JPS6318605A - 超低鉄損一方向性けい素鋼板 - Google Patents
超低鉄損一方向性けい素鋼板Info
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Landscapes
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Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
(産業上の利用分野)
この発明は、超低鉄損一方向性けい素鋼板に関し、とく
に一方向性けい素鋼板の電気・磁気的特性の改善中でも
鉄損の有利な低減を図ったものである。
に一方向性けい素鋼板の電気・磁気的特性の改善中でも
鉄損の有利な低減を図ったものである。
一方向性けい素鋼板は、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(B16値で代表される)が高く、鉄損(W
+、15゜値で代表される)が低いことが要求される。
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(B16値で代表される)が高く、鉄損(W
+、15゜値で代表される)が低いことが要求される。
特に最近では省エネルギーの見地から電力損失の低減を
特徴とする請が著しく強まり、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・エバーリュージョン」 (
鉄損評価)制度が普及している。
特徴とする請が著しく強まり、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・エバーリュージョン」 (
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
仕上げ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小ひずみを導入して磁区を
細分化し、もって鉄損を低下させる方法が提案された(
特公昭57−2252号、特公昭57−53419号、
特公昭58−26405号及び特公昭5B−26406
号各公報参照)。
仕上げ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小ひずみを導入して磁区を
細分化し、もって鉄損を低下させる方法が提案された(
特公昭57−2252号、特公昭57−53419号、
特公昭58−26405号及び特公昭5B−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
心向はトランス材料としては効果的であるが、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っては
、レーザー照射によって折角導入さ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
ザー効果が失われるという欠点があった。
心向はトランス材料としては効果的であるが、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っては
、レーザー照射によって折角導入さ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
ザー効果が失われるという欠点があった。
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薄め
っきやさらにはその上に絶縁被膜を塗布焼付げすること
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。
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薄め
っきやさらにはその上に絶縁被膜を塗布焼付げすること
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低減法は、鏡面
仕上げ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
までに至ってはいない。
仕上げ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
までに至ってはいない。
(発明が解決しようとする問題点)
この発明は、仕上げ焼鈍後、鏡面状態に仕上げた一方向
性けい素鋼板の表面に、PVD 、 CVDさらにはイ
オンブレーティング法などのドライブレーティングによ
ってTiN被膜を被成する際、該TiN被膜の内部歪を
制御することによって鉄損の効果的な低減を可能ならし
