(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
含珪素鋼スラブを、熱間圧延したのち、１回または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を施し、ついで脱炭・１次再結晶焼鈍後、焼鈍分離剤を塗布してから、最終仕上げ焼鈍を施す一連の工程によって一方向性電磁鋼板を製造するに当たり、
最終冷間圧延後または脱炭・１次再結晶焼鈍後の鋼板表面に、磁区細分化のための、エッチングによる線状凹領域形成処理を施したのち、
脱炭・１次再結晶焼鈍後の鋼板表面に、テルルおよび／またはビスマスを含む無機化合物を含有する溶液または懸濁液を、単位面積：１m2当たり0.01〜5.0 ｇ（テルルおよび／またはビスマス換算）の範囲で塗布することを特徴とする一方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項２】
含珪素鋼スラブを、熱間圧延したのち、１回または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を施し、ついで脱炭・１次再結晶焼鈍後、焼鈍分離剤を塗布してから、最終仕上げ焼鈍を施す一連の工程によって一方向性電磁鋼板を製造するに当たり、
最終冷間圧延後または脱炭・１次再結晶焼鈍後の鋼板表面に、磁区細分化のための、エッチングによる線状凹領域形成処理を施したのち、
脱炭・１次再結晶焼鈍後の鋼板表面に塗布する焼鈍分離剤中に、テルルおよび／またはビスマスを含む無機化合物を、焼鈍分離剤塗布後の鋼板表面における付着量が単位面積：１m2当たり0.01〜5.0 ｇ（テルルおよび／またはビスマス換算）となる範囲で含有させることを特徴とする一方向性電磁鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、低鉄損一方向性電磁鋼板の製造方法に関し、特に鋼板表面に対する線状凹領域形成による磁区細分化技術と、テルルやビスマス等の塗布によるゴス方位の優先成長技術とを効果的に組み合わせることによって、磁束密度の改善と共に、鉄損特性の一層の向上を可能ならしめたものである。
【０００２】
【従来の技術】
一方向性電磁鋼板は、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、磁気特性に優れていること、すなわち磁束密度が高く、かつ鉄損が低いことが要求されている。
磁気特性が良好な一方向性電磁鋼板を得るには、結晶方位が｛１１０｝＜００１＞に高度に揃った２次再結晶粒から構成されることが必要である。この２次再結晶を完全に行わせるためには、仕上げ焼鈍前の鋼板中にインヒビターと呼ばれる適当な析出分散相、例えばAlＮ、MnＳ、MnSe等が存在し、｛１１０｝＜００１＞以外の１次結晶粒の成長を効果的に抑制することが肝要である。
【０００３】
｛１１０｝＜００１＞方位の２次再結晶粒は、多くの場合、鋼板の表層近傍で生成することから、鋼板表層を特に重視し、製造過程の各段階において化学的処理で表層部の性状を改善することによって磁気特性の向上を図る方法が種々提案されている。
その代表的なものは、最終仕上げ焼鈍に先立ち、鋼板表面に塗布される焼鈍分離剤中に特殊な化合物を添加する方法であり、例えば特公昭43−5996号公報には、最終仕上焼鈍前の焼鈍分離剤中に硫黄化合物を添加し、焼鈍中に表面の硫黄分を浸硫させることによって１次粒の成長を抑制する方法が提案されている。
しかしながら、この方法では、鋼板全域にわたって硫黄化合物をむらなく塗布し、その効果を全面にわたって発揮させることは極めて難しかった。
【０００４】
また、特公昭60-26812号公報には、テルル化合物を含む希薄水溶液または懸濁液を鋼板表面に塗布したのち、途中工程で焼鈍して表面近傍における抑制力の強化を図ることによって、鋼板全域にわたって均一で、しかも優れた磁束密度が得られる一方向性電磁鋼板の製造方法が提案されている。
