JPH0413426B2 - - Google Patents
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Description
(産業上の利用分野)
一方向性けい素鋼板の電気・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、一方向性けい素鋼板の使用
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招くことについての
開発研究の成果に関連して以下に述べる。 さて一方向性けい素鋼板は、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。 この一方向性けい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
けい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、一方向性けい
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
果がなくな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、一方向性けい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、超低鉄損一方向性けい素
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、とくにCVD反応における張力被
膜形成条件に根本的改善を加え、もつて有利な超
低鉄損化を達成することが、この発明の目的であ
る。 (問題点を解決するための手段) 上述した目的は次の事項を骨子とする構成によ
つて有利に充足される。 仕上焼鈍後の一方向性けい素鋼板表面上の酸化
物を除去した後、あるいはさらに研磨により中心
線平均粗さ0.4μm以下の鏡面状態に仕上げた後、
CVD処理するに際し、該鋼板を500〜1000℃の温
度範囲に加熱し、その加熱下該鋼板に0.1Kgf/
mm2以上、1.5Kgf/mm2以下の張力を付与してTi、
Zr、Hf、V、Nb、Ta、Cr、Mo、Co、Ni、
Mn、Al、B及びSiの窒化物のうちから選ばれる
少なくとも1種から主としてなり、それらの地鉄
との混合相を介し仕上げ表面と強固に被着した張
力被膜を被成させることを特徴とする超低鉄損一
方向性けい素鋼板の製造方法に関する。 上記の手順でこの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。 C≒0.044%、Si:3.32%、Mn:0.066%、Se:
0.022%、Sb:0.025%、Mo:0.022%を含有する
けい素鋼スラブを1380℃で6時間加熱後熱間圧延
して2.3mm厚の熱延板とした。 その後950℃の中間焼鈍を挟み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℃の湿水素中で脱炭を兼ねる1次再
結晶焼鈍を施した後の鋼板表面にAl2O3(65%)、
MgO(30%)、ZrO2(3%)、TiO2(2%)の組成
になる焼鈍分離剤を塗布し、鋼板表面上にスラリ
ー塗布した。その後850℃で50時間の焼鈍により
2次再結晶させた後1200℃で5時間乾水素中で純
化焼鈍を施した。 その後鋼板表面上の酸化物を除去後、電界研磨
により鋼板表面を中心線平均粗さ0.1μmの鏡面状
態に仕上げた。 その後試料に3Kgf/mm2までの荷重をかけると
同時に0〜1300℃まで試料加熱ができるようにし
た実験装置を使用して、鋼板を加熱すると同時に
張力をかけた状態でCVD装置を使用してTiCl4と
H2とN2あるいはNH3の混合ガス中で鋼板表面上
にTiNの極薄被膜(0.9μm厚)を形成させた。 この場合700℃以上ではTiCl4とH2とN2の混合
ガス中で、また700℃以下ではTiCl4とH2とNH3
の混合ガス中でTiNの薄膜を形成させた。 このCVD処理後の鋼板表面上にりん酸塩とコ
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施した。 このときの製品の磁気特性の測定結果をCVD
処理時の試料温度と試料の引張り荷重との関係で
第1図に示す。 第1図から明らかなようにCVDのとくに、500
〜1000℃の温度範囲で0.1Kgf/mm2から1.5Kgf/
mm2の引張り荷重範囲できわめて良好な磁気特性が
安定して得られることがわかる。 (作用) このようにCVD処理時の温度と引張り荷重に
よる磁気特性向上の理由は、試料温度が500℃か
ら1000℃の高温下において鋼板を熱的に膨脹した
状況下で熱膨脹が鋼板と異なり、而も膨脹係数の
小さいTiN極薄膜を形成させることによつて、
鋼板に弾性引張り張力を効果的に附与することが
できるためと考えられる。さらに鋼板への引張り
張力は試料に0.1〜1.5Kgf/mm2の範囲で引張り張
力を加えた状態ではさらに鋼板とTiN極薄膜と
の間における張力が増進され磁気特性を効果的に
向上させ得ると考えられる。 この発明による磁気特性の向上は酸化物を除去
した鋼板あるいは鏡面仕上げした鋼板と、CVD
反応によつて付着させた極薄膜との間に強い密着
性を保つた状態で強い張力がけい素鋼板の面上に
働いて従来比類のない超低鉄損が実現されるので
ある。 またこの発明では塑性的な微小歪みの働きを利
用するわけではないので、熱安定性に何等の問題
なくひずみ取り焼鈍の如き高温の熱履歴の下でも
電気・磁気的特性に影響されるところがない。 ここに、仕上焼鈍後の一方向性けい素鋼板は表
面上の酸化物を除去し、あるいはさらに研磨によ
り鏡面状態とした後で、CVD反応させることが
必要である。 鏡面状態における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のときは表面が粗いため十分な鉄損低減
が期待できない。 酸化物の除去は酸洗等の化学的処理あるいは研
削等の機械的処理等を用いて良く、また前記鏡面
状態の形成に際しては化学研磨、電解研磨あるい
