取り焼鈍が施され
る使途でも有利に適合する超低鉄損の一方向性珪
素鋼板の適切な製造方法が確立され、また第５〜
８発明により、絶縁性の増強がさらに加わる。
【図面の簡単な説明】
第１図はプラズマCVD装置の模式図である。

Claims (1)

  1. 【特許請求の範囲】 １ Ｃ：0.01〜0.06wt％、 Si：2.5〜4.0wt％、 Mn：0.01〜0.2wt％、 Mo：0.003〜0.1wt％、 Sb：0.005〜0.2wt％、 Ｓ及びSeのうちいずれか１種又は２種合計で
    0.005〜0.05wt％を含み、残部実質的にFeからな
    る珪素鋼スラブを熱間圧延して得られた熱延板
    に、１回又は中間焼鈍をはさむ２回の冷間圧延を
    施して、最終板厚としたのち脱炭・１次再結晶焼
    鈍を施し、 ついで鋼板表面にMgOを主成分とする焼鈍分
    離剤を塗布してから最終仕上焼鈍を施してフオル
    ステライト質下地被膜を一たん形成した後、この
    フオルステライト質下地被膜を除去し、ついで該
    表面を研磨により中心線平均粗さ0.4μｍ以下の鏡
    面状態とし、 その後、該鏡面仕上表面上にCVD法によつて Ti、Nb、Si、Ｖ、Cr、Al、Mn、Ｂ、Ni、
    Co、Mo、Ｗ、Zr、Hf及びTaの窒化物及び／又
    は炭化物のうちから選んだ１種以上４種以下より
    成る0.005〜5μｍの極薄の張力被膜を形成する ことを特徴とするひずみ取り焼鈍を施しても特性
    劣化のない超低鉄損一方向性珪素鋼板の製造方
    法。 ２ Ｃ：0.01〜0.08wt％、 Si：2.0〜4.0wt％、 Mn：0.01〜0.2wt％、 solAl：0.005〜0.06wt％、 Ｓ：0.005〜0.05wt％、 Ｎ：0.001〜0.01wt％、 Sn：0.01〜0.5wt％、 Cu：0.01〜0.3wt％ を含み、残部実質的にFeからなる珪素鋼スラブ
    を熱間圧延して得られた熱延板に、１回又は中間
    焼鈍をはさむ２回の冷間圧延を施して、最終板厚
    としたのち脱炭・１次再結晶焼鈍を施し、 ついで鋼板表面にMgOを主成分とする焼鈍分
    離剤を塗布してから最終仕上焼鈍を施してフオル
    ステライト質下地被膜を一たん形成した後、この
    フオルステライト質下地被膜を除去し、ついで該
    表面を研磨により中心線平均粗さ0.4μｍ以下の鏡
    面状態とし、 その後、該鏡面仕上表面上にCVD法によつて Ti、Nb、Si、Ｖ、Cr、Al、Mn、Ｂ、Ni、
    Co、Mo、Ｗ、Zr、Hf及びTaの窒化物及び／又
    は炭化物のうちから選んだ１種以上４種以下より
    成る0.005〜5μｍの極薄の張力被膜を形成する ことを特徴とするひずみ取り焼鈍を施しても特性
    劣化のない超低鉄損一方向性珪素鋼板の製造方
    法。 ３ Ｃ：0.01〜0.06wt％、 Si：2.0〜4.0wt％、 Mn：0.01〜0.2wt％、 Ｓ：0.005〜0.05wt％、 Ｂ：0.0003〜0.004wt％、 Ｎ：0.001〜0.01wt％ を含み、残部実質的にFeからなる珪素鋼スラブ
    を熱間圧延して得られた熱延板に、１回又は中間
    焼鈍をはさむ２回の冷間圧延を施して、最終板厚
    としたのち脱炭・１次再結晶焼鈍を施し、 ついで鋼板表面にMgOを主成分とする焼鈍分
    離剤を塗布してから最終仕上焼鈍を施してフオル
    ステライト質下地被膜を一たん形成した後、この
    フオルステライト質下地被膜を除去し、ついで該
    表面を研磨により中心線平均粗さ0.4μｍ以下の鏡
