JP2021509143A - 方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】 方向性電磁鋼板の製造方法を提供する。【解決手段】 本発明の方向性電磁鋼板の製造方法は、鋼スラブを再加熱、熱間圧延、熱延板焼鈍、冷間圧延、１次再結晶焼鈍、及び２次再結晶焼鈍する工程を含む方向性電磁鋼板の製造方法であって、前記１次再結晶焼鈍処理された鋼板の一面又は両面の一部又は全部に、常圧プラズマ化学蒸着工程（ＡＰＰ−ＣＶＤ）を用いてプラズマ状態で気相のセラミック前駆体を接触反応させることにより、セラミックコーティング層を形成した後、２次再結晶焼鈍することを特徴とする。【選択図】図２
Description
本発明は、方向性電磁鋼板の製造方法に係り、より詳しくは、焼鈍分離剤を鋼板表面に塗布する代わりに、セラミックコーティング層を形成して後続する２次再結晶工程における１次均熱工程の省略を可能にした方向性電磁鋼板の製造方法に関する。
一般に、方向性電磁鋼板とは、鋼板に３．１％前後のＳｉ成分を含有したものであって、結晶粒の方位が｛１００｝＜００１＞［０００２］方向に整列された集合組織を有するため、圧延方向に極めて優れた磁気特性を有する電磁鋼板のことである。かかる｛１００｝＜００１＞集合組織を得ることは、様々な製造工程の組み合わせによって可能であり、特に鋼スラブの成分をはじめ、これを加熱、熱間圧延、熱延板焼鈍、１次再結晶焼鈍、及び最終焼鈍する一連の過程が非常に厳密に制御する必要がある。
具体的には、方向性電磁鋼板は、１次再結晶粒の成長を抑制し、成長が抑制された結晶粒のうち｛１００｝＜００１＞方位の結晶粒を選択的に成長させて得られた２次再結晶組織を介して優れた磁気特性を示すようにするものであるため、１次再結晶粒の成長抑制剤がより重要である。そして、最終焼鈍工程では、成長が抑制された結晶粒のうち安定的に｛１００｝＜００１＞方位の集合組織を有する結晶粒が優先的に成長できるようにすることが方向性電磁鋼板の製造技術における重要事項の１つである。
具体的には、方向性電磁鋼板は、１次再結晶粒の成長を抑制し、成長が抑制された結晶粒のうち｛１００｝＜００１＞方位の結晶粒を選択的に成長させて得られた２次再結晶組織を介して優れた磁気特性を示すようにするものであるため、１次再結晶粒の成長抑制剤がより重要である。そして、最終焼鈍工程では、成長が抑制された結晶粒のうち安定的に｛１００｝＜００１＞方位の集合組織を有する結晶粒が優先的に成長できるようにすることが方向性電磁鋼板の製造技術における重要事項の１つである。
上述した条件を満たすとともに現在、工業的に広く用いられている１次結晶粒の成長抑制剤としては、ＭｎＳ、ＡｌＮ、及びＭｎＳｅなどが挙げられる。具体的には、鋼スラブに含有されたＭｎＳ、ＡｌＮ、及びＭｎＳｅなどを高温で長時間再加熱して固溶させてから熱間圧延し、後続する冷却過程において適正サイズ及び分布を有する前記成分が析出物として作られて、前記成長抑制剤として用いられる。しかし、この方法には、必ず鋼スラブを高温に加熱する必要があるという問題がある。これに関連し、最近では、鋼スラブを低温で加熱する方法によって方向性電磁鋼板の磁気特性を改善させようとする試みがあった。このために、方向性電磁鋼板にアンチモン（Ｓｂ）の元素を添加する方法が提示されたが、最終高温焼鈍後の結晶粒サイズが不均一であり、且つ粗大であったため、変圧器騒音の品質が劣化するという問題点が指摘された。
一方、方向性電磁鋼板の電力損失を最小限に抑えるためには、その表面に絶縁被膜を形成することが一般的である。このとき、絶縁被膜は、基本的に電気絶縁性が高く、素材との接着性に優れ、外観に欠陥がない均一な色を有するようにする必要がある。これに加えて、最近の変圧器騒音に対する国際規格の強化、及び関連業界の競争深化により、方向性電磁鋼板の絶縁被膜の騒音を低減させるための、磁気変形（磁歪）現象に対する研究が必要な実情がある。具体的には、変圧器鉄心として用いられる電磁鋼板に磁場が印加されると、収縮及び膨張を繰り返して震え現象が誘発され、かかる震えが原因となって変圧器において振動及び騒音が生じる。
一般に知られている方向性電磁鋼板の場合には、鋼板及びフォルステライト（Ｆｏｒｓｔｅｒｉｔｅ）系ベース被膜上に絶縁被膜を形成し、かかる絶縁被膜の熱膨張係数差を用いて鋼板に引張応力を付与することにより、鉄損を改善させ、磁気変形に起因した騒音低減効果を図っているが、最近要求されている高度な方向性電磁鋼板における騒音レベルを満足させるには限界がある。
一般に知られている方向性電磁鋼板の場合には、鋼板及びフォルステライト（Ｆｏｒｓｔｅｒｉｔｅ）系ベース被膜上に絶縁被膜を形成し、かかる絶縁被膜の熱膨張係数差を用いて鋼板に引張応力を付与することにより、鉄損を改善させ、磁気変形に起因した騒音低減効果を図っているが、最近要求されている高度な方向性電磁鋼板における騒音レベルを満足させるには限界がある。
一方、方向性電磁鋼板の９０°磁区を減少させる方法としてはウェットコーティング法が知られている。ここで、９０°磁区とは、［００１０］磁界印加方向に対して直角に向かう磁化を有する領域のことである。このような９０°磁区の量が少ないほど磁気変形が小さくなる。しかし、一般のウェットコーティング法では、引張応力付与による騒音の改善効果が不足し、コーティングの厚さが厚い厚膜でコーティングする必要があるという欠点があるため、変圧器の占積率及び効率が悪くなるという問題点がある。