めた鉄損特性に優れる一方向性けい素鋼板を提案するこ
とを目的とする。
性けい素鋼板の表面に、PVD 、 CVDさらにはイ
オンブレーティング法などのドライブレーティングによ
ってTiN被膜を被成する際、該TiN被膜の内部歪を
制御することによって鉄損の効果的な低減を可能ならし
めた鉄損特性に優れる一方向性けい素鋼板を提案するこ
とを目的とする。
(問題点を解決するための手段)
すなわちこの発明は、中心線平均粗さRaで0.4μm
以下に仕上げた鏡面仕上げ表面上に、ドライブレーティ
ングによって被成したTiN被膜をそなえる一方向性け
い素鋼板であって、35 T i N被膜が、(111
)面に結晶配向性を有し、かつそのX線回折による(]
、11)面ピークの半値幅が0.4deg以上であるこ
とを特徴とする超低鉄損一方向性けい素鋼板である。
以下に仕上げた鏡面仕上げ表面上に、ドライブレーティ
ングによって被成したTiN被膜をそなえる一方向性け
い素鋼板であって、35 T i N被膜が、(111
)面に結晶配向性を有し、かつそのX線回折による(]
、11)面ピークの半値幅が0.4deg以上であるこ
とを特徴とする超低鉄損一方向性けい素鋼板である。
まずこの発明の解明経緯について説明する。
けい素鋼板の鉄損は、一般にヒステリシス損と渦電流損
とに分けられる。
とに分けられる。
ところで窒化チタン(TiN)のような表面被膜を形成
した場合に、この被膜形成によってけい素鋼には張力が
働き、それによって渦電流損が減少するが、同時にTi
N被膜形成によって、鏡面状態に比べてヒステリシス損
が増加することが判明した。
した場合に、この被膜形成によってけい素鋼には張力が
働き、それによって渦電流損が減少するが、同時にTi
N被膜形成によって、鏡面状態に比べてヒステリシス損
が増加することが判明した。
したがってその張力が有効に働き、かつ被膜形成に伴う
ヒステリシス損の劣化が極力抑えられるようなTiN被
膜の形成が要請されるようになったのである。
ヒステリシス損の劣化が極力抑えられるようなTiN被
膜の形成が要請されるようになったのである。
そこで発明者らは、上記の観点に立って種々の実験並び
に考察を重ねた結果、コーティングされたTiNの内部
歪がけい素鋼の磁気特性に強い影響を与えることの知見
を得た。
に考察を重ねた結果、コーティングされたTiNの内部
歪がけい素鋼の磁気特性に強い影響を与えることの知見
を得た。
すなわち表面に被成したTiN被膜が、(111)面に
結晶配向性を有し、かつそのX線回折による(111)
面ビークの半値幅が0.4deg以上という状態とする
ことによって、方向性けい素鋼板の磁気特性が著しく向
上することが究明されたのである。
結晶配向性を有し、かつそのX線回折による(111)
面ビークの半値幅が0.4deg以上という状態とする
ことによって、方向性けい素鋼板の磁気特性が著しく向
上することが究明されたのである。
以下この発明を由来するに至った実験結果について説明
する。
する。
まずホローカソード(HCD)放電を利用したイオンブ
レーティング法によって、鏡面状態に仕上げた一方向性
けい素鋼板の表面に1.0μm厚のT iNの被覆を施
した。
レーティング法によって、鏡面状態に仕上げた一方向性
けい素鋼板の表面に1.0μm厚のT iNの被覆を施
した。
上記のイオンブレーティング処理において、ビーム出力
は60〇八、45v1基板の温度はT =300°C1
また反応時におけるN2分圧はP、□−6,7X IF
’ torrの一定とした。
は60〇八、45v1基板の温度はT =300°C1
また反応時におけるN2分圧はP、□−6,7X IF
’ torrの一定とした。
第1図に、基板に対する印加電圧vbを+40Vから一
120Vまで変化させてイオンブレーティング処理を施
したときの、印加電圧vbと製品板の鉄損低減量ΔWM
?/S。との関係について調べた結果を示す。
120Vまで変化させてイオンブレーティング処理を施
したときの、印加電圧vbと製品板の鉄損低減量ΔWM
?/S。との関係について調べた結果を示す。
なお同図には、生成したTiN被膜をX線回折して得ら
れた(111)面ビークの半値幅についての測定結果も
併記した。
れた(111)面ビークの半値幅についての測定結果も
併記した。
同図より明らかなように、印加電圧V、が一20V以下
の範囲においてΔ−+ qy5o > 0.08W/
kgという鉄損特性の著しい改善効果がみられた。
の範囲においてΔ−+ qy5o > 0.08W/
kgという鉄損特性の著しい改善効果がみられた。
またこのときのX線回折ではすべてに(111)面ビー
クが観察され、しかもその半値幅はいずれも2θで0.
4deg以上であった。
クが観察され、しかもその半値幅はいずれも2θで0.
