WO2012017671A1 - 方向性電磁鋼板 - Google Patents

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雅紀 竹中
稔 高島
山口　広
大村　健
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Ｊｆｅスチール株式会社
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Definitions

  • the present invention relates to a so-called grain-oriented electrical steel sheet in which crystal grains are accumulated in a Miller index ⁇ 110 ⁇ parallel to the plate surface and ⁇ 001> parallel to the rolling direction.
  • the grain-oriented electrical steel sheet of the present invention is a soft magnetic material, and is mainly suitable as an iron core of electrical equipment such as a transformer.
  • the grain-oriented electrical steel sheet is mainly used as an iron core of electrical equipment such as a transformer, and is required to have excellent magnetization characteristics, particularly low iron loss.
  • magnetic flux density B 8 at a magnetic field strength of 800 A / m and iron loss W 17/50 per kg of steel sheet when magnetized up to 1.7 T with an alternating magnetic field with an excitation frequency of 50 Hz are mainly used. It is done.
  • Patent Document 1 proposes a technique for reducing the iron loss by narrowing the magnetic domain width by irradiating the final product plate with laser and introducing a linear high dislocation density region into the steel sheet surface layer.
  • Patent Document 2 proposes a technique for controlling the magnetic domain width by electron beam irradiation.
  • the present invention has been developed in view of the above-mentioned present situation, and has been a concern in the past even after artificial domain subdivision processing by strain introduction processing at high energy that can obtain the maximum effect of reducing iron loss.
  • An object of the present invention is to provide a grain-oriented electrical steel sheet that effectively reduces the warpage of the steel sheet and has a sufficiently low iron loss.
  • the gist configuration of the present invention is as follows. 1.
  • Directionality in which the tension applied to the steel plate surface of the tension-imparting coating before the strain introduction treatment satisfies the relationship of the following formula (1), and the warpage of the steel plate after the strain introduction treatment is 1 mm or more and 10 mm or less. Electrical steel sheet.
  • the amount of warpage of the steel sheet indicates the amount of displacement between the end opposite to the fixed end when a sample with a length of 280 mm in the rolling direction is fixed with the perpendicular direction in the rolling direction being perpendicular and sandwiching one end in the rolling direction at 30 mm.
  • a grain-oriented electrical steel sheet having a tension-imparting base coating on the surface of the steel sheet and introducing a strain on one side of the steel sheet to change the magnetic domain structure,
  • the amount of warpage of the steel sheet indicates the amount of displacement between the end opposite to the fixed end when a sample with a length of 280 mm in the rolling direction is fixed with the perpendicular direction in the rolling direction being perpendicular and sandwiching one end in the rolling direction at 30 mm.
  • the amount of warpage of the steel sheet indicates the amount of displacement between the end opposite to the fixed end when a sample with a length of 280 mm in the rolling direction is fixed with the perpendicular direction in the rolling direction being perpendicular and sandwiching one end in the rolling direction at 30 mm.
  • the warpage of the steel plate which has been a problem in the past, can be greatly reduced, and the iron loss reduction effect can be obtained.
  • the present invention will be specifically described below.
  • the strain introduction surface and the opposite surface (hereinafter referred to as non-strain introduction surface) Therefore, it is considered a problem in the past by increasing the tension applied to the non-strain-introducing surface. It is characterized in that it suppresses the warpage of the steel plate at the strain introduction surface.
  • the process of changing the magnetic domain structure by introducing strain on one side of the steel sheet is called a magnetic domain refinement process.
  • a magnetic domain refinement process there is no problem even if the strain introduced into one surface of the steel plate affects the magnetic domain structure on the opposite surface of the steel plate.
  • the undercoat is usually a so-called subscale consisting of firelite (Fe 2 SiO 4 ) and silica (SiO 2 ) formed on the steel plate surface before final finish annealing and magnesia (MgO) applied as an annealing separator.
  • firelite Fe 2 SiO 4
  • silica SiO 2
  • MgO magnesia
  • the insulating coating is usually applied immediately before the flattening annealing performed after the final finish annealing, and tensile stress is applied to the steel plate side due to the difference in thermal expansion coefficient between the steel plate and the insulating coating during the flattening annealing.
  • the tensile stress applied to the steel sheet increases in proportion to the thickness of the insulating coating. That is, by changing the thickness of the insulating coating on the front and back surfaces of the steel plate, the tensile stress applied to each of the front and back surfaces of the steel plate can be changed.