この他に、方向性電磁鋼板の表面に高張力特性を付与する方法として、物理的蒸気蒸着法（Ｐｈｙｓｉｃａｌ Ｖａｐｏｒ Ｄｅｐｏｓｉｔｉｏｎ、ＰＶＤ）や化学的蒸気蒸着法（Ｃｈｅｍｉｃａｌ Ｖａｐｏｒ Ｄｅｐｏｓｉｔｉｏｎ、ＣＶＤ）などの真空蒸着を介したコーティング法が知られている。しかし、かかるコーティング法は商業的生産が難しく、この方法によって製造された方向性電磁鋼板には絶縁特性が劣化するという問題がある。
本発明は、ＡＰＰ−ＣＶＤ法によって１次再結晶焼鈍処理された鋼板の一面又は両面の一部又は全部にセラミックコーティング層を形成する方向性電磁鋼板の製造方法を提供することを目的とする。
また、本発明で解決しようとする技術的課題は、前記の技術的課題に限定されず、言及されていない他の技術的課題についても、下記の記載から本発明が属する技術分野における通常の知識を有する者であれば明確に理解することができる。
また、本発明で解決しようとする技術的課題は、前記の技術的課題に限定されず、言及されていない他の技術的課題についても、下記の記載から本発明が属する技術分野における通常の知識を有する者であれば明確に理解することができる。
本発明の方向性電磁鋼板の製造方法は、鋼スラブを再加熱、熱間圧延、熱延板焼鈍、冷間圧延、１次再結晶焼鈍、及び２次再結晶焼鈍する工程を含む方向性電磁鋼板の製造方法であって、前記１次再結晶焼鈍処理された鋼板の一面又は両面の一部又は全部に、常圧プラズマ化学蒸着工程（ＡＰＰ−ＣＶＤ）を用いてプラズマ状態で気相のセラミック前駆体を接触反応させることにより、セラミックコーティング層を形成した後、２次再結晶焼鈍することを特徴とする。
本発明の方向性電磁鋼板の製造方法は、１次再結晶焼鈍処理された方向性電磁鋼板の製造用鋼板を設ける段階と、前記鋼板の一面又は両面の一部又は全部に、常圧プラズマ化学蒸着工程（ＡＰＰ−ＣＶＤ）を用いてプラズマ状態で気相のセラミック前駆体を接触反応させることにより、セラミックコーティング層を形成する段階と、前記セラミックコーティング層が形成された鋼板を２次再結晶焼鈍する段階と、を含むことを特徴とする。
前記セラミックコーティング層は、大気圧条件下で高密度無線周波数を用いることで、鋼板表面に磁場を形成してプラズマを発生させた状態で、Ａｒ、Ｈｅ、及びＮ２のうち１種以上からなる第１ガスと気相のセラミック前駆体を混合した後、これを鋼板表面に接触反応させることによって形成することができる。
前記セラミックコーティング層は、Ｈ２、Ｏ２、及びＨ２Ｏのうち１種からなる第２ガスを前記第１ガス及びセラミック前駆体に追加混合した後、これを鋼板表面に接触反応させることによって形成することができる。
前記セラミックコーティング層は、Ｈ２、Ｏ２、及びＨ２Ｏのうち１種からなる第２ガスを前記第１ガス及びセラミック前駆体に追加混合した後、これを鋼板表面に接触反応させることによって形成することができる。
前記第１ガス及び第２ガスは、前記セラミック前駆体の気化点以上の温度に加熱されることが好ましい。
前記セラミックコーティング層がＴｉＯ２であるとき、前記セラミック前駆体として、ＴＴＩＰ（Ｔｉｔａｎｉｕｍ Ｉｓｏｐｒｏｐｏｘｉｄｅ、Ｔｉ｛ＯＣＨ（ＣＨ３）２｝４、又はＴｉＣｌ４を用いることができる。
前記セラミックコーティング層がＴｉＯ２であるとき、前記セラミック前駆体として、ＴＴＩＰ（Ｔｉｔａｎｉｕｍ Ｉｓｏｐｒｏｐｏｘｉｄｅ、Ｔｉ｛ＯＣＨ（ＣＨ３）２｝４、又はＴｉＣｌ４を用いることができる。
前記１次再結晶焼鈍する工程は、前記鋼板を脱炭と同時に浸窒するか、又は脱炭後に浸窒し、焼鈍して脱炭焼鈍された鋼板を得る工程であることができる。
前記２次再結晶焼鈍する工程は、前記セラミックコーティング層が形成された鋼板を２段加熱した後、均熱処理する高温焼鈍工程であることがよい。
前記２次再結晶焼鈍する工程は、前記セラミックコーティング層が形成された鋼板を２段加熱した後、均熱処理する高温焼鈍工程であることがよい。
前記２次再結晶焼鈍工程後に、セラミックコーティング層が形成されている方向性電磁鋼板の表面に絶縁被膜を形成する工程をさらに含むことができる。
前記鋼板は、重量％で、シリコン（Ｓｉ）：２．６〜４．５％、アルミニウム（Ａｌ）：０．０２０〜０．０４０％、マンガン（Ｍｎ）：０．０１〜０．２０％、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物からなることが好ましい。
前記鋼板は、重量％で、シリコン（Ｓｉ）：２．６〜４．５％、アルミニウム（Ａｌ）：０．０２０〜０．０４０％、マンガン（Ｍｎ）：０．０１〜０．２０％、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物からなることが好ましい。
本発明によると、本発明の方向性電磁鋼板の製造方法は、１次再結晶焼鈍工程において焼鈍分離剤を鋼板表面に塗布する代わりに、セラミックコーティング層を形成して焼鈍分離剤の役割を果たすことにより、後続する２次再結晶工程における１次均熱工程の省略が可能になるため、生産性を向上させることができる。
また、本発明のセラミックコーティング層は、高張力の被膜層として、通常のＭｇＯ焼鈍分離剤とは異なってこれを除去する必要がなく、高張力により鉄損に優れた方向性電磁鋼板を効果的に提供することができる。
また、本発明のセラミックコーティング層は、高張力の被膜層として、通常のＭｇＯ焼鈍分離剤とは異なってこれを除去する必要がなく、高張力により鉄損に優れた方向性電磁鋼板を効果的に提供することができる。
以下、本発明の実施例について本発明が属する技術分野における通常の知識を有する者が容易に実施できるように詳細に説明する。しかし、本発明は、いくつかの異なる形で実現されることができ、本明細書に説明する実施例に限定されない。