はバフ研磨を好適に用いることができる。 次にこの張力被膜の膜厚は0.05〜2.0μmの範囲
が好適であり、0.05μmに達しないときは必要な
張力付与に十分寄与し得ない。一方2μmをこえ
ると、占積率及び密着性に不利が生じると共に経
済的でなくなる傾向がある。 以上の実験結果は、TiNよりなる張力被膜に
ついて専ら述べたが張力被膜はこのほかにもZr、
Hf、V、Nb、Ta、Cr、Mo、Co、Ni、Mn、
Al、B及びSiの窒化物のうちから挙げられる少
なくとも1種より主としてなる場合にあつても、
TiNについてのべたところとほぼ同様な作用効
果をあらわし、何れもこの発明の目的に適合す
る。 次にこの発明による、一方向性けい素鋼板の製
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けい素鋼板素材
成分、例えば C:0.01〜0.05%、Si:2.0〜4.0%、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2種合計で、
0.005〜0.05%を含有す組成 C:0.01〜0.08%、Si:2.0〜4.0%、S:
0.005〜0.05%、N:0.001〜0.01%、SolAl:
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:0.01〜0.06%、Si:2.0〜4.0%、S:
0.005〜0.05%、B:0.0003〜0.0004%、N:
0.001〜0.01%、Mn:0.01〜0.2%を含有する組
成 C:0.01〜0.06%、Si:2.0〜4.0%、Mn:
0.01〜0.2% 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:0.01〜0.05%、Si:2.0〜4.0%、Mn:
0.01〜0.2%、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 の如きにおいて適用可能である。 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Al2O3、ZrO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
能であるが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望ましい。 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、鋼板の純
化を達成することが必要である。 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、硝酸又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。 この除去処理の後、化学研磨あるいは電解研
磨、あるいはバフ研磨による機械的研磨等従来の
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、前記温度範囲でCVD処理を行うが、
その場合鋼板には0.1〜1.5Kgf/mm2の範囲で張力
を付加することが必要である。この張力付加は鋼
板に直接引張り応力を加えるか、あるいは連続で
行う場合にはコイルに引張を加える等従来公知の
いずれの方法を用いても良い。 またCVD処理の際にTiCl4などと同時に用いる
反応ガスは処理温度が700℃以上の場合は、H2と
N2の混合ガスを用いて表面に窒化物被膜を形成
させるのが好適であり、また700℃以下ではH2と
NH3の混合ガスを用いて鋼板表面に窒化物の被
膜を形成させるのが好適である。 この際の鋼板表面には0.005〜2μm程度の厚み
の窒化物の張力被膜を形成させるのが好適であ
る。 このようなCVD法によりTi、Zr、Hf、V、
Nb、Ta、Cr、Mo、Co、Ni、Mn、Al、B、Si
等の窒化物の張力被膜を形成したあと、これに重
ねて、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とが、100万
KVAにも上る大容量トランスの使途においてと
くに必要であり、この絶縁性塗布焼付層の形成の
如きは、従来公知の手法を用いて良い。 上記のように処理されたけい素鋼板は平たん化
熱処理を行うことができる。 実施例 実施例 1 C:0.048%、Si:3.32%、Mn:0.076.%、
Al:0.024%、S:0.025%、N:0.0064%、 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℃の温間圧延を施して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、800℃で0.5Kgf/
mm2の引張り張力下で、TiCl4とH2とN2の混合ガ
ス中で0.8μm厚のTiN被膜を形成させた後、実施
例1と同様にして絶縁被膜を形成し、その後800
℃で2時間のひずみ取り焼鈍を行つた。そのとき
の製品の磁気特性は次のとおりであつた。 B10=1.92T、W17/50=0.65W/Kg 実施例 2 C:0.042%、Si:3.41%、Mn:0.064%、
Mo:0.026%、Se:0.021%、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0.20mm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Al2O3(60%)、MgO(25%)、ZnO(15%)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次再結晶焼鈍をし、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酸化物被膜を除去
後、3%HFとH2O2液中で化学研磨して鏡面に仕
上げた。 その後CVD装置を用いて、試料表面温度約900
℃、試料引張り荷重0.5Kgf/mm2でBN、Si3N4、
ZrN、AlN、HfN、NbN、VN、Cr2N、Mo2N、