4deg以上であった。
これに対しvbが一20V以上では、(111)面ビー
クの半値幅は0.4deg未満であり、鉄損低減量も△
(−1□7.。
クの半値幅は0.4deg未満であり、鉄損低減量も△
(−1□7.。
<0.03W/kgとあまり向上していない。
次に高周波励起イオンブレーティング法を用いて、鏡面
仕上げされた一方向性けい素鋼板の表面に1.0 μm
厚のTiNの被覆を施した。
仕上げされた一方向性けい素鋼板の表面に1.0 μm
厚のTiNの被覆を施した。
このときの電子ビーム出力は170mA 、 10kV
であリ、基板温度Tは300℃、反応時におけるN1分
圧PH2は1.6 X 10−’torr、そして基板
印加電圧は−100OVに設定した。
であリ、基板温度Tは300℃、反応時におけるN1分
圧PH2は1.6 X 10−’torr、そして基板
印加電圧は−100OVに設定した。
第2図に、高周波出力Pfを100Wから100OWま
で変化させてイオンブレーティング処理を施したときの
、高周波出力Pfと製品板の鉄損低減量Δh+t/s。
で変化させてイオンブレーティング処理を施したときの
、高周波出力Pfと製品板の鉄損低減量Δh+t/s。
との関係について調べた結果を、TiN被膜のXvA回
折による(111)面ビークの半値幅の測定結果と共に
示す。
折による(111)面ビークの半値幅の測定結果と共に
示す。
同図より明らかなように、高周波出力Pfが400−以
上のときΔh+tzs。>Q、08h/に、という鉄損
特性の著しい改善がみられたが、このときの(111)
面ピークの半値幅はいずれも0.4deg以上であった
。
上のときΔh+tzs。>Q、08h/に、という鉄損
特性の著しい改善がみられたが、このときの(111)
面ピークの半値幅はいずれも0.4deg以上であった
。
これに対しPfが400W未満では、(111)面ビー
クの半値幅は0.4deg未満であり、ΔWIT/S(
1も0.03h/kg未満と鉄損特性もほとんど向上し
なかった。
クの半値幅は0.4deg未満であり、ΔWIT/S(
1も0.03h/kg未満と鉄損特性もほとんど向上し
なかった。
さらにプラズマCVD法によって、一方向性けい素鋼板
の鏡面仕上げ表面上に0.5μm厚さのTiNの被覆を
施した。
の鏡面仕上げ表面上に0.5μm厚さのTiNの被覆を
施した。
かかるCVD処理において、高周波出力Pfを100−
から1000kまで変化させたときの、高周波出力Pf
と製品板の鉄損低減量ΔWl/S。との関係について調
べた結果を、TiN被膜の(111)面ビークの半値幅
の測定結果と共に、第3図に示す。
から1000kまで変化させたときの、高周波出力Pf
と製品板の鉄損低減量ΔWl/S。との関係について調
べた結果を、TiN被膜の(111)面ビークの半値幅
の測定結果と共に、第3図に示す。
なおその他の実験条件は次のとおりであった。
基板温度T : 500℃、ペーパーソース: TiC
1゜雰囲気ガス組成tlz:NH3= 1 : 1−、
ガス流速:2cc/min。
1゜雰囲気ガス組成tlz:NH3= 1 : 1−、
ガス流速:2cc/min。
第3図より明らかなように、高周波出力Pfが600−
以上でX線回折によるTiN被膜の(111)面ピーク
の半値幅が0.4deg以上の場合に、ΔWI7/So
が0,08h/kg以上の著しい鉄損特性改善効果が得
られている。
以上でX線回折によるTiN被膜の(111)面ピーク
の半値幅が0.4deg以上の場合に、ΔWI7/So
が0,08h/kg以上の著しい鉄損特性改善効果が得
られている。
以上第1〜3図に示した実験結果から、表面にT’iN
被膜を被成して方向性けい素鋼板の鉄損特性を向上させ
るためには、TiN被膜が(111)面に結晶配向性を
有し、かつX線回折による(111)面ピークの半値幅
が0.4deg以上とすることが肝要であることが突止
められたのである。
被膜を被成して方向性けい素鋼板の鉄損特性を向上させ
るためには、TiN被膜が(111)面に結晶配向性を
有し、かつX線回折による(111)面ピークの半値幅
が0.4deg以上とすることが肝要であることが突止
められたのである。
上記のような鉄損低減機構についてはまだ明確に解明さ
れたわけではないが、TiN被膜の内部歪が大きくなる
と、(111)面ビークの半値幅が大きくなり、同時に
基板であるけい素f4板に作用する張力が増大して、渦
電流損ひいては鉄損の低減が達成されるものと考えられ
る。
れたわけではないが、TiN被膜の内部歪が大きくなる
と、(111)面ビークの半値幅が大きくなり、同時に
基板であるけい素f4板に作用する張力が増大して、渦
電流損ひいては鉄損の低減が達成されるものと考えられ
る。
このように(111)面ピークの半値幅は、TiN被膜
の内部歪みの大きさの目安となり、従ってかかる(11
1)面ビークの半値幅を指標とすることによって効果的
な鉄損低減が実現されるのである。
の内部歪みの大きさの目安となり、従ってかかる(11
1)面ビークの半値幅を指標とすることによって効果的
な鉄損低減が実現されるのである。
(作 用)
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。
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素材成分、例え
ば ■c : o、oi〜0.05%、 Si : 2.5
0〜4.0%、Mn : 0.01〜0.2%、 Mo
: 0.003〜0.1%、Sb 70.005〜0
.2%、 S又はSeの1種あるい2種合計で、o、
oos〜0.05%を含有する組成■C: 0.01〜
0.08%、 Si : 2.0〜4.0%、s :
o、oos〜0.05%、N : 0.001〜0.0
1%、Sol Al: 0.01〜0.06%
。
ば ■c : o、oi〜0.05%、 Si : 2.5
0〜4.0%、Mn : 0.01〜0.2%、 Mo
: 0.003〜0.1%、Sb 70.005〜0
.2%、 S又はSeの1種あるい2種合計で、o、
oos〜0.05%を含有する組成■C: 0.01〜
0.08%、 Si : 2.0〜4.0%、s :
o、oos〜0.05%、N : 0.001〜0.0
1%、Sol 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: 0.01〜0.06%、 S
i : 2.0 〜4.0 %、s : o、oos
〜0.05%、B : 0.0003〜0.00
04%、N :0.001〜0.01%、Mn : 0
.01〜0.2%を含有する組成 ■C: 0.01〜0.06″”I、 、 St:
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.