  • the present invention will be described using experimental data.
  • one side was subjected to magnetic domain fragmentation treatment in which an electron beam was irradiated in a direction perpendicular to the rolling direction.
  • the acceleration voltage was 100 kV
  • the irradiation interval was 10 mm
  • the beam current was changed to three conditions of 1 mA, 3 mA, and 10 mA.
  • the insulation coating tension of the strain-introduced surface and the non-strain-introduced surface was calculated.
  • a sample with a length of 280 mm in the rolling direction is placed perpendicular to the direction perpendicular to the rolling direction, fixed with a 30 mm end in the rolling direction, and the displacement at the opposite end is simply evaluated as the amount of warpage of the steel sheet. did.
  • the tension ratio is 1.2 or more and 1.6 or less, and the amount of warpage of the steel plate toward the strain introduction surface side is 3 mm or more and 8 mm or less.
  • W 17/50 ⁇ 0.70 W / kg (plate thickness) : 0.23mm) the iron loss value could be reduced.
  • the insulation film tension was controlled by controlling the basis weight of the insulation film after the finish annealing on the strain-introduced surface and the non-strain-introduced surface.
  • Forsterite film tension can be controlled, for example, by changing the coating amount of the annealing separator before the finish annealing.
  • the irradiation direction is a direction crossing the rolling direction, preferably 60 to 90 ° with respect to the rolling direction, and is preferably irradiated linearly at intervals of about 3 to 15 mm.
  • “linear” includes not only a solid line but also a dotted line and a broken line.
  • it is effective to apply an acceleration voltage of 10 to 200 kV, a current of 0.005 to 10 mA, and a beam diameter of 0.005 to 1 mm in a linear form.
  • the power density depends on the scanning speed of the laser beam, but is preferably in the range of 100 to 10000 W / mm 2 . Also effective is a method in which the power density is constant and the power density is periodically changed by modulation.
  • a semiconductor laser-excited fiber laser or the like is effective as an excitation source.
  • Si 2.0 to 8.0% by mass
  • Si 2.0-8.0% by mass
  • Si is an element effective for increasing the electrical resistance of steel and improving iron loss.
  • the content is 2.0% by mass or more, the effect of reducing iron loss is particularly good.
  • the Si content is preferably in the range of 2.0 to 8.0% by mass.
  • C 0.08% by mass or less C is added to improve the texture, but if it exceeds 0.08% by mass, the burden of reducing C to 50 mass ppm or less at which no magnetic aging occurs during the manufacturing process increases. 0.08% by mass or less is preferable.
  • the lower limit since a secondary recrystallization is possible even for a material not containing C, it is not particularly necessary to provide it.
  • Mn 0.005 to 1.0 mass% Mn is an element necessary for improving the hot workability, but if the content is less than 0.005% by mass, the effect of addition is poor. On the other hand, when the content is 1.0% by mass or less, the magnetic flux density of the product plate is particularly good. Therefore, the Mn content is preferably in the range of 0.005 to 1.0% by mass.
  • an inhibitor when used to cause secondary recrystallization, for example, Al and N are used when an AlN inhibitor is used, and Mn and Se are used when an MnS ⁇ MnSe inhibitor is used. And / or an appropriate amount of S may be contained.
  • both inhibitors may be used in combination.
  • the preferred contents of Al, N, S and Se are Al: 0.01 to 0.065 mass%, N: 0.005 to 0.012 mass%, S: 0.005 to 0.03 mass%, and Se: 0.005 to 0.03 mass%, respectively.
  • the present invention can also be applied to grain-oriented electrical steel sheets in which the contents of Al, N, S, and Se are limited and no inhibitor is used.
  • the amounts of Al, N, S and Se are preferably suppressed to Al: 100 mass ppm or less, N: 50 mass ppm or less, S: 50 mass ppm or less, and Se: 50 mass ppm or less.
  • Ni 0.03-1.50 mass%
  • Sn 0.01-1.50 mass%
  • Sb 0.005-1.50 mass%
  • Cu 0.03-3.0 mass%
  • P 0.03-0.50 mass%
  • Mo 0.005-0.10 mass%
  • Cr At least one Ni selected from 0.03 to 1.50 mass% is an element useful for further improving the hot rolled sheet structure and further improving the magnetic properties.