図１は通常の方向性電磁鋼板の製造工程を示す図である。
図１に示したとおり、先ず、焼鈍酸洗工程（ＡＰＬ：Ａｎｎｅａｌｉｎｇ＆Ｐｉｃｋｌｉｎｇ Ｌｉｎｅ）を介して熱延板スケール（Ｓｃａｌｅ）の除去、冷間圧延性の確保、及び熱延板の抑制剤（Ｉｎｈｉｂｉｔｏｒ）（ＡｌＮ）を磁性に有利に析出及び分散させる役割を果たす。次に、冷間圧延工程（ＳｅｎｄＺｉｍｉｒ Ｒｏｌｌｉｎｇ Ｍｉｌｌ）を介して顧客社が要求する最終製品の厚さで圧延を行い、磁性に有利な結晶方位を確保する役割を果たす。そして、１次再結晶焼鈍工程である脱炭浸窒焼鈍工程（ＤＮＬ：Ｄｅｃａｒｂｕｒｉｚｉｎｇ＆Ｎｉｔｒｉｄｉｎｇ Ｌｉｎｅ）を介して素材の［Ｃ］を除去し、適正温度及び窒化反応を介して１次再結晶を形成する。続いて、２次再結晶焼鈍工程である高温焼鈍工程（ＣＯＦ）を介して下地コーティング（Ｍｇ２ＳｉＯ４）層を形成し、２次再結晶を形成する。最後に、ＨＣＬ工程を介して素材形状を矯正し、前記焼鈍分離剤を除去した後、絶縁被膜層を形成することで、電磁鋼板の表面に張力を付与する工程を行う。
このとき、従来技術では、前記１次再結晶工程において、脱炭浸窒処理後に、焼鈍分離剤であるＭｇＯを塗布する工程を有する。そして、２次再結晶焼鈍工程において、１次加熱した後、１次均熱処理する。その後、２次加熱した後、２次均熱処理する工程を経るようになる。
図１に示したとおり、先ず、焼鈍酸洗工程（ＡＰＬ：Ａｎｎｅａｌｉｎｇ＆Ｐｉｃｋｌｉｎｇ Ｌｉｎｅ）を介して熱延板スケール（Ｓｃａｌｅ）の除去、冷間圧延性の確保、及び熱延板の抑制剤（Ｉｎｈｉｂｉｔｏｒ）（ＡｌＮ）を磁性に有利に析出及び分散させる役割を果たす。次に、冷間圧延工程（ＳｅｎｄＺｉｍｉｒ Ｒｏｌｌｉｎｇ Ｍｉｌｌ）を介して顧客社が要求する最終製品の厚さで圧延を行い、磁性に有利な結晶方位を確保する役割を果たす。そして、１次再結晶焼鈍工程である脱炭浸窒焼鈍工程（ＤＮＬ：Ｄｅｃａｒｂｕｒｉｚｉｎｇ＆Ｎｉｔｒｉｄｉｎｇ Ｌｉｎｅ）を介して素材の［Ｃ］を除去し、適正温度及び窒化反応を介して１次再結晶を形成する。続いて、２次再結晶焼鈍工程である高温焼鈍工程（ＣＯＦ）を介して下地コーティング（Ｍｇ２ＳｉＯ４）層を形成し、２次再結晶を形成する。最後に、ＨＣＬ工程を介して素材形状を矯正し、前記焼鈍分離剤を除去した後、絶縁被膜層を形成することで、電磁鋼板の表面に張力を付与する工程を行う。
このとき、従来技術では、前記１次再結晶工程において、脱炭浸窒処理後に、焼鈍分離剤であるＭｇＯを塗布する工程を有する。そして、２次再結晶焼鈍工程において、１次加熱した後、１次均熱処理する。その後、２次加熱した後、２次均熱処理する工程を経るようになる。
一方、図２は本発明の方向性電磁鋼板の製造工程を示す図である。
図２に示したとおり、本発明は、１次再結晶焼鈍工程において、焼鈍分離剤を鋼板に塗布する代わりに、ＡＰＰ−ＣＶＤ工程を用いてセラミックコーティング層を形成する。そして、かかるセラミックコーティング層の形成により、後続する２次再結晶焼鈍工程において、２段加熱した後、１次均熱処理する過程を経る。
図２に示したとおり、本発明は、１次再結晶焼鈍工程において、焼鈍分離剤を鋼板に塗布する代わりに、ＡＰＰ−ＣＶＤ工程を用いてセラミックコーティング層を形成する。そして、かかるセラミックコーティング層の形成により、後続する２次再結晶焼鈍工程において、２段加熱した後、１次均熱処理する過程を経る。
図３（ａ）及び（ｂ）は２次再結晶焼鈍工程における焼鈍熱処理過程を示すグラフであり、（ａ）は従来例、（ｂ）は本発明例を示す。図３（ｂ）に示したとおり、本発明では、従来技術とは異なり、１次均熱処理する工程を省略することができる。これにより、生産性を向上させることができる。さらに、本発明では、従来技術とは異なり、ＨＣＬ工程において焼鈍分離剤を除去する必要がないという利点もある。
本発明の方向性電磁鋼板の製造工程における１次再結晶焼鈍工程までの前工程は、従来技術と実質的に同一である。
すなわち、本発明は、方向性電磁鋼板を製造するにあたり、従来技術と同様に、鋼スラブを再加熱、熱間圧延、熱延板焼鈍、冷間圧延、１次再結晶焼鈍、及び２次再結晶焼鈍する工程といった一般的な工程を用いる。ここで、一次再結晶焼鈍する工程は、鋼板を脱炭と同時に浸窒するか、又は脱炭後に浸窒し、焼鈍して脱炭焼鈍された鋼板を得る工程であることができる。
すなわち、本発明は、方向性電磁鋼板を製造するにあたり、従来技術と同様に、鋼スラブを再加熱、熱間圧延、熱延板焼鈍、冷間圧延、１次再結晶焼鈍、及び２次再結晶焼鈍する工程といった一般的な工程を用いる。ここで、一次再結晶焼鈍する工程は、鋼板を脱炭と同時に浸窒するか、又は脱炭後に浸窒し、焼鈍して脱炭焼鈍された鋼板を得る工程であることができる。
しかし、従来技術とは異なり、１次再結晶焼鈍処理された鋼板の一面又は両面の一部又は全部に、常圧プラズマ化学蒸着工程（ＡＰＰ−ＣＶＤ）を用いることで、プラズマ状態で気相のセラミック前駆体を接触反応させることにより、セラミックコーティング層を形成する。
そして、２次再結晶焼鈍工程において、前記セラミックコーティング層が形成された鋼板を２段加熱した後、均熱処理を一回行ってから炉冷する高温焼鈍工程を用いる。
そして、２次再結晶焼鈍工程において、前記セラミックコーティング層が形成された鋼板を２段加熱した後、均熱処理を一回行ってから炉冷する高温焼鈍工程を用いる。
先ず、本発明では、１次再結晶焼鈍された方向性電磁鋼板の製造用冷延鋼板を設ける。