05χ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0.151−から0.351W厚の最終冷延板厚と
する。
.01〜0.3 %、Mn : 0.01〜0.2%
を含有する組成■C: 0.01〜0.06%、 S
i : 2.0 〜4.0 %、s : o、oos
〜0.05%、B : 0.0003〜0.00
04%、N :0.001〜0.01%、Mn : 0
.01〜0.2%を含有する組成 ■C: 0.01〜0.06″”I、 、 St:
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.
05χ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0.151−から0.351W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°Cの湿水素中で脱炭・1次再結
晶焼鈍処理を施す。
後750℃から850°C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A It z03.ZrO□あるいは
TiO□lMgO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、フォルステライトが形成される
場合であっても形成されない場合であっても適用可能で
ある。仕上げ焼鈍後のフォルステライト被膜を形成させ
ないためにはA n 203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。
TiO□lMgO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、フォルステライトが形成される
場合であっても形成されない場合であっても適用可能で
ある。仕上げ焼鈍後のフォルステライト被膜を形成させ
ないためにはA n 203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、通常箱焼鈍によって直ちに1000
°C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。
<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、通常箱焼鈍によって直ちに1000
°C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。
この場合(110) <001>方位に、高度に揃った
2次再結晶粒組織を発達させるためには820℃から9
00°C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”C/hの昇温速度の除熱焼鈍で
もよい。
2次再結晶粒組織を発達させるためには820℃から9
00°C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”C/hの昇温速度の除熱焼鈍で
もよい。
2次再結晶焼鈍後の純化焼鈍は、飽水素中で1100℃
以上で1〜20時間焼鈍を行って、鋼板の純化を達成す
ることが必要である。
以上で1〜20時間焼鈍を行って、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ってもよい。
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ってもよい。
この酸化物除去処理の後、化学研磨あるいは電解研磨、
あるいはパ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Raで0.4
μm以下に仕上げる。
あるいはパ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Raで0.4
μm以下に仕上げる。
ここにRaを0.4 μm以下に限定したのは、Raが
0.4 μmを超えると表面が粗いために、充分な鉄損
の低減が期待できないからである。
0.4 μmを超えると表面が粗いために、充分な鉄損
の低減が期待できないからである。
その後、ドライブレーティング法によって、鏡面仕上げ
表面にTiNの被覆を施すわけであるが、このとき前述
したように処理条件を適切に設定して、得られるTiN
被膜が(111)面に結晶配向性を有し、X線回折によ
る(ill)面ピークの半値幅が2θで0.4deg以
上であるように制御することが肝要である。
表面にTiNの被覆を施すわけであるが、このとき前述
したように処理条件を適切に設定して、得られるTiN
被膜が(111)面に結晶配向性を有し、X線回折によ
る(ill)面ピークの半値幅が2θで0.4deg以
上であるように制御することが肝要である。
かかるTiN被膜を被成したのち、これに重ねて、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。
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
行なうことができる。
行なうことができる。
(実施例)