Co2Nの張力薄膜(0.5〜0.9μm厚)を形成させた
後、絶縁被膜を施した。そのときの製品の磁気特
性を表1に示す。
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、一方向性けい素鋼板の使用
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招くことについての
開発研究の成果に関連して以下に述べる。 さて一方向性けい素鋼板は、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。 この一方向性けい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
けい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、一方向性けい
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
果がなくな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、一方向性けい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、超低鉄損一方向性けい素
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、とくにCVD反応における張力被
膜形成条件に根本的改善を加え、もつて有利な超
低鉄損化を達成することが、この発明の目的であ
る。 (問題点を解決するための手段) 上述した目的は次の事項を骨子とする構成によ
つて有利に充足される。 仕上焼鈍後の一方向性けい素鋼板表面上の酸化
物を除去した後、あるいはさらに研磨により中心
線平均粗さ0.4μm以下の鏡面状態に仕上げた後、
CVD処理するに際し、該鋼板を500〜1000℃の温
度範囲に加熱し、その加熱下該鋼板に0.1Kgf/
mm2以上、1.5Kgf/mm2以下の張力を付与してTi、
Zr、Hf、V、Nb、Ta、Cr、Mo、Co、Ni、
Mn、Al、B及びSiの窒化物のうちから選ばれる
少なくとも1種から主としてなり、それらの地鉄
との混合相を介し仕上げ表面と強固に被着した張
力被膜を被成させることを特徴とする超低鉄損一
方向性けい素鋼板の製造方法に関する。 上記の手順でこの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。 C≒0.044%、Si:3.32%、Mn:0.066%、Se:
0.022%、Sb:0.025%、Mo:0.022%を含有する
けい素鋼スラブを1380℃で6時間加熱後熱間圧延
して2.3mm厚の熱延板とした。 その後950℃の中間焼鈍を挟み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℃の湿水素中で脱炭を兼ねる1次再
結晶焼鈍を施した後の鋼板表面にAl2O3(65%)、
MgO(30%)、ZrO2(3%)、TiO2(2%)の組成
になる焼鈍分離剤を塗布し、鋼板表面上にスラリ
ー塗布した。その後850℃で50時間の焼鈍により
2次再結晶させた後1200℃で5時間乾水素中で純
化焼鈍を施した。 その後鋼板表面上の酸化物を除去後、電界研磨
により鋼板表面を中心線平均粗さ0.1μmの鏡面状
態に仕上げた。 その後試料に3Kgf/mm2までの荷重をかけると
同時に0〜1300℃まで試料加熱ができるようにし
た実験装置を使用して、鋼板を加熱すると同時に
張力をかけた状態でCVD装置を使用してTiCl4と
H2とN2あるいはNH3の混合ガス中で鋼板表面上
にTiNの極薄被膜(0.9μm厚)を形成させた。 この場合700℃以上ではTiCl4とH2とN2の混合
ガス中で、また700℃以下ではTiCl4とH2とNH3
の混合ガス中でTiNの薄膜を形成させた。 このCVD処理後の鋼板表面上にりん酸塩とコ
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施した。 このときの製品の磁気特性の測定結果をCVD
処理時の試料温度と試料の引張り荷重との関係で
第1図に示す。 第1図から明らかなようにCVDのとくに、500
〜1000℃の温度範囲で0.1Kgf/mm2から1.5Kgf/
mm2の引張り荷重範囲できわめて良好な磁気特性が
安定して得られることがわかる。 (作用) このようにCVD処理時の温度と引張り荷重に
よる磁気特性向上の理由は、試料温度が500℃か
ら1000℃の高温下において鋼板を熱的に膨脹した
状況下で熱膨脹が鋼板と異なり、而も膨脹係数の
小さいTiN極薄膜を形成させることによつて、
鋼板に弾性引張り張力を効果的に附与することが
できるためと考えられる。さらに鋼板への引張り
張力は試料に0.1〜1.5Kgf/mm2の範囲で引張り張
力を加えた状態ではさらに鋼板とTiN極薄膜と
の間における張力が増進され磁気特性を効果的に
向上させ得ると考えられる。 この発明による磁気特性の向上は酸化物を除去
した鋼板あるいは鏡面仕上げした鋼板と、CVD
反応によつて付着させた極薄膜との間に強い密着
性を保つた状態で強い張力がけい素鋼板の面上に
働いて従来比類のない超低鉄損が実現されるので
ある。 またこの発明では塑性的な微小歪みの働きを利
用するわけではないので、熱安定性に何等の問題
なくひずみ取り焼鈍の如き高温の熱履歴の下でも
電気・磁気的特性に影響されるところがない。 ここに、仕上焼鈍後の一方向性けい素鋼板は表
面上の酸化物を除去し、あるいはさらに研磨によ
り鏡面状態とした後で、CVD反応させることが
必要である。 鏡面状態における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のときは表面が粗いため十分な鉄損低減
が期待できない。 酸化物の除去は酸洗等の化学的処理あるいは研
削等の機械的処理等を用いて良く、また前記鏡面
状態の形成に際しては化学研磨、電解研磨あるい
はバフ研磨を好適に用いることができる。 次にこの張力被膜の膜厚は0.05〜2.0μmの範囲
が好適であり、0.05μmに達しないときは必要な