本発明において、前記鋼板は、重量％で、シリコン（Ｓｉ）：２．６〜４．５％、アルミニウム（Ａｌ）：０．０２０〜０．０４０％、マンガン（Ｍｎ）：０．０１〜０．２０％、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含んでなることができる。以下、本発明において、前記鋼板の組成成分及び含有量の制限理由について説明すると、以下のとおりである。
本発明において、前記鋼板は、重量％で、シリコン（Ｓｉ）：２．６〜４．５％、アルミニウム（Ａｌ）：０．０２０〜０．０４０％、マンガン（Ｍｎ）：０．０１〜０．２０％、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含んでなることができる。以下、本発明において、前記鋼板の組成成分及び含有量の制限理由について説明すると、以下のとおりである。
Ｓｉ：２．６〜４．５重量％
シリコン（Ｓｉ）は、鋼の比抵抗を増加させて鉄損を減少させる役割を果たす。但し、Ｓｉの含有量が少なすぎる場合には、鋼の比抵抗が小さくなって鉄損特性が劣化し、高温焼鈍時に相変態区間が存在し、２次再結晶が不安定になるという問題が発生する虞がある。これに対し、Ｓｉの含有量が多すぎる場合には、脆性が大きくなって冷間圧延が困難になるという問題が発生する虞がある。したがって、上記の範囲でＳｉの含有量を調節すること好ましい。より具体的に、Ｓｉは２．６〜４．５重量％含まれることがよい。
シリコン（Ｓｉ）は、鋼の比抵抗を増加させて鉄損を減少させる役割を果たす。但し、Ｓｉの含有量が少なすぎる場合には、鋼の比抵抗が小さくなって鉄損特性が劣化し、高温焼鈍時に相変態区間が存在し、２次再結晶が不安定になるという問題が発生する虞がある。これに対し、Ｓｉの含有量が多すぎる場合には、脆性が大きくなって冷間圧延が困難になるという問題が発生する虞がある。したがって、上記の範囲でＳｉの含有量を調節すること好ましい。より具体的に、Ｓｉは２．６〜４．５重量％含まれることがよい。
Ａｌ：０．０２０〜０．０４０重量％
アルミニウム（Ａｌ）は、最終的にＡｌＮ、（Ａｌ，Ｓｉ）Ｎ、（Ａｌ，Ｓｉ，Ｍｎ）Ｎの形の窒化物になって抑制剤として作用する成分である。Ａｌの含有量が少なすぎる場合には、抑制剤として十分な効果を期待することが難しい。また、Ａｌの含有量が多すぎる場合には、Ａｌ系の窒化物が過度に粗大に析出されて成長するため、抑制剤としての効果が不足する可能性がある。したがって、上述した範囲でＡｌの含有量を調節することができる。
アルミニウム（Ａｌ）は、最終的にＡｌＮ、（Ａｌ，Ｓｉ）Ｎ、（Ａｌ，Ｓｉ，Ｍｎ）Ｎの形の窒化物になって抑制剤として作用する成分である。Ａｌの含有量が少なすぎる場合には、抑制剤として十分な効果を期待することが難しい。また、Ａｌの含有量が多すぎる場合には、Ａｌ系の窒化物が過度に粗大に析出されて成長するため、抑制剤としての効果が不足する可能性がある。したがって、上述した範囲でＡｌの含有量を調節することができる。
Ｍｎ：０．０１〜０．２０重量％
Ｍｎは、Ｓｉと同様に、比抵抗を増加させて鉄損を減少させるという効果があり、Ｓｉとともに窒化処理によって導入される窒素と反応して（Ａｌ，Ｓｉ，Ｍｎ）Ｎの析出物を形成することにより、１次再結晶粒の成長を抑制して２次再結晶を形成するのに重要な元素である。しかし、Ｍｎの含有量が多すぎる場合には、熱延中にオーステナイト相変態を促進するため、１次再結晶粒のサイズを減少させて２次再結晶を不安定にする。また、Ｍｎの含有量が少なすぎる場合には、オーステナイト形成元素として熱延再加熱時にオーステナイト分率を高めて析出物の固溶量を多くし、再析出時に析出物の微細化及びＭｎＳの形成を介した１次再結晶粒が過度に多くならないようにする効果が不十分になる虞がある。したがって、上記の範囲でＭｎの含有量を調節することが好ましい。
Ｍｎは、Ｓｉと同様に、比抵抗を増加させて鉄損を減少させるという効果があり、Ｓｉとともに窒化処理によって導入される窒素と反応して（Ａｌ，Ｓｉ，Ｍｎ）Ｎの析出物を形成することにより、１次再結晶粒の成長を抑制して２次再結晶を形成するのに重要な元素である。しかし、Ｍｎの含有量が多すぎる場合には、熱延中にオーステナイト相変態を促進するため、１次再結晶粒のサイズを減少させて２次再結晶を不安定にする。また、Ｍｎの含有量が少なすぎる場合には、オーステナイト形成元素として熱延再加熱時にオーステナイト分率を高めて析出物の固溶量を多くし、再析出時に析出物の微細化及びＭｎＳの形成を介した１次再結晶粒が過度に多くならないようにする効果が不十分になる虞がある。したがって、上記の範囲でＭｎの含有量を調節することが好ましい。
続いて、本発明では、１次再結晶焼鈍処理された鋼板の一面又は両面の一部又は全部に、常圧プラズマ化学蒸着工程（ＡＰＰ−ＣＶＤ）を用いることで、プラズマ状態で気相のセラミック前駆体を接触反応させ、セラミックコーティング層を形成する。
本発明におけるセラミックコーティング層を形成するのに用いられる工程は、以下、常圧プラズマ化学蒸着工程（ＡＰＰ−ＣＶＤ：Ａｔｍｏｓｐｈｅｒｉｃ Ｐｒｅｓｓｕｒｅ Ｐｌａｓｍａ ｅｎｈａｎｃｅｄ−Ｃｈｅｍｉｃａｌ Ｖａｐｏｒ Ｄｅｐｏｓｉｔｉｏｎ）工程と命名する。
本発明におけるセラミックコーティング層を形成するのに用いられる工程は、以下、常圧プラズマ化学蒸着工程（ＡＰＰ−ＣＶＤ：Ａｔｍｏｓｐｈｅｒｉｃ Ｐｒｅｓｓｕｒｅ Ｐｌａｓｍａ ｅｎｈａｎｃｅｄ−Ｃｈｅｍｉｃａｌ Ｖａｐｏｒ Ｄｅｐｏｓｉｔｉｏｎ）工程と命名する。