さらに、特開平７−173642号公報および特開平７−278676号公報には、脱炭・１次再結晶焼鈍後の珪素鋼板の表面に塗布する MgOを主成分とする焼鈍分離剤中にビスマスを含む塩化物を混入し、次工程の２次再結晶焼鈍において｛１１０｝＜００１＞方位に強く集積した２次再結晶粒を優先成長させる方法が提案されている。
しかしながら、上記した各方法では、最近の磁気特性に対する厳しい要求には十分に応えることはできなかった。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上述した実情に鑑み開発されたもので、上記した化学的処理技術と磁区細分化技術とを効果的に組み合わせることによって、磁束密度は勿論のこと、鉄損特性を大幅に改善した一方向性電磁鋼板の有利な製造方法を提案することを目的とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
さて、発明者らは、上記したような化学的処理技術を改善すべく、種々実験を重ねる過程で、鋼板表面に線状凹領域を形成する方式の磁区細分化技術を適用してみたところ、単に磁区細分化処理を施した場合よりもはるかに優れた効果が得られることが判明した。
そこで、この原因について調査したところ、線状凹領域が形成された鋼板表面にテルル化合物等を塗布した場合には、当然のことながら凹領域の底面にもテルル化合物等が浸入することから、従来のような線状凹領域がない平滑面に塗布した場合に比べると、ゴス方位粒の核が発生する表層域（鋼板表面から板厚の1/10〜1/5 の領域) により接近することになり、その結果、ゴス方位の優先成長に及ぼすテルル化合物等の効果が格段に向上することの知見を得た。
本発明は、上記の知見に立脚するものである。
【０００７】
すなわち、本発明は、含珪素鋼スラブを、熱間圧延したのち、１回または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を施し、ついで脱炭・１次再結晶焼鈍後、焼鈍分離剤を塗布してから、最終仕上げ焼鈍を施す一連の工程によって一方向性電磁鋼板を製造するに当たり、
最終冷間圧延後または脱炭・１次再結晶焼鈍後の鋼板表面に、磁区細分化のための、エッチングによる線状凹領域形成処理を施したのち、
脱炭・１次再結晶焼鈍後の鋼板表面に、テルルおよび／またはビスマスを含む無機化合物を含有する溶液または懸濁液を、単位面積：１m2当たり0.01〜5.0 ｇ（テルルおよび／またはビスマス換算）の範囲で塗布することを特徴とする一方向性電磁鋼板の製造方法（第１発明）である。
【０００８】
また、この発明は、含珪素鋼スラブを、熱間圧延したのち、１回または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を施し、ついで脱炭・１次再結晶焼鈍後、焼鈍分離剤を塗布してから、最終仕上げ焼鈍を施す一連の工程によって一方向性電磁鋼板を製造するに当たり、
最終冷間圧延後または脱炭・１次再結晶焼鈍後の鋼板表面に、磁区細分化のための、エッチングによる線状凹領域形成処理を施したのち、
脱炭・１次再結晶焼鈍後の鋼板表面に塗布する焼鈍分離剤中に、テルルおよび／またはビスマスを含む無機化合物を、焼鈍分離剤塗布後の鋼板表面における付着量が単位面積：１m2当たり0.01〜5.0 ｇ（テルルおよび／またはビスマス換算）となる範囲で含有させることを特徴とする一方向性電磁鋼板の製造方法（第２発明）である。
【０００９】
【発明の実施の形態】
以下、本発明の基礎となった実験データについて説明する。
Ｃ：0.067 wt％、Si：3.43wt％、Mn：0.072 wt％、Al：0.022 wt％、Ｎ：0.0080wt％、Sb：0.025 wt％、Se：0.020 wt％およびMo：0.012 wt％を含有し、残部は実質的にFeの組成になる珪素鋼連鋳スラブを、熱延して 2.2mm厚の熱延板とし、ついで1000℃、２分間の均一化焼鈍後、1050℃の中間焼鈍を挟む２回の冷間圧延を施して0.23mm厚の最終冷延板とした。
【００１０】
その後、最終冷延板を次のように処理した。