張力付与に十分寄与し得ない。一方2μmをこえ
ると、占積率及び密着性に不利が生じると共に経
済的でなくなる傾向がある。 以上の実験結果は、TiNよりなる張力被膜に
ついて専ら述べたが張力被膜はこのほかにもZr、
Hf、V、Nb、Ta、Cr、Mo、Co、Ni、Mn、
Al、B及びSiの窒化物のうちから挙げられる少
なくとも1種より主としてなる場合にあつても、
TiNについてのべたところとほぼ同様な作用効
果をあらわし、何れもこの発明の目的に適合す
る。 次にこの発明による、一方向性けい素鋼板の製
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けい素鋼板素材
成分、例えば C:0.01〜0.05%、Si:2.0〜4.0%、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2種合計で、
0.005〜0.05%を含有す組成 C:0.01〜0.08%、Si:2.0〜4.0%、S:
0.005〜0.05%、N:0.001〜0.01%、SolAl:
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:0.01〜0.06%、Si:2.0〜4.0%、S:
0.005〜0.05%、B:0.0003〜0.0004%、N:
0.001〜0.01%、Mn:0.01〜0.2%を含有する組
成 C:0.01〜0.06%、Si:2.0〜4.0%、Mn:
0.01〜0.2% 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:0.01〜0.05%、Si:2.0〜4.0%、Mn:
0.01〜0.2%、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 の如きにおいて適用可能である。 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Al2O3、ZrO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
能であるが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望ましい。 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、鋼板の純
化を達成することが必要である。 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、硝酸又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。 この除去処理の後、化学研磨あるいは電解研
磨、あるいはバフ研磨による機械的研磨等従来の
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、前記温度範囲でCVD処理を行うが、
その場合鋼板には0.1〜1.5Kgf/mm2の範囲で張力
を付加することが必要である。この張力付加は鋼
板に直接引張り応力を加えるか、あるいは連続で
行う場合にはコイルに引張を加える等従来公知の
いずれの方法を用いても良い。 またCVD処理の際にTiCl4などと同時に用いる
反応ガスは処理温度が700℃以上の場合は、H2と
N2の混合ガスを用いて表面に窒化物被膜を形成
させるのが好適であり、また700℃以下ではH2と
NH3の混合ガスを用いて鋼板表面に窒化物の被
膜を形成させるのが好適である。 この際の鋼板表面には0.005〜2μm程度の厚み
の窒化物の張力被膜を形成させるのが好適であ
る。 このようなCVD法によりTi、Zr、Hf、V、
Nb、Ta、Cr、Mo、Co、Ni、Mn、Al、B、Si
等の窒化物の張力被膜を形成したあと、これに重
ねて、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とが、100万
KVAにも上る大容量トランスの使途においてと
くに必要であり、この絶縁性塗布焼付層の形成の
如きは、従来公知の手法を用いて良い。 上記のように処理されたけい素鋼板は平たん化
熱処理を行うことができる。 実施例 実施例 1 C:0.048%、Si:3.32%、Mn:0.076.%、
Al:0.024%、S:0.025%、N:0.0064%、 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℃の温間圧延を施して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、800℃で0.5Kgf/
mm2の引張り張力下で、TiCl4とH2とN2の混合ガ
ス中で0.8μm厚のTiN被膜を形成させた後、実施
例1と同様にして絶縁被膜を形成し、その後800
℃で2時間のひずみ取り焼鈍を行つた。そのとき
の製品の磁気特性は次のとおりであつた。 B10=1.92T、W17/50=0.65W/Kg 実施例 2 C:0.042%、Si:3.41%、Mn:0.064%、
Mo:0.026%、Se:0.021%、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0.20mm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Al2O3(60%)、MgO(25%)、ZnO(15%)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次再結晶焼鈍をし、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酸化物被膜を除去
後、3%HFとH2O2液中で化学研磨して鏡面に仕
上げた。 その後CVD装置を用いて、試料表面温度約900
℃、試料引張り荷重0.5Kgf/mm2でBN、Si3N4、
ZrN、AlN、HfN、NbN、VN、Cr2N、Mo2N、
Co2Nの張力薄膜(0.5〜0.9μm厚)を形成させた
後、絶縁被膜を施した。そのときの製品の磁気特
性を表1に示す。
【表】
(発明の効果)
この発明はCVD法に従う窒化物張力被膜によ