ＡＰＰ−ＣＶＤは、従来のＣＶＤ、ＬＰＣＶＤ（Ｌｏｗ ＰｒｅｓｓｕｒｅＣＶＤ）、ＡＰＣＶＤ（Ａｔｍｏｓｐｈｅｒｉｃ Ｐｒｅｓｓｕｒｅ ＣＶＤ）、ＰＥＣＶＤ（Ｐｌａｓｍａ Ｅｎｈａｎｃｅｄ ＣＶＤ）よりもラジカル（ｒａｄｉｃａｌ）の密度が高く、蒸着率が高い。また、通常のＣＶＤとは異なり、高真空又は低真空の真空設備を必要としないため、設備費が安いという利点がある。すなわち、真空設備がないため設備の稼動が比較的簡単であり、蒸着性能に優れる。
そして、本発明のＡＰＰ−ＣＶＤ工程において大気圧条件下で高密度無線周波数を用いることにより、鋼板表面に磁場を形成してプラズマを発生させた状態で、Ａｒ、Ｈｅ、及びＮ２のうち１種以上からなる主ガスである第１ガスと気相のセラミック前駆体を混合した後、これを反応炉に供給して鋼板表面に接触反応させる。
そして、本発明のＡＰＰ−ＣＶＤ工程において大気圧条件下で高密度無線周波数を用いることにより、鋼板表面に磁場を形成してプラズマを発生させた状態で、Ａｒ、Ｈｅ、及びＮ２のうち１種以上からなる主ガスである第１ガスと気相のセラミック前駆体を混合した後、これを反応炉に供給して鋼板表面に接触反応させる。
図４は、本発明のＡＰＰ−ＣＶＤ工程を用いて、鋼板表面にセラミックコーティング層が形成されるメカニズム（Ｍｅｃｈａｎｉｓｍ）を示す模式図である。
図４に示したとおり、本ＡＰＰ−ＣＶＤ工程は、大気圧条件下で高密度無線周波数（Ｒａｄｉｏ Ｆｒｅｑｕｅｎｃｙ）（例えば、１３．５６ＭＨｚ）を用いて鋼板の一面又は両面に磁場を形成する。そして、Ａｒ、Ｈｅ、又はＮ２のような第１ガス（Ｐｒｉｍａｒｙ Ｇａｓ）を孔（ｈｏｌｅ）、線（Ｌｉｎｅ）、又は面ノズル（Ｎｏｚｚｌｅ）を介して噴射させると、磁場下において電子が分離されてラジカル（Ｒａｄｉｃａｌ）化されて極性を示すようになる。
図４に示したとおり、本ＡＰＰ−ＣＶＤ工程は、大気圧条件下で高密度無線周波数（Ｒａｄｉｏ Ｆｒｅｑｕｅｎｃｙ）（例えば、１３．５６ＭＨｚ）を用いて鋼板の一面又は両面に磁場を形成する。そして、Ａｒ、Ｈｅ、又はＮ２のような第１ガス（Ｐｒｉｍａｒｙ Ｇａｓ）を孔（ｈｏｌｅ）、線（Ｌｉｎｅ）、又は面ノズル（Ｎｏｚｚｌｅ）を介して噴射させると、磁場下において電子が分離されてラジカル（Ｒａｄｉｃａｌ）化されて極性を示すようになる。
本発明において、ＲＦプラズマソース（Ｐｌａｓｍａ Ｓｏｕｒｃｅ）は、場合によっては、多数のＬｉｎｅ Ｓｏｕｒｃｅ又は２Ｄ Ｓｑｕａｒｅ Ｓｏｕｒｃｅが用いられることができる。ここで、最適化されたコーティング速度及び素地層の進行速度に応じて、ソース（Ｓｏｕｒｃｅ）の種類も異なり得る。
続いて、ＲＦパワーソース（Ｐｏｗｅｒ Ｓｏｕｒｃｅ）と鋼板の間で５０〜６０Ｈｚの交流電力下において反応炉内でＡｒラジカル（Ｒａｄｉｃａｌ）及び電子が往復運動をしながら、第１ガスに混合された気相のセラミック前駆体（例えば、ＴＴＩＰ：Ｔｉｔａｎｉｕｍ Ｉｓｏｐｒｏｐｏｘｉｄｅ、Ｔｉ｛ＯＣＨ（ＣＨ３）２｝４）と衝突して前駆体を解離させ、前駆体のラジカル（Ｒａｄｉｃａｌ）を形成するようになる。
このとき、本発明におけるＴＴＩＰのようなセラミック前駆体は、Ａｒ、Ｈｅ、及びＮ２のうち１種以上からなる第１ガス（Ｐｒｉｍａｒｙ Ｇａｓ）と混合された後、ＲＦパワーソース（Ｐｏｗｅｒ Ｓｏｕｒｃｅ）を通過し、ガス（Ｇａｓ）噴射ノズル（Ｎｏｚｚｌｅ）を通過して反応炉内に流入される。
一方、ＴＴＩＰのようなセラミック前駆体は、液体（Ｌｉｑｕｉｄ）状態で保管され、５０〜１００℃の加熱工程を経て気化される。そして、第１ガスがＴＴＩＰが含まれている位置を通過すると、第１ガスとセラミック前駆体は混合されて、ＲＦパワーソース（Ｐｏｗｅｒ Ｓｏｕｒｃｅ）を通過し、ガス（Ｇａｓ）噴射ノズル（Ｎｏｚｚｌｅ）を通過して反応炉内に流入されるようになる。
このとき、本発明におけるＴＴＩＰのようなセラミック前駆体は、Ａｒ、Ｈｅ、及びＮ２のうち１種以上からなる第１ガス（Ｐｒｉｍａｒｙ Ｇａｓ）と混合された後、ＲＦパワーソース（Ｐｏｗｅｒ Ｓｏｕｒｃｅ）を通過し、ガス（Ｇａｓ）噴射ノズル（Ｎｏｚｚｌｅ）を通過して反応炉内に流入される。
一方、ＴＴＩＰのようなセラミック前駆体は、液体（Ｌｉｑｕｉｄ）状態で保管され、５０〜１００℃の加熱工程を経て気化される。そして、第１ガスがＴＴＩＰが含まれている位置を通過すると、第１ガスとセラミック前駆体は混合されて、ＲＦパワーソース（Ｐｏｗｅｒ Ｓｏｕｒｃｅ）を通過し、ガス（Ｇａｓ）噴射ノズル（Ｎｏｚｚｌｅ）を通過して反応炉内に流入されるようになる。
本発明のセラミック前駆体は、上記のように、液体状態で比較的高くない温度で加熱時に簡単に気化することができるものであれば、様々な種類のものを用いることができる。例えば、ＴＴＩＰ、ＴｉＣＬ４、ＴＥＯＴなどを用いることができる。すなわち、本発明では、前記セラミックコーティング層がＴｉＯ２であるとき、前記セラミック前駆体として、ＴＴＩＰ（Ｔｉｔａｎｉｕｍ Ｉｓｏｐｒｏｐｏｘｉｄｅ、Ｔｉ｛ＯＣＨ（ＣＨ３）２｝４又はＴｉＣｌ４などを用いることができる。
このとき、本発明では、コーティング層の品質を向上させるために、必要に応じて、Ｏ２、Ｈ２、及びＨ２Ｏのうち１種からなる補助ガス（ｓｅｃｏｎｄａｒｙ ｇａｓ）である第２ガスを前記第１ガスとともに投入してコーティング層の純度を向上させることができる。すなわち、コーティング積層品質を向上させるために、第２ガスを投入することで、ガスとの反応を介して所望しないコーティング層を除去することができる。本発明において、第２ガス（Ｓｅｃｏｎｄａｒｙ Ｇａｓ）を投入するか否かは、素地層の加熱（Ｈｅａｔｉｎｇ）有無などの様々な条件によって決定されることができる。