(1) 最終冷延板の表面に、アルキド系樹脂を主成分とするエッチングレジストインキをグラビアオフセット印刷により、非塗布部が圧延方向にほぼ直角に幅：200 μm 、間隔：４mmで線状に残存するように塗布したのち、 200℃で３分間焼き付けた。このときのレジスト厚は２μm であった。このようにしてエッチングレジストを塗布した鋼板に、電解エッチングを施すことにより、幅：200 μm 、深さ：20μm の線状の溝を形成し、ついで有機溶剤中に浸積してレジストを除去した。このときの電解エッチングは、NaCl電解液中で電流密度：10 A/dm2、処理時間：20秒の条件で行った。
(2) また、比較のためこれらの処理を行わない珪素鋼板も用意した。
【００１１】
その後、これらの鋼板を、 840℃の湿Ｈ2 中で脱炭・１次再結晶焼鈍した後、鋼板表面に次のような処理を施した。
▲１▼  80℃の 0.001〜0.01 mol/lの濃度の(A) K2TeO3, (B) Na2TeO3, (C) H2TeO4 ・2H2O, (D) H2TeO4・2H2O＋Bi(NO3)3・5H2O水溶液中に浸漬処理した。
▲２▼  80℃の 0.007〜0.05 mol/lの濃度の(A) BiCl3, (B) BiCl3＋TeCl3, (C) Bi(OH)3, (D) Bi(NO3)3・5H2O水溶液中に浸漬処理した。
▲３▼  80℃の 0.001〜0.05 mol/lの濃度の(A) N2S2O3・5H2O, (B) K2S, (C)H2SeO4水溶液中に浸漬処理した。
▲４▼  また、比較のためこのような化学的処理を行わない珪素鋼板も用意した。
【００１２】
その後、これらの鋼板表面に、MgO を主成分とする焼鈍分離剤をスラリ−塗布したのち、 850℃で15時間の焼鈍後、 850℃から12℃/hの速度で1080℃まで昇温してGoss方位に強く集積した再結晶粒を発達させたのち、1200℃中の乾H2中で純化処理を施した。
かくして得られた珪素鋼板の磁気特性について調べた結果を、表１に示す。
【００１３】
また、一部の試料については、上記したような冷延板に対し、840 ℃の湿H2中で脱炭・１次再結晶焼鈍を施したのち、鋼板表面に、CaO(30wt%), Al2O3(50wt%), SiO2(20wt%) の基本組成中に上記の▲１▼、▲２▼、▲３▼で述べた化合物を添加した焼鈍分離剤を塗布し、ついで 850℃で15時間の焼鈍後、 850℃から12℃/hの速度で1080℃まで昇温してGoss方位に強く集積した再結晶粒を発達させたのち、1200℃中の乾H2中で純化処理を施した。
このようにして得られた珪素鋼板の磁気特性について調べた結果を、表２に示す。
【００１４】
【表１】
0004240642.tif 000002
【００１５】
【表２】
0004240642.tif 000003
【００１６】
表１および表２に示したとおり、珪素鋼板の表面に直接、テルルおよび／またはビスマスを含む無機化合物を塗布した場合、および焼鈍分離剤中に混入させて鋼板表面に塗布した場合のいずれにおいても、従来のように、化学的処理および磁区細分化処理をそれぞれ単独で実施した場合の相和効果よりも一段と優れた鉄損改善効果が得られているのが注目される。
【００１７】
上述したとおり、この発明に従い、化学的処理技術と磁区細分化技術とを組み合わせることによって、極めて低い鉄損が得られる理由は、図１(a), (b), (c) に模式図で比較して示すように、従来の状態(c) では、BiやTeの塗布位置がゴス方位の２次再結晶核が発生する位置から離れているのに対し、本発明の場合(a),(b）には、BiやTeの塗布位置が２次再結晶核の発生位置に近づくため、これらの元素によるインヒビタ−効果が一層効果的に発揮されることによるためと考えられる。
従って、図１(b) に示したように、TeやBiの無機化合物を焼鈍分離剤中に添加するよりも、同図(a) に示したように、TeやBiの無機化合物を水溶液中に微量添加して鋼板表面に直接付着させるようにすることが一層効果的であり、より好ましい形態といえる。
【００１８】
【作用】