    面状態とし、 その後、該鏡面仕上表面上にCVD法によつて Ti、Nb、Si、Ｖ、Cr、Al、Mn、Ｂ、Ni、
    Co、Mo、Ｗ、Zr、Hf及びTaの窒化物及び／又
    は炭化物のうちから選んだ１種以上４種以下より
    成る0.005〜5μｍの極薄の張力被膜を形成する ことを特徴とするひずみ取り焼鈍を施しても特性
    劣化のない超低鉄損一方向性珪素鋼板の製造方
    法。 ４ Ｃ：0.01〜0.08wt％、 Si：2.0〜4.0wt％、 Mn：0.01〜0.2wt％、 solAl：0.005〜0.06wt％、 Ｓ：0.005〜0.05wt％、 Ｎ：0.001〜0.01wt％ を含み、残部実質的にFeからなる珪素鋼スラブ
    を熱間圧延して得られた熱延板に、１回又は中間
    焼鈍をはさむ２回の冷間圧延を施して、最終板厚
    としたのち脱炭・１次再結晶焼鈍を施し、 ついで鋼板表面にMgOを主成分とする焼鈍分
    離剤を塗布してから最終仕上焼鈍を施してフオル
    ステライト質下地被膜を一たん形成した後、この
    フオルステライト質下地被膜を除去し、ついで該
    表面を研磨により中心線平均粗さ0.4μｍ以下の鏡
    面状態とし、 その後、該鏡面仕上表面上にCVD法によつて Ti、Nb、Si、Ｖ、Cr、Al、Mn、Ｂ、Ni、
    Co、Mo、Ｗ、Zr、Hf及びTaの窒化物及び／又
    は炭化物のうちから選んだ１種以上４種以下より
    成る0.005〜5μｍの極薄の張力被膜を形成する ことを特徴とするひずみ取り焼鈍を施しても特性
    劣化のない超低鉄損一方向性珪素鋼板の製造方
    法。 ５ Ｃ：0.01〜0.06wt％、 Si：2.5〜4.0wt％、 Mn：0.01〜0.2wt％、 Mo：0.003〜0.1wt％、 Sb：0.005〜0.2wt％、 Ｓ及びSeのうちいずれか１種又は２種合計で
    0.005〜0.05wt％ を含み、残部実質的にFeからなる珪素鋼スラブ
    を熱間圧延して得られた熱延板に、１回又は中間
    焼鈍をはさむ２回の冷間圧延を施して、最終板厚
    としたのち脱炭・１次再結晶焼鈍を施し ついで鋼板表面にMgOを主成分とする焼鈍分
    離剤を塗布してから最終仕上焼鈍を施してフオル
    ステライト質下地被膜を一たん形成した後、この
    フオルステライト質下地被膜を除去し、ついで該
    表面を研磨により中心線平均粗さ0.4μｍ以下の鏡
    面状態とし、 その後、該鏡面仕上表面上にCVD法によつて Ti、Nb、Si、Ｖ、Cr、Al、Mn、Ｂ、Ni、
    Co、Mo、Ｗ、Zr、Hf及びTaの窒化物及び／又
    は炭化物、のうちから選んだ１種以上４種以下よ
    り成る0.005〜5μｍの極薄の張力被膜を形成し、 さらに該張力被膜上に絶縁性塗布焼付層を重ね
    て被着する ことを特徴とするひずみ取り焼鈍を施しても特性
    劣化のない超低鉄損一方向性珪素鋼板の製造方
    法。 ６ Ｃ：0.01〜0.08wt％、 Si：2.0〜4.0wt％、 Mn：0.01〜0.2wt％、 solAl：0.005〜0.06wt％、 Ｓ：0.005〜0.05wt％、 Ｎ：0.001〜0.01wt％、 Sn：0.01〜0.5wt％、 Cu：0.01〜0.3wt％ を含み、残部実質的にFeからなる珪素鋼スラブ
    を熱間圧延して得られた熱延板に、１回又は中間
    焼鈍をはさむ２回の冷間圧延を施して、最終板厚
    としたのち脱炭・１次再結晶焼鈍を施し ついで鋼板表面にMgOを主成分とする焼鈍分
    離剤を塗布してから最終仕上焼鈍を施してフオル
    ステライト質下地被膜を一たん形成した後、この