  • the content is less than 0.03% by mass, the effect of improving the magnetic properties is small.
  • the content is 1.5% by mass or less, the stability of secondary recrystallization is increased, and the magnetic properties are further improved.
  • the Ni content is preferably in the range of 0.03 to 1.5% by mass.
  • Sn, Sb, Cu, P, Mo and Cr are elements useful for improving the magnetic properties, respectively, but if any of them is less than the lower limit of each component described above, the effect of improving the magnetic properties is small, When the amount is not more than the upper limit amount of each component described above, the development of secondary recrystallized grains is the best. For this reason, it is preferable to make it contain in said range, respectively.
  • the balance other than the above components is inevitable impurities and Fe mixed in the manufacturing process.
  • one having a magnetic flux density B 8 of 1.90 T or more is advantageously adapted. This is because, when the magnetic flux density B 8 is low, the deviation angle between the rolling direction and ⁇ 001> of the secondary recrystallized grains in the final finish annealed sheet increases, and the elevation angle from the steel sheet of ⁇ 001> (hereinafter referred to as ⁇ angle). ) Also increases. When the misalignment angle is increased, the hysteresis loss is deteriorated, and when the ⁇ angle is increased, the magnetic domain width is narrowed, and the effect of reducing the iron loss by the magnetic domain subdivision process cannot be obtained sufficiently. More preferably, B 8 ⁇ 1.92T.
  • the steel slab having the component composition described above is a grain oriented electrical steel sheet in which a tensile insulating coating is formed after secondary recrystallization annealing through a process generally following that of grain oriented electrical steel sheets. That is, hot rolling is performed after slab heating, the final sheet thickness is obtained by one or more cold rolling sandwiching intermediate annealing, and then decarburization / primary recrystallization annealing is performed. The annealed separating agent is applied, and a final finish annealing including a secondary recrystallization process and a purification process is performed.
  • MgO as a main component means that it may contain a known annealing separator component or property improving component other than MgO as long as it does not inhibit the formation of the forsterite film which is the object of the present invention. To do. Thereafter, for example, a coating treatment liquid mainly composed of colloidal silica and one or more of phosphates such as Al, Mg, Ca, and Zn may be applied and baked to form a tension-imparting insulating film.
  • the main component is colloidal silica and one or more of phosphates such as Al, Mg, Ca, Zn, etc., as long as they do not hinder the formation of the insulating coating targeted by the present invention. It means that a known insulating coating component or characteristic improving component may be contained.
  • the surface on which strain is to be introduced (strain-introduced surface) and strain are scheduled to be introduced.
  • heat strain-type magnetic domain subdivision treatment is performed from the strain-introduced surface (surface where the steel sheet becomes convex), The degree of magnetic domain subdivision (irradiation intensity of electron beam, laser, etc.) is adjusted so that the amount of warpage falls within a predetermined range.
  • Example 1 Si 3% by mass final thickness: Cold-rolled sheet rolled to 0.23mm is decarburized and primary recrystallization annealed, and then an annealing separator mainly composed of MgO is applied, followed by secondary recrystallization. A final annealing process including a process and a purification process was performed to obtain a grain-oriented electrical steel sheet having a forsterite film. Next, a coating treatment liquid composed of 50% colloidal silica and magnesium phosphate was applied and baked at 850 ° C. to form a tension-imparting insulating film.
  • tensile_strength by the insulating film in the steel plate front and back was changed by changing the fabric weight of an insulating film only on the single side
  • the magnetic domain subdivision process which irradiates an electron beam in a direction perpendicular to the rolling direction was performed on one side.
  • the electron beam was applied to one side of the steel sheet under the conditions of acceleration voltage: 100 kV, irradiation interval: 10 mm, and beam current: 3 mA.
  • the value of (unstrained introduction surface applied tension) / (strain introduced surface applied tension) is 1.0 or more and 2.0 or less before the electron beam irradiation, and is applied to the strain introduced surface side.
  • the iron loss W 17/50 after electron beam irradiation could be reduced to 0.75 W / kg or less.
  • Example 2 Si 3.2% by mass
  • Final sheet thickness Cold-rolled sheet rolled to 0.23mm is decarburized and primary recrystallization annealed, and then applied with an annealing separator containing MgO as the main component, followed by secondary recrystallization
  • a final annealing process including a process and a purification process was performed to obtain a grain-oriented electrical steel sheet having a forsterite film.