上記のように、本発明では、液体状態であるセラミック前駆体を加熱器を介して気化点以上に加熱し、第１ガス及び第２ガスは事前に蒸気加熱器又は電気加熱器を介して前記セラミック前駆体の気化点以上の温度に加熱した後、セラミック前駆体と混合して反応炉内部にガス状態で供給することにより、気化されたセラミック前駆体ガスをプラズマソース（Ｐｌａｓｍａ Ｓｏｕｒｃｅ）に供給することができる。
上記のように、本発明では、液体状態であるセラミック前駆体を加熱器を介して気化点以上に加熱し、第１ガス及び第２ガスは事前に蒸気加熱器又は電気加熱器を介して前記セラミック前駆体の気化点以上の温度に加熱した後、セラミック前駆体と混合して反応炉内部にガス状態で供給することにより、気化されたセラミック前駆体ガスをプラズマソース（Ｐｌａｓｍａ Ｓｏｕｒｃｅ）に供給することができる。
このとき、第１ガス、第２ガス、及びセラミック前駆体の流入量をそれぞれ１００〜１０，０００ＳＬＭ、０〜１，０００ＳＣＣＭ、１０〜１，０００ＳＬＭにしてセラミックコーティング層を形成することが好ましい。
そして、本発明では、電気的に接地（ｇｒｏｕｎｄ）又は（−）電極を示す 方向性電磁鋼板に、解離されたラジカル（Ｒａｄｉｃａｌ）が衝突し、表面にセラミックコーティング層（例えば、ＴｉＯ２）を形成するようになる。
そして、本発明では、電気的に接地（ｇｒｏｕｎｄ）又は（−）電極を示す 方向性電磁鋼板に、解離されたラジカル（Ｒａｄｉｃａｌ）が衝突し、表面にセラミックコーティング層（例えば、ＴｉＯ２）を形成するようになる。
本発明におけるプラズマ発生原理は、高密度ＲＦパワーソース（ＰｏｗｅｒＳｏｕｒｃｅ）によって付与された磁場下において電子が加速されて、原子や分子などの中性（Ｎｅｕｔｒａｌ）粒子と衝突してイオン化（Ｉｏｎｉｚａｔｉｏｎ）、励起（Ｅｘｃｉｔａｔｉｏｎ）、解離（Ｄｉｓｓｏｃｉａｔｉｏｎ）を発生させるようになる。このうち、励起（Ｅｘｃｉｔａｔｉｏｎ）及び解離（Ｄｉｓｓｏｃｉａｔｉｏｎ）を介して形成されて活性化された種（ｓｐｅｃｉｅｓ）とラジカル（ｒａｄｉｃａｌ）が反応して最終的に所望のセラミックコーティング層を形成することができるものである。
正確な積層機構は明白ではないが、一例として、セラミックＴｉＯ２積層機構を簡素化して説明すると、セラミック前駆体であるＴＴＩＰは、磁場下のプラズマにより、次のように分解されて素地層の表面に積層されることが説明できる。
Ｔｉ（ＯＲ）４→Ｔｉ＊（ＯＨ）ｘ−１（ＯＲ）４−ｘ→（ＨＯ）ｘ（ＲＯ）３−ｘＴｉ−Ｏ−Ｔｉ（ＯＨ）ｘ−１（ＯＲ）４−１→Ｔｉ−Ｏ−Ｔｉ ｎｅｔｗｏｒｋ
図５は、本発明のＡＰＰ−ＣＶＤ工程において、ＲＦパワーソース（Ｐｏｗｅｒ Ｓｏｕｒｃｅ）によって生成されたプラズマ領域内でセラミック前駆体の一例であるＴＴＩＰが解離された状態を示す図である。
Ｔｉ（ＯＲ）４→Ｔｉ＊（ＯＨ）ｘ−１（ＯＲ）４−ｘ→（ＨＯ）ｘ（ＲＯ）３−ｘＴｉ−Ｏ−Ｔｉ（ＯＨ）ｘ−１（ＯＲ）４−１→Ｔｉ−Ｏ−Ｔｉ ｎｅｔｗｏｒｋ
図５は、本発明のＡＰＰ−ＣＶＤ工程において、ＲＦパワーソース（Ｐｏｗｅｒ Ｓｏｕｒｃｅ）によって生成されたプラズマ領域内でセラミック前駆体の一例であるＴＴＩＰが解離された状態を示す図である。
一方、本発明において、１００ｍｐｍの速度で進行する幅１ｍの鋼板をＡＰＰ−ＣＶＤを介して０．０５〜０．５μｍの厚さで積層するために、ＲＦパワーソース（Ｐｏｗｅｒ Ｓｏｕｒｃｅ）は５００ｋＷ〜１０ＭＷ程度が必要になることができる。そして、１つ又は複数のＲＦパワーソース（Ｐｏｗｅｒ Ｓｏｕｒｃｅ）は、パワーマッチングシステム（Ｐｏｗｅｒ Ｍａｔｃｈｉｎｇ Ｓｙｓｔｅｍ）によって磁場を安定的に維持することができる。
そして、本発明では、２次再結晶焼鈍工程においてセラミックコーティング層が形成された鋼板を２段加熱した後、１回の均熱処理をする高温焼鈍工程を行う。これは、１次及び２次の均熱処理を行う従来技術に比べて、１次均熱処理を省略することができるという点に技術的意義がある。
そして、本発明では、２次再結晶焼鈍工程においてセラミックコーティング層が形成された鋼板を２段加熱した後、１回の均熱処理をする高温焼鈍工程を行う。これは、１次及び２次の均熱処理を行う従来技術に比べて、１次均熱処理を省略することができるという点に技術的意義がある。
その後、本発明では、ＨＣＬ工程において鋼板の形状を矯正した後、セラミックコーティング層が形成された表面に絶縁被膜を形成する工程をさらに含むことができる。
すなわち、セラミックコーティング層上に金属リン酸塩を含む絶縁被膜層をさらに形成することができる。絶縁被膜層が形成されることにより、絶縁特性を向上させることができる。
すなわち、セラミックコーティング層上に金属リン酸塩を含む絶縁被膜層をさらに形成することができる。絶縁被膜層が形成されることにより、絶縁特性を向上させることができる。
金属リン酸塩は、Ｍｇ、Ｃａ、Ｂａ、Ｓｒ、Ｚｎ、Ａｌ、及びＭｎから選択される少なくとも１種を含むことができる。
金属リン酸塩は、金属水酸化物とリン酸（Ｈ３ＰＯ４）の化学反応による化合物からなることができる。
金属リン酸塩は、金属水酸化物とリン酸（Ｈ３ＰＯ４）の化学反応による化合物からなるものであり、金属水酸化物は、Ｓｒ（ＯＨ）２、Ａｌ（ＯＨ）３、Ｍｇ（ＯＨ）２、Ｚｎ（ＯＨ）２、及びＣａ（ＯＨ）２を含む群から選択された少なくとも１種以上であることができる。
金属リン酸塩は、金属水酸化物とリン酸（Ｈ３ＰＯ４）の化学反応による化合物からなることができる。
金属リン酸塩は、金属水酸化物とリン酸（Ｈ３ＰＯ４）の化学反応による化合物からなるものであり、金属水酸化物は、Ｓｒ（ＯＨ）２、Ａｌ（ＯＨ）３、Ｍｇ（ＯＨ）２、Ｚｎ（ＯＨ）２、及びＣａ（ＯＨ）２を含む群から選択された少なくとも１種以上であることができる。