    フオルステライト質下地被膜を除去し、ついで該
    表面を研磨により中心線平均粗さ0.4μｍ以下の鏡
    面状態とし、 その後、該鏡面仕上表面上にCVD法によつて Ti、Nb、Si、Ｖ、Cr、Al、Mn、Ｂ、Ni、
    Co、Mo、Ｗ、Zr、Hf及びTaの窒化物及び／又
    は炭化物、のうちから選んだ１種以上４種以下よ
    り成る0.005〜5μｍの極薄の張力被膜を形成し、 さらに該張力被膜上に絶縁性塗布焼付層を重ね
    て被着する ことを特徴とするひずみ取り焼鈍を施しても特性
    劣化のない超低鉄損一方向性珪素鋼板の製造方
    法。 ７ Ｃ：0.01〜0.06wt％、 Si：2.0〜4.0wt％、 Mn：0.01〜0.2wt％、 Ｓ：0.005〜0.05wt％、 Ｂ：0.0003〜0.004wt％、 Ｎ：0.001〜0.01wt％ を含み、残部実質的にFeからなる珪素鋼スラブ
    を熱間圧延して得られた熱延板に、１回又は中間
    焼鈍をはさむ２回の冷間圧延を施して、最終板厚
    としたのち脱炭・１次再結晶焼鈍を施し ついで鋼板表面にMgOを主成分とする焼鈍分
    離剤を塗布してから最終仕上焼鈍を施してフオル
    ステライト質下地被膜を一たん形成した後、この
    フオルステライト質下地被膜を除去し、ついで該
    表面を研磨により中心線平均粗さ0.4μｍ以下の鏡
    面状態とし、 その後、該鏡面仕上表面上にCVD法によつて Ti、Nb、Si、Ｖ、Cr、Al、Mn、Ｂ、Ni、
    Co、Mo、Ｗ、Zr、Hf及びTaの窒化物及び／又
    は炭化物、のうちから選んだ１種以上４種以下よ
    り成る0.005〜5μｍの極薄の張力被膜を形成し、 さらに該張力被膜上に絶縁性塗布焼付層を重ね
    て被着する ことを特徴とするひずみ取り焼鈍を施しても特性
    劣化のない超低鉄損一方向性珪素鋼板の製造方
    法。 ８ Ｃ：0.01〜0.08wt％、 Si：2.0〜4.0wt％、 Mn：0.01〜0.2wt％、 solAl：0.005〜0.06wt％、 Ｓ：0.005〜0.05wt％、 Ｎ：0.001〜0.01wt％ を含み、残部実質的にFeからなる珪素鋼スラブ
    を熱間圧延して得られた熱延板に、１回又は中間
    焼鈍をはさむ２回の冷間圧延を施して、最終板厚
    としたのち脱炭・１次再結晶焼鈍を施し ついで鋼板表面にMgOを主成分とする焼鈍分
    離剤を塗布してから最終仕上焼鈍を施してフオル
    ステライト質下地被膜を一たん形成した後、この
    フオルステライト質下地被膜を除去し、ついで該
    表面を研磨により中心線平均粗さ0.4μｍ以下の鏡
    面状態とし、 その後、該鏡面仕上表面上にCVD法によつて Ti、Nb、Si、Ｖ、Cr、Al、Mn、Ｂ、Ni、
    Co、Mo、Ｗ、Zr、Hf及びTaの窒化物及び／又
    は炭化物、のうちから選んだ１種以上４種以下よ
    り成る0.005〜5μｍの極薄の張力被膜を形成し、 さらに該張力被膜上に絶縁性塗布焼付層を重ね
    て被着する ことを特徴とするひずみ取り焼鈍を施しても特性
    劣化のない超低鉄損一方向性珪素鋼板の製造方
    法。
JP4539586A 1985-03-05 1986-03-04 ひずみ取り焼鈍を施しても特性劣化のない超低鉄損一方向性珪素鋼板の製造方法 Granted JPS621821A (ja)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP60-42984 1985-03-05
JP4298485 1985-03-05