実施例I
C:0.044%、Si :3.42%、Mn:0.0
68%、Mo:0.025%、Se:0.024%およ
びSb:0.020%を含有する組成になる熱延板を、
900℃で3分間の均一化焼鈍後、950℃の中間焼鈍
をはさんで2回の冷間圧延を行なって0.2311厚の
最終冷延板とした。
68%、Mo:0.025%、Se:0.024%およ
びSb:0.020%を含有する組成になる熱延板を、
900℃で3分間の均一化焼鈍後、950℃の中間焼鈍
をはさんで2回の冷間圧延を行なって0.2311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A
1□0z(70%) 、 MgO(30%)を主成分と
する焼鈍分離剤を塗布した後、850℃で50時間の2
次再結晶焼鈍ついで飽水素中で1200℃、8時間の純
化焼鈍を行った。
1□0z(70%) 、 MgO(30%)を主成分と
する焼鈍分離剤を塗布した後、850℃で50時間の2
次再結晶焼鈍ついで飽水素中で1200℃、8時間の純
化焼鈍を行った。
その後酸洗により酸化被膜を除去後、電解研磨によって
中心線平均粗さRaで0.3μmの鏡面に仕上げた。
中心線平均粗さRaで0.3μmの鏡面に仕上げた。
ついでホローカソード放電イオンブレーティング法によ
り、基板温度=400℃、ビーム出カニ40V 、 5
00A、バイアス電圧Vb : 100Vおよび反応時
N2ガス圧PH2: 7.0X10−’torrの条件
下に、0.8μm厚のTiNを被成した。
り、基板温度=400℃、ビーム出カニ40V 、 5
00A、バイアス電圧Vb : 100Vおよび反応時
N2ガス圧PH2: 7.0X10−’torrの条件
下に、0.8μm厚のTiNを被成した。
かくして得られたTiN被膜は、(111)面に結晶配
向性を有し、X線回折による(111)面ピークの半値
幅は0.8degであった。
向性を有し、X線回折による(111)面ピークの半値
幅は0.8degであった。
またかかるTiN被膜付き一方向性けい素鋼板の磁気特
性は、 B、。= 1.92(T)、 W+、zs。・0.6
8(W/kg)と極めて良好であった。
性は、 B、。= 1.92(T)、 W+、zs。・0.6
8(W/kg)と極めて良好であった。
実施例2
C:0.063%、Si :3.36%、Mn:0.0
86%、A]:0.024%、S :0.028%、N
:0.0068%、Cu:0.1%およびSn:O,O
S%を含有する組成になる熱延板を、1150℃で3分
間の均−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。
86%、A]:0.024%、S :0.028%、N
:0.0068%、Cu:0.1%およびSn:O,O
S%を含有する組成になる熱延板を、1150℃で3分
間の均−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、鋼板表面にA
1□03(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℃/hで昇温しで2次再結晶させた後、飽水素中
で1200℃、8時間の純化焼鈍を行なった。
1□03(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℃/hで昇温しで2次再結晶させた後、飽水素中
で1200℃、8時間の純化焼鈍を行なった。
その後酸洗により酸化被膜を除去し、ついで化学研磨に
よって中心線平均粗さRaで0.2μmの鏡面に仕上げ
た。
よって中心線平均粗さRaで0.2μmの鏡面に仕上げ
た。
ついで連続プラズマCVD法により、基板温度:600
℃、高周波出力Pf :800W、ガス組成比:Ht
(TiCI4)/NHi = 1 、ガス流速: 3
cc/winの条件下に、TiNを1.0μm厚に被成
した。得られたTiN被膜は(111)面に結晶配向性
を有し、X線回折による(111)面ピークの半値幅は
0.6degであった。
℃、高周波出力Pf :800W、ガス組成比:Ht
(TiCI4)/NHi = 1 、ガス流速: 3
cc/winの条件下に、TiNを1.0μm厚に被成
した。得られたTiN被膜は(111)面に結晶配向性
を有し、X線回折による(111)面ピークの半値幅は
0.6degであった。
その後、りん酸塩とコロイダルシリカとを主成分とする
絶縁被膜を被覆した。
絶縁被膜を被覆した。
かくして得られた製品板の磁気特性は、B1゜・1.9
0(T)、 IL?zs。= 0.70(W/kg)
と極めて良好であった。
0(T)、 IL?zs。= 0.70(W/kg)
と極めて良好であった。
また密着性についても、15富■φの180 °曲げ
を行ってもはく離を生ぜず良好であった。
を行ってもはく離を生ぜず良好であった。
(発明の効果)
かくしてこの発明によれば、超低鉄損であり、かつ被膜
密着性に冨み、しかもたとえひずみ取り焼鈍の如き高温
処理を施した場合であっても特性の劣化を伴うことがな
い一方向性けい素鋼板を得ることができる。
密着性に冨み、しかもたとえひずみ取り焼鈍の如き高温
処理を施した場合であっても特性の劣化を伴うことがな