本発明の素材である珪素鋼板としては、従来公知の成分組成いずれもが適合するが、代表組成を掲げると次のとおりである。
Ｃ：0.01〜0.08wt％
Ｃは、0.01wt％より少ないと熱延集合組織の抑制が不十分となって大きな伸長粒が形成されるため磁気特性の劣化を招き、一方0.08wt％より多いと脱炭工程で脱炭に時間がかかり経済的でないので、0.01〜0.08wt％程度とするのが好ましい。
【００１９】
Si：2.0 〜4.0wt ％
Siは、 2.0wt％より少ないと十分な電気抵抗が得られないため渦電流損が増大して鉄損の劣化を招き、一方 4.0wt％より多いと冷延の際に脆性割れが生じ易くなるので、 2.0〜4.0 wt％程度とすることが好ましい。
【００２０】
Mn：0.01〜0.2 wt％
Mnは、一方向性珪素鋼板の２次再結晶を左右する分散析出相としてのMnＳあるいはMnSeを決定する重要な成分である。Mn量が0.01wt％を下回ると２次再結晶を生じさせるのに必要なMnＳ等の絶対量が不足し、不完全２次再結晶を起こすと同時に、ブリスタ−と呼ばれる表面欠陥が増大する。一方、 0.2wt％を超えると、スラブ加熱等においてMnＳ等の解離固溶が行われたとしても、熱延時に析出する分散析出相が粗大化し易く、抑制剤として望まれる最適サイズ分布が損なわれて磁気特性が劣化するので、Mnは0.01〜0.2 wt％程度とすることが好ましい。
【００２１】
Ｓ：0.008 〜0.1 wt％、Se：0.003 〜0.1 wt％
ＳおよびSeはいずれも、 0.1wt％以下、中でもＳは 0.008〜0.1 wt％、またSeは 0.003〜0.1 wt％の範囲とすることが好ましい。というのは、これらが 0.1wt％を超えると熱間および冷間加工性が劣化し、一方それぞれ下限値に満たないとMnＳ、MnSeとしての1 次粒成長抑制機能に格別の効果を生じないからである。
その他、インヒビタ−として従来公知のAl, Sb, Cu, Sn, ＢおよびＮ等を複合添加することは、本発明の効果を妨げるものではない。
【００２２】
次に、本発明に従う超低鉄損一方向性珪素鋼板の製造工程について説明する。
まず、素材を溶製するには、ＬＤ転炉、電気炉、平炉、その他公知の製鋼炉を用い得ることは勿論のこと、真空溶解やＲＨ脱ガス処理を併用することもできる。
本発明に従い、素材中に含有されるＳ、Seあるいはその他の１次粒成長抑制剤を溶鋼中に微量添加する方法としては、従来公知の何れの方法を用いても良く、例えばＬＤ転炉、ＲＨ脱ガス終了時あるいは造塊時の溶鋼中に添加することができる。
また、スラブ製造は、コスト低減、さらにはスラブ長手方向における成分あるいは品質の均一性等の経済的・技術的利点のため連続鋳造法の採用が有利ではあるが、従来の造塊スラブの使用を妨げるものではない。
【００２３】
連続鋳造スラブは、スラブ中のインヒビタ−を解離・固溶させるために、1300℃以上の温度に加熱される。その後、このスラブは熱間粗圧延ついで熱間仕上圧延が施されて、通常厚み 1.3〜3.3 mm程度の熱延板とされる。
【００２４】
次に熱延板は、必要に応じ 850〜1100℃程度の温度範囲で熱延板焼鈍（均一化焼鈍ともいう）を施したのち、１回または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を施して最終板厚とするが、高磁束密度で低鉄損の特性を有する製品を得るには最終冷延率（通常55〜90％）に注意を払う必要がある。
このとき、珪素鋼板の渦電流損をできるかぎり小さくする観点から、製品厚の上限は0.5 mmに、またヒステリシス損の弊害を避けるために板厚の下限は0.05mm程度とすることが好ましい。
【００２５】
鋼板表面に対する線状溝の形成は、この最終冷延を終え製品板厚となった鋼板に対して行うのがとりわけ有利であるが、脱炭・１次再結晶焼鈍後に行っても良い。
すなわち、最終冷延板または２次再結晶前後の鋼板の表面に、圧延方向と交差する向きに２〜10mmの間隔で、幅：50〜500 μm 、深さ：0.1 〜50μm の線状の凹領域を形成させるのである。