Publications (2)

Publication Number Publication Date
JPS621821A JPS621821A (ja) 1987-01-07
JPS6332849B2 true JPS6332849B2 (ja) 1988-07-01

Family

ID=12651298

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
JP4539586A Granted JPS621821A (ja) 1985-03-05 1986-03-04 ひずみ取り焼鈍を施しても特性劣化のない超低鉄損一方向性珪素鋼板の製造方法

Country Status (1)

Country Link
JP (1) JPS621821A (ja)

Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH01260350A (ja) * 1988-04-12 1989-10-17 Hitachi Electron Eng Co Ltd グリーンシート検査装置の吸着テーブル
JPH01166640U (ja) * 1988-05-13 1989-11-22
WO1993001329A1 (fr) * 1991-07-10 1993-01-21 Nippon Steel Corporation Tole en acier au silicium unidirectionnelle possedant d'excellentes caracteristiques de revetement

Families Citing this family (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0663035B2 (ja) * 1987-08-01 1994-08-17 川崎製鉄株式会社 鉄損の極めて低い方向性電磁鋼板の製造方法
CA2036374A1 (en) * 1989-07-19 1991-01-20 Kazunori Osawa Method of producing steel sheets for porcelain enameling having improved enamel adhesion property
KR102218446B1 (ko) * 2017-12-26 2021-02-22 주식회사 포스코 초저철손 방향성 전기강판 제조방법
KR20190078059A (ko) * 2017-12-26 2019-07-04 주식회사 포스코 초저철손 방향성 전기강판 제조방법
CN113215374B (zh) * 2021-05-07 2022-07-12 包头市威丰稀土电磁材料股份有限公司 一种无底层取向硅钢及其制备方法

Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH01260350A (ja) * 1988-04-12 1989-10-17 Hitachi Electron Eng Co Ltd グリーンシート検査装置の吸着テーブル
JPH01166640U (ja) * 1988-05-13 1989-11-22
WO1993001329A1 (fr) * 1991-07-10 1993-01-21 Nippon Steel Corporation Tole en acier au silicium unidirectionnelle possedant d'excellentes caracteristiques de revetement

Also Published As

Publication number Publication date
JPS621821A (ja) 1987-01-07

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JPS6335684B2 (ja)
JPS621821A (ja) ひずみ取り焼鈍を施しても特性劣化のない超低鉄損一方向性珪素鋼板の製造方法
JPS61201732A (ja) 熱安定性、超低鉄損一方向性珪素鋼板の製造方法
JPS6354767B2 (ja)
JPH11243005A (ja) 超低鉄損一方向性珪素鋼板およびその製造方法
JPS6332850B2 (ja)
JPH10245667A (ja) 超低鉄損一方向性極薄けい素鋼板の製造方法
JPH07278668A (ja) 鉄損の低い方向性珪素鋼板の製造方法
JPS6269503A (ja) 超低鉄損方向性けい素鋼板およびその製造方法
JPH0222421A (ja) 超低鉄損一方向性珪素鋼板の製造方法
JP3148095B2 (ja) 鉄損の低い鏡面方向性電磁鋼板の製造方法
JP3300194B2 (ja) 鉄損の低い鏡面方向性電磁鋼板の製造方法
JPH075973B2 (ja) 超低鉄損一方向性けい素鋼板の製造方法
JPS62182222A (ja) 一方向性けい素鋼板の製造方法
JPH0577749B2 (ja)
JPS6335685B2 (ja)
JP2000129357A (ja) 磁気特性の優れた一方向性珪素鋼板の製造方法
JPH0337845B2 (ja)
JPS6270520A (ja) 超低鉄損一方向性けい素鋼板の製造方法
JPH0413426B2 (ja)
JPH0693335A (ja) 超低鉄損一方向性珪素鋼板の製造方法
JPS6263408A (ja) 超低鉄損一方向性けい素鋼板の製造方法
JPH0374488B2 (ja)
JPH0374486B2 (ja)
JPS6335686B2 (ja)