い一方向性けい素鋼板を得ることができる。
第1図は、HCD放電を利用したイオンブレーティング
法によって一方向性けい素鋼板の表面にTiN被膜を被
成した場合における基板印加電圧νbと製品板の鉄損低
減量ΔW1./S。と関係を、TiN被膜のX線回折に
よる(111)面ピークの半値幅と共に示したグラフ、 第2図は、高周波励起イオンブレーティング法を用いた
場合の高周波励起出力Pfと製品板の鉄損低減量ΔWB
zs。との関係を、(111)面ピークの半値幅と共に
示したグラフ、 第3図は、プラズマCVD法を用いた場合のPfとΔW
I7/S。との関係を、(111)面ピークの半値幅と
共に示したグラフである。
法によって一方向性けい素鋼板の表面にTiN被膜を被
成した場合における基板印加電圧νbと製品板の鉄損低
減量ΔW1./S。と関係を、TiN被膜のX線回折に
よる(111)面ピークの半値幅と共に示したグラフ、 第2図は、高周波励起イオンブレーティング法を用いた
場合の高周波励起出力Pfと製品板の鉄損低減量ΔWB
zs。との関係を、(111)面ピークの半値幅と共に
示したグラフ、 第3図は、プラズマCVD法を用いた場合のPfとΔW
I7/S。との関係を、(111)面ピークの半値幅と
共に示したグラフである。
Claims (1)
- 1、中心線平均粗さRaで0.4μm以下に仕上げた鏡
面仕上げ表面上に、ドライブレーティングによって被成
したTiN被膜をそなえる一方向性けい素鋼板であって
、該TiN被膜が、(111)面に結晶配向性を有し、
かつそのX線回折による(111)面ピークの半値幅が
0.4deg以上であることを特徴とする超低鉄損一方
向性けい素鋼板。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP16210786A JPS6318605A (ja) | 1986-07-11 | 1986-07-11 | 超低鉄損一方向性けい素鋼板 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP16210786A JPS6318605A (ja) | 1986-07-11 | 1986-07-11 | 超低鉄損一方向性けい素鋼板 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS6318605A true JPS6318605A (ja) | 1988-01-26 |
JPH0453084B2 JPH0453084B2 (ja) | 1992-08-25 |
Family
ID=15748178
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP16210786A Granted JPS6318605A (ja) | 1986-07-11 | 1986-07-11 | 超低鉄損一方向性けい素鋼板 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPS6318605A (ja) |
Cited By (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US9151421B2 (en) | 2011-11-05 | 2015-10-06 | Norma Germany Gmbh | Profiled clamp |
JP2021509143A (ja) * | 2017-12-26 | 2021-03-18 | ポスコPosco | 方向性電磁鋼板の製造方法 |
JP2021509145A (ja) * | 2017-12-26 | 2021-03-18 | ポスコPosco | 超低鉄損方向性電磁鋼板の製造方法 |
-
1986
- 1986-07-11 JP JP16210786A patent/JPS6318605A/ja active Granted
Cited By (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US9151421B2 (en) | 2011-11-05 | 2015-10-06 | Norma Germany Gmbh | Profiled clamp |
JP2021509143A (ja) * | 2017-12-26 | 2021-03-18 | ポスコPosco | 方向性電磁鋼板の製造方法 |
JP2021509145A (ja) * | 2017-12-26 | 2021-03-18 | ポスコPosco | 超低鉄損方向性電磁鋼板の製造方法 |
US11773490B2 (en) | 2017-12-26 | 2023-10-03 | Posco Co., Ltd | Method for producing oriented electrical steel sheet with ultra-low iron loss |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JPH0453084B2 (ja) | 1992-08-25 |
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