ここに、線状凹領域の間隔を２〜10mmの範囲に限定したのは、２mmに満たないと鋼板凹凸があまりにも顕著で磁束密度が低下し経済的でなくなり、一方10mmを超えると磁区細分化効果が小さくなるからである。
また、凹領域の幅が50μm に満たないと反磁界効果を利用することが困難となり、一方 500μm を超えると磁束密度が低下し経済的でなくなるので、凹領域の幅は50〜500 μm の範囲に限定した。
さらに、凹領域の深さが 0.1μm に満たないと反磁界効果を効果的に利用することができず、一方50μm を超えると磁束密度が低下し経済的でなくなるので、凹領域の深さは 0.1〜50μm の範囲に限定した。
なお、線状凹領域の形成方向は、圧延方向と直角方向すなわち板幅方向とするのが最適であるが、板幅方向に対し±30°以内であればほぼ同様の効果を得ることができる。
【００２６】
さらに、線状凹領域の形成方法としては、最終冷延板の表面に、印刷によりエッチングレジストを塗布、焼き付けた後、エッチング処理を施し、しかるのち該レジストを除去する方法が、従来のナイフの刃先やレーザー等を用いる方法に比較して、工業的に安定して実施できる点、および引張り張力により一層効果的に鉄損を低減できる点で有利である。
【００２７】
以下、上記のエッチングによる線状溝形成技術の典型例について具体的に説明する。
最終冷延板の表面に、アルキド系樹脂を主成分とするエッチングレジストインキをグラビアオフセット印刷により、非塗布部が圧延方向にほぼ直角に幅：200 μm 、間隔：４mmで線状に残存するように塗布したのち、 200℃で約20秒間焼き付ける。このとき、レジスト厚は２μm 程度とする。このようにしてエッチングレジストを塗布した鋼板に、電解エッチングまたは化学エッチングを施すことにより、幅：200 μm 、深さ：20μm の線状の溝を形成し、ついで有機溶剤中に浸漬してレジストを除去する。この時の電解エッチング条件は、NaCl電解液中で電流密度：10 A/dm2、処理時間：20秒程度、また化学エッチング条件は、HNO3液中で浸漬時間：10秒間程度とすれば良い。
【００２８】
ついで、鋼板には脱炭焼鈍が施される。この焼鈍は、冷延組織を１次再結晶組織にすると同時に、最終焼鈍（仕上焼鈍とも呼ばれる）で｛１１０｝〈００１〉方位の２次再結晶粒を発達させる場合に有害なＣを除去することを目的とし、例えば 750〜880 ℃の湿水素中で行う。
このような脱炭焼鈍板に対して、上記した線状溝形成処理を施しても良い。
【００２９】
このような脱炭処理を施した後（この後に線状溝形成処理を施した場合には、この線状溝形成処理の後）の鋼板に対して、その表面にTeおよびBiを含む無機化合物を付着させる化学的処理を施す。
この場合に使用するTeの無機化合物としては、TeCl3, K2TeO3, Na2TeO3およびH2TeO4・2H2O等が好適である。一方、Biの無機化合物としては、BiCl3, Bi(OH)3およびBi(NO3)3・5H2O等が好適に使用できる。また、この場合の溶液または懸濁液は、これらの無機化合物が溶解し易く、かつ鋼板との反応が良くなるように、30〜100 ℃（好ましくは70〜90℃）程度とするのが望ましく、さらにその際の鋼板上への溶液または懸濁液の塗布方法としては、鋼板を浸積、鋼板上に噴霧、あるいは電解等、従来公知の方法がいずれも好適に使用できる。
【００３０】
ここに、上記したTe化合物およびBi化合物の鋼板表面に対する塗布濃度は単位面積：１m2当たり0.01〜5.0 ｇ（テルルおよび／またはビスマス換算）とする必要がある。
というのは、鋼板表面に対する塗布濃度が 0.1 g/m2 に満たないと、添加による効果が小さく、一方 5.0 g/m2 を超えるとやはり添加効果が強すぎて、２次再結晶粒の発達を阻害するからである。望ましくは、0.05〜0.2 g/m2である。
また、これらの化合物の溶液および懸濁液中における添加濃度は 0.001〜0.1 mol/l とすることが好ましい。というのは、添加濃度が 0.001 mol/lに満たないと添加による効果が小さく、一方 0.1 mol/lを超えると添加効果が強すぎ、かえって２次再結晶粒の発達を阻害するだけでなく、コスト高となるからである。