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明する。
（実施例）
シリコン（Ｓｉ）を３．４重量％、アルミニウム（Ａｌ）を０．０３重量％、マンガン（Ｍｎ）を０．１５重量％、アンチモン（Ｓｂ）を０．０５重量％、スズ（Ｓｎ）を０．０６重量％、ニッケル（Ｎｉ）を０．０３重量％含み、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物からなる鋼スラブを設けた。
次に、鋼スラブを１１５０℃で２２０分間加熱した後、２．３ｍｍの厚さに熱間圧延をして、熱延板を製造した。そして、熱延板を１１２０℃まで加熱し、９２０℃で９５秒間維持した後、水に急冷して酸洗してから、０．２３ｍｍの厚さで冷間圧延することで冷延板を製造した。
（実施例）
シリコン（Ｓｉ）を３．４重量％、アルミニウム（Ａｌ）を０．０３重量％、マンガン（Ｍｎ）を０．１５重量％、アンチモン（Ｓｂ）を０．０５重量％、スズ（Ｓｎ）を０．０６重量％、ニッケル（Ｎｉ）を０．０３重量％含み、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物からなる鋼スラブを設けた。
次に、鋼スラブを１１５０℃で２２０分間加熱した後、２．３ｍｍの厚さに熱間圧延をして、熱延板を製造した。そして、熱延板を１１２０℃まで加熱し、９２０℃で９５秒間維持した後、水に急冷して酸洗してから、０．２３ｍｍの厚さで冷間圧延することで冷延板を製造した。
前記冷延板を、８５０℃に維持された炉（Ｆｕｒｎａｃｅ）中に投入した後、露点温度及び酸化能を調節し、水素、窒素、及びアンモニアの混合気体雰囲気下において脱炭及び浸窒を同時に行う１次再結晶焼鈍を行うことで、脱炭焼鈍された鋼板を製造した。
その後、前記のように製造された１次再結晶焼鈍処理された鋼板表面に、焼鈍分離剤を塗布することなく、ＡＰＰ−ＣＶＤ工程を用いてセラミックコーティング層を形成した。
その後、前記のように製造された１次再結晶焼鈍処理された鋼板表面に、焼鈍分離剤を塗布することなく、ＡＰＰ−ＣＶＤ工程を用いてセラミックコーティング層を形成した。
具体的には、ＡＰＰ−ＣＶＤ工程に先立って、方向性電磁鋼板を２００℃の温度で間接加熱した後、ＡＰＰ−ＣＶＤ反応炉内に鋼板を投入した。
このとき、ＡＰＰ−ＣＶＤ工程は、大気圧条件下で１３．５６ＭＨｚの無線周波数（Ｒａｄｉｏ Ｆｒｅｑｕｅｎｃｙ）を用いて方向性電磁鋼板の一面又は両面に磁場を形成し、Ａｒガスを反応炉内に流入した。そして、ＲＦパワーソース（Ｐｏｗｅｒ Ｓｏｕｒｃｅ）と鋼板の間に５０〜６０Ｈｚの交流電力下で液状のセラミック前駆体であるＴＴＩＰを加熱して気化させた後、ＡｒガスとＨ２ガスを混合して反応炉内に投入し、電磁鋼板の表面にその厚さを異ならせるＴｉＯ２セラミックコーティング層をそれぞれ形成した。
そして、前記セラミックコーティング層が形成された鋼板を最終焼鈍した。このとき、最終焼鈍時における均熱温度は１２００℃、昇温区間の温度区間では１５℃／ｈｒとした。また、１２００℃までは窒素５０体積％及び水素５０体積％の混合気体雰囲気とし、１２００℃に達した後は１００体積％の水素気体下で１５時間維持してから炉冷（ｆｕｒｎａｃｅ ｃｏｏｌｉｎｇ）した。
このとき、ＡＰＰ−ＣＶＤ工程は、大気圧条件下で１３．５６ＭＨｚの無線周波数（Ｒａｄｉｏ Ｆｒｅｑｕｅｎｃｙ）を用いて方向性電磁鋼板の一面又は両面に磁場を形成し、Ａｒガスを反応炉内に流入した。そして、ＲＦパワーソース（Ｐｏｗｅｒ Ｓｏｕｒｃｅ）と鋼板の間に５０〜６０Ｈｚの交流電力下で液状のセラミック前駆体であるＴＴＩＰを加熱して気化させた後、ＡｒガスとＨ２ガスを混合して反応炉内に投入し、電磁鋼板の表面にその厚さを異ならせるＴｉＯ２セラミックコーティング層をそれぞれ形成した。
そして、前記セラミックコーティング層が形成された鋼板を最終焼鈍した。このとき、最終焼鈍時における均熱温度は１２００℃、昇温区間の温度区間では１５℃／ｈｒとした。また、１２００℃までは窒素５０体積％及び水素５０体積％の混合気体雰囲気とし、１２００℃に達した後は１００体積％の水素気体下で１５時間維持してから炉冷（ｆｕｒｎａｃｅ ｃｏｏｌｉｎｇ）した。
前記のように厚さを異ならせるセラミックコーティング層が形成された電磁鋼板を１．７Ｔ、５０Ｈｚの条件で磁気特性を評価して下記表１に示した。一方、電磁鋼板の磁気特性は、通常Ｗ１７／５０及びＢ８を代表値として用いる。Ｗ１７／５０とは、周波数５０Ｈｚの磁場を１．７Ｔｅｓｌａまで交流に磁化させたときに示される電力損失を意味する。ここで、Ｔｅｓｌａは、単位面積当たりの磁束（ｆｌｕｘ）を意味する磁束密度の単位である。Ｂ８は、電磁鋼板の周囲を巻いた巻線に８００Ａ／ｍの大きさの電流量を流せたとき、電磁鋼板に流れる磁束密度値を示す。
前記表１に示すように、焼鈍分離剤であるＭｇＯを塗布した比較例１及び２に比べて、ＡＰＰ−ＣＶＤ工程を用いてＴｉＯ２被膜を形成した本発明例１〜５は、より優れた鉄損特性を示すことが確認できる。一方、前記表１における比較例１及び２は、１次再結晶焼鈍処理された鋼板表面に焼鈍分離剤であるＭｇＯを塗布した場合であって、他の製造条件は本発明例１〜５と実質的に同一である。
以上、本発明の実施例及び発明例について詳細に説明したが、本発明の権利範囲はこれに限定されるものではなく、特許請求の範囲に記載された本発明の技術的思想を逸脱しない範囲内で多様な修正及び変形が可能であることは、当技術分野における通常の知識を有する者には自明である。