  • a coating treatment liquid composed of 60% colloidal silica and aluminum phosphate was applied and baked at 800 ° C. to form a tension-imparting insulating film.
  • tensile_strength by the insulating film in the steel plate front and back was changed by changing the fabric weight of an insulating film only on the single side
  • the magnetic domain subdivision process which irradiates a continuous laser in a direction perpendicular to the rolling direction was performed on one side.
  • the laser was continuously irradiated on one side of the steel sheet under the conditions of beam diameter: 0.3 mm, output: 200 W, scanning speed: 100 m / s, and rolling direction interval: 5 mm.
  • the value of (unstrained introduction surface tension) / (strain introduction surface tension) is 1.0 or more and 2.0 or less, and the steel plate toward the strain introduction surface before laser irradiation.
  • the warp amount was 1 mm or more and 10 mm or less, the iron loss W 17/50 after laser irradiation could be reduced to 0.75 W / kg or less.
  • Example 3 Si 3.6% by mass
  • Final sheet thickness Cold-rolled sheet rolled to 0.27mm, decarburized and primary recrystallization annealed, then coated with an annealing separator containing MgO as the main component, followed by secondary recrystallization
  • a final annealing process including a process and a purification process was performed to obtain a grain-oriented electrical steel sheet having a forsterite film.
  • the tension applied by the forsterite coating on the front and back surfaces of the steel sheet was changed by changing the basis weight of the annealing separator on only one side of the steel sheet.
  • a coating treatment liquid composed of 50% colloidal silica and magnesium phosphate was applied and baked at 850 ° C.
  • the magnetic domain subdivision process which irradiates an electron beam in a direction perpendicular to the rolling direction was performed on one side.
  • the electron beam was applied to one side of the steel sheet under the conditions of an acceleration voltage of 80 kV, an irradiation interval of 8 mm, and a beam current of 7 mA.
  • the value of (unstrained introduction surface applied tension) / (strain introduced surface applied tension) is 1.0 or more and 2.0 or less before the electron beam irradiation, and is applied to the strain introduced surface side.
  • the iron loss W 17/50 after the electron beam irradiation could be reduced to 0.80 W / kg or less.
  • Example 4 Si 3.3% by mass
  • Final sheet thickness Cold rolled sheet rolled to 0.20mm, decarburized and primary recrystallization annealed, then applied with an annealing separator containing MgO as the main component, followed by secondary recrystallization
  • a final annealing process including a process and a purification process was performed to obtain a grain-oriented electrical steel sheet having a forsterite film.
  • the tension applied by the forsterite coating on the front and back surfaces of the steel sheet was changed by changing the basis weight of the annealing separator on only one side of the steel sheet.
  • a coating treatment liquid composed of 50% colloidal silica and magnesium phosphate was applied and baked at 850 ° C.
  • the magnetic domain subdivision process which irradiates a continuous laser in a direction perpendicular to the rolling direction was performed on one side.
  • the laser was continuously irradiated on one side of the steel sheet under the conditions of beam diameter: 0.1 mm, output: 150 W, scanning speed: 100 m / s, and rolling direction interval: 5 mm.
  • the value of (unstrained introduction surface tension) / (strain introduction surface tension) is 1.0 or more and 2.0 or less, and the steel plate toward the strain introduction surface before laser irradiation.
  • the iron loss W 17/50 after laser irradiation could be reduced to 0.65 W / kg or less.

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Abstract

　歪み導入処理前における、張力付与型絶縁被膜または張力付与型絶縁被膜の鋼板面に対する付与張力を、次式(1)　1.0≦（非歪み導入面の付与張力）／（歪み導入面の付与張力）≦2.0 --- (1) の範囲に調整すると共に、歪み導入処理後における歪み導入面の鋼板反り量を１mm以上10mm以下に制御することにより、鉄損低減効果を最大限に得ることができるような高エネルギーでの歪み導入処理による人工磁区細分化処理後においても、従来懸念された鋼板の反り発生を低減した上で、十分に低い鉄損を有する方向性電磁鋼板を提供する。

Description

方向性電磁鋼板
　本発明は、結晶粒がミラー指数で板面に平行に｛１１０｝、圧延方向に平行に＜００１＞に集積したいわゆる方向性