【００３１】
このような処理を施した後の珪素鋼板の最終焼鈍は、｛１１０｝〈００１〉方位の２次再結晶粒を十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。この最終焼鈍は通常、マグネシア等の焼鈍分離剤を塗布して行い、表面にフォルステライトと呼ばれる下地被膜も同時に形成する。
しかしながら、場合によっては、フォルステライト下地被膜を形成させないような焼鈍分離剤の使用も可能である。すなわち、フォルステライト下地被膜を形成させる MgOの含有比率を低減し（50wt％以下）、代わってかかる被膜を形成させない CaO, Al2O3, CaSiO3, SiO2, PbCl3等の含有比率を高く（50wt％以上）した焼鈍分離剤を用いるのである。
【００３２】
この発明において｛１１０｝〈００１〉方位に高度に集積した２次再結晶組織を発達させるためには、 820℃から900 ℃の低温での保定焼鈍が有利であるが、その他、例えば 0.5〜15℃/h程度の昇温速度での徐熱焼鈍でも良い。
【００３３】
また、上記したような、鋼板表面に対するTe化合物やBi化合物の直接塗布処理に代えて、これらの化合物を焼鈍分離剤中に含有させることもできる。
この場合にも、鋼板表面に対するTe化合物やBi化合物の塗布濃度は鋼板の単位面積：１m2当たり 0.1〜5.0 ｇ（テルルおよび／またはビスマス換算）とする必要がある。
【００３４】
【実施例】
実施例１
Ｃ：0.077 wt％, Si：3.36wt％, Mn：0.072 wt％, Se：0.020 wt％, Sb：0.025 wt％, Al：0.021 wt％, Ｎ：0.0078wt％およびMo：0.012 wt％を含有し、残部は実質的にFeの組成になる珪素鋼連鋳スラブを、1350℃で4 時間の加熱処理後、熱間圧延を施して厚み：2.2 mmの熱延板とした。ついで1000℃の均一化焼鈍を施した後、1000℃の中間焼鈍を挟む２回の冷間圧延を施して0.23mm厚の最終冷延板とした。
【００３５】
ついで、最終冷延板の表面に、アルキド系樹脂を主成分とするエッチングレジストインキをグラビアオフセット印刷により、非塗布部が圧延方向とほぼ直角な方向に幅：200 μm 、圧延方向の間隔：４mmで線状に残存するように塗布したのち、200 ℃で約20秒間焼付けた。このときのレジスト厚は２μm であった。このようにしてエッチングレジストを塗布した鋼板に、電解エッチングを施すことにより、幅：200 μm 、深さ：20μm の線状の溝を形成し、ついで有機溶剤中に浸漬してレジストを除去した。この時の電解エッチングは、NaCl電解液中で電流密度：10 A/dm2、処理時間：20秒間の条件で行った。
【００３６】
その後、 850℃の湿H2中で脱炭・１次再結晶焼鈍を行った後、次の２条件の処理を施した。
▲１▼ TeCl3の希薄水溶液中（0.005 mol/l, 80 ℃) に30秒間浸積（鋼板表面に対するTeの付着量：0.03 g/m2)。
▲２▼ BiCl3の希薄水溶液中（0.01 mol/l, 80℃) に30秒間浸積（鋼板表面に対する  Biの付着量：0.05 g/m2)。
▲３▼ TeCl3＋BiCl3 の希薄水溶液中（ TeCl3：0.003 mol/l, BiCl3：0.007 mol/l,  65℃) に30秒間浸積（鋼板表面に対するTeの付着量：0.02 g/m2 、同じくBiの付着量：0.03 g/m2)。
【００３７】
その後、鋼板表面に MgO(5wt%), CaO(25wt%), Al2O3(50wt%), CaSiO3(10wt%) およびSiO2(10wt%) の組成になる焼鈍分離剤をスラリ−塗布し、ついで 850℃で15時間の焼鈍後、 850℃から12℃/hの速度で1150℃まで昇温してゴス方位に強く集積した２次再結晶粒を発達させた後、1200℃の乾H2中で純化処理を施した。
このときの磁気特性は次のとおりであった。
▲１▼Ｂ8 : 1.92Ｔ, Ｗ17/50 ：0.63 W/kg