Claims (14)
- 鋼スラブを再加熱、熱間圧延、熱延板焼鈍、冷間圧延、１次再結晶焼鈍、及び２次再結晶焼鈍する工程を含む方向性電磁鋼板の製造方法であって、
前記１次再結晶焼鈍処理された鋼板の一面又は両面の一部又は全部に、常圧プラズマ化学蒸着工程（ＡＰＰ−ＣＶＤ）を用いてプラズマ状態で気相のセラミック前駆体を接触反応させることにより、セラミックコーティング層を形成した後、２次再結晶焼鈍することを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。 - 前記セラミックコーティング層は、大気圧条件下で高密度無線周波数を用いることで、鋼板表面に磁場を形成してプラズマを発生させた状態で、Ａｒ、Ｈｅ、及びＮ２のうち１種以上からなる第１ガスと気相のセラミック前駆体を混合した後、これを鋼板表面に接触反応させることによって形成されることを特徴とする請求項１に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
- 前記セラミックコーティング層は、Ｈ２、Ｏ２、及びＨ２Ｏのうち１種からなる第２ガスを前記第１ガス及びセラミック前駆体に追加混合した後、これを鋼板表面に接触反応させることによって形成されることを特徴とする請求項２に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
- 前記第１ガス及び第２ガスは、前記セラミック前駆体の気化点以上の温度に加熱されることを特徴とする請求項３に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
- 前記セラミックコーティング層がＴｉＯ２であるとき、前記セラミック前駆体として、ＴＴＩＰ（Ｔｉｔａｎｉｕｍ Ｉｓｏｐｒｏｐｏｘｉｄｅ、Ｔｉ｛ＯＣＨ（ＣＨ３）２｝４、又はＴｉＣｌ４を用いることを特徴とする請求項１に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
- 前記１次再結晶焼鈍する工程は、前記鋼板を脱炭と同時に浸窒するか、又は脱炭後に浸窒し、焼鈍して脱炭焼鈍された鋼板を得る工程であることを特徴とする請求項１に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
- 前記２次再結晶焼鈍する工程は、前記セラミックコーティング層が形成された鋼板を２段加熱した後、均熱処理する高温焼鈍工程であることを特徴とする請求項１に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
- 前記２次再結晶焼鈍工程後に、セラミックコーティング層が形成されている方向性電磁鋼板の表面に絶縁被膜を形成する工程をさらに含むことを特徴とする請求項１に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
- 前記鋼板は、重量％で、シリコン（Ｓｉ）：２．６〜４．５％、アルミニウム（Ａｌ）：０．０２０〜０．０４０％、マンガン（Ｍｎ）：０．０１〜０．２０％、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物からなることを特徴とする請求項１に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
- １次再結晶焼鈍処理された方向性電磁鋼板の製造用鋼板を設ける段階と、
前記鋼板の一面又は両面の一部又は全部に、常圧プラズマ化学蒸着工程（ＡＰＰ−ＣＶＤ）を用いてプラズマ状態で気相のセラミック前駆体を接触反応させることにより、セラミックコーティング層を形成する段階と、
前記セラミックコーティング層が形成された鋼板を２次再結晶焼鈍する段階と、を含むことを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。 - 前記セラミックコーティング層は、大気圧条件下で高密度無線周波数を用いることで、鋼板表面に磁場を形成してプラズマを発生させた状態で、Ａｒ、Ｈｅ及びＮ２のうち１種以上からなる第１ガスと気相のセラミック前駆体を混合した後、これを鋼板表面に接触反応させることによって形成されることを特徴とする請求項１０に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
- 前記セラミックコーティング層は、Ｈ２、Ｏ２、及びＨ２Ｏのうち１種からなる第２ガスを前記第１ガス及びセラミック前駆体に追加混合した後、これを鋼板表面に接触反応させることによって形成されることを特徴とする請求項１１に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
- 前記第１ガス及び第２ガスは、前記セラミック前駆体の気化点以上の温度に加熱されることを特徴とする請求項１２に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
- 前記セラミックコーティング層がＴｉＯ２であるとき、前記セラミック前駆体として、ＴＴＩＰ（Ｔｉｔａｎｉｕｍ Ｉｓｏｐｒｏｐｏｘｉｄｅ、Ｔｉ｛ＯＣＨ（ＣＨ３）２｝４、又はＴｉＣｌ４を用いることを特徴とする請求項１０に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
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