る一方向性けい素鋼板の超低鉄損化をとくに有利
に導くことができる。
る一方向性けい素鋼板の超低鉄損化をとくに有利
に導くことができる。
第1図はCVD処理条件と磁気特性の関係図で
ある。
ある。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 1 仕上焼鈍後の一方向性けい素鋼板表面上の酸
化物を除去した後、CVD処理によつて、Ti,Zr,
Hf,V,Nb,Ta,Cr,Mo,Co,Ni,Mn,
Al,B及びSiの窒化物のうちから選ばれる少な
くとも1種から主としてなり、それらの地鉄との
混合相を介し仕上げ表面と強固に被着した張力被
膜を鋼板表面に形成させる際に該鋼板を500〜
1000℃の温度範囲に加熱し、その加熱下該鋼板に
0.1Kgf/mm2以上、1.5Kgf/mm2以下の張力を付加
することを特徴とする超低鉄損一方向性けい素鋼
板の製造方法。 2 仕上焼鈍後の一方向性けい素鋼板表面上の酸
化物を除去し、ついで研磨により中心線平均粗さ
0.4μm以下の鏡面状態に仕上げた後、CVD処理
によつて、Ti,Zr,Hf,V,Nb,Ta,Cr,
Mo,Co,Ni,Mn,Al,B及びSiの窒化物のう
ちから選ばれる少なくとも1種から主としてな
り、それらの地鉄との混合相を介し仕上げ表面と
強固に被着した張力被膜を鋼板表面に形成させる
際に該鋼板を500〜1000℃の温度範囲に加熱し、
その加熱下該鋼板に0.1Kgf/mm2以上、1.5Kgf/
mm2以下を張力と付加することを特徴とする超低鉄
損一方向性けい素鋼板の製造方法。
Priority Applications (4)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP3176486A JPS62192581A (ja) | 1986-02-18 | 1986-02-18 | 超低鉄損一方向性けい素鋼板の製造方法 |
US06/907,734 US4713123A (en) | 1985-02-22 | 1986-02-21 | Method of producing extra-low iron loss grain oriented silicon steel sheets |
PCT/JP1986/000087 WO1986004929A1 (en) | 1985-02-22 | 1986-02-21 | Process for producing unidirectional silicon steel plate with extraordinarily low iron loss |
EP86904726A EP0215134B1 (en) | 1985-02-22 | 1986-02-21 | Process for producing unidirectional silicon steel plate with extraordinarily low iron loss |
Applications Claiming Priority (1)
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---|---|---|---|
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JPS62192581A JPS62192581A (ja) | 1987-08-24 |
JPH0413426B2 true JPH0413426B2 (ja) | 1992-03-09 |
Family
ID=12340101
Family Applications (1)
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JP3176486A Granted JPS62192581A (ja) | 1985-02-22 | 1986-02-18 | 超低鉄損一方向性けい素鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
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JP (1) | JPS62192581A (ja) |
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KR102458991B1 (ko) * | 2018-03-30 | 2022-10-25 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 방향성 전기 강판의 제조 방법 및 연속 성막 장치 |
Citations (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS6332850A (ja) * | 1986-07-24 | 1988-02-12 | Mitsubishi Electric Corp | イオン注入装置 |
JPS6335684A (ja) * | 1986-07-30 | 1988-02-16 | Fuji Photo Film Co Ltd | 被曝熱エネルギ−量表示材料 |
-
1986
- 1986-02-18 JP JP3176486A patent/JPS62192581A/ja active Granted
Patent Citations (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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JPS6332850A (ja) * | 1986-07-24 | 1988-02-12 | Mitsubishi Electric Corp | イオン注入装置 |
JPS6335684A (ja) * | 1986-07-30 | 1988-02-16 | Fuji Photo Film Co Ltd | 被曝熱エネルギ−量表示材料 |
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