▲２▼Ｂ8 : 1.92Ｔ, Ｗ17/50 ：0.65 W/kg
▲３▼Ｂ8 : 1.92Ｔ, Ｗ17/50 ：0.62 W/kg
【００３８】
実施例２
Ｃ：0.043 wt％, Si：3.40wt％, Mn：0.071 wt％, Se：0.020 wt％, Sb：0.025 wt％およびMo：0.012 wt％を含有し、残部は実質的にFeの組成になる珪素鋼連鋳スラブを、1340℃で5 時間加熱処理後、熱間圧延を施して厚み：2.4 mmの熱延板とした。ついで、 900℃の均一化焼鈍後、 950℃の中間焼鈍を挟む２回の冷間圧延を施して0.23mm厚の最終冷延板とした。
【００３９】
その後、最終冷延板の表面に、アルキド系樹脂を主成分とするエッチングレジストインキをグラビアオフセット印刷により、非塗布部が圧延方向とほぼ直角な方向に幅：200 μm 、圧延方向の間隔：４mmで線状に残存するように塗布したのち、200 ℃で約20秒間焼付けた。このときのレジスト厚は２μm であった。このようにしてエッチングレジストを塗布した鋼板に、電解エッチングを施すことにより、幅：200 μm 、深さ：20μm の線状の溝を形成し、ついで有機溶剤中に浸漬してレジストを除去した。この時の電解エッチングは、NaCl電解液中で電流密度：10 A/dm2、処理時間：20秒間の条件で行った。
【００４０】
ついで、820 ℃の湿H2中で脱炭・１次再結晶焼鈍を施したのち、H2TeO3を含む80℃の希薄水溶液中(0.02mol/l) に20秒間浸積処理を施した（鋼板表面におけるTeの付着量：0.08 g/m2)。
その後、珪素鋼板は、鋼板表面にMgO を主成分とする焼鈍分離剤をスラリ−塗布し、ついで 850℃で50時間の保定焼鈍によりゴス方位に強く集積した２次再結晶粒を発達させた後、1200℃の乾H2中で純化処理を施した。
かくして得られた珪素鋼板の磁気特性は次のとおりであった。
Ｂ8 ： 1.88 Ｔ
Ｗ17/50 ： 0.73 W/kg
【００４１】
実施例３
Ｃ：0.044 wt％, Si：3.38wt％, Mn：0.063 wt％, Se：0.019 wt％, Sb：0.023 wt％およびMo：0.012 wt％を含有し、残部は実質的にFeの組成になる珪素鋼熱延板（厚み：2.4 mm）を、 950℃の中間焼鈍を挟む２回の冷間圧延によって0.23mm厚の最終冷延板（厚み：0.23mm）としたのち、実施例２と同様の磁区細分化処理を施してから、820 ℃の湿H2中で脱炭・１次再結晶焼鈍を施した。
ついで、鋼板の表面に、H2TeO3を添加配合した MgO系の焼鈍分離剤を、塗布後の鋼板表面における付着量が 0.02 g/m2となる量塗布してから、850 ℃で50ｈの２次再結晶焼鈍、引き続き乾水素中で1180℃，５ｈの純化焼鈍を施した。
【００４２】
かくして得られた珪素鋼板の磁気特性は次のとおりであった。
Ｂ8 ： 1.88 Ｔ
Ｗ17/50 ： 0.72 W/kg
なお、上記したようなTe化合物の添加がない通常の焼鈍分離剤を用いて、同様の最終仕上げ焼鈍を施して得た比較材の磁気特性は次のとおりであった。
Ｂ8 ： 1.87 Ｔ
Ｗ17/50 ： 0.85 W/kg
【００４３】
【発明の効果】
かくして、本発明によれば、従来法に従い、化学的処理や磁区細分化処理を単独で施した場合の相和効果よりも一段と優れた鉄損特性を有する超低鉄損一方向性珪素鋼板を、極めて安価にしかも高生産性の下で得ることができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明に従い磁区細分化処理後の鋼板表面にTe化合物やBi化合物を溶液または懸濁液として塗布したのち焼鈍分離剤を塗布した場合(a) 、同じくTe化合物やBi化合物を焼鈍分離剤中に混入して塗布した場合(b) および従来法に従い平坦な鋼板表面にこれらの化合物を塗布した場合(c) における、Te，Bi化合物の塗布位置と２次再結晶核の発生位置との位置関係を比較して示した図である。
【図１】
0004240642.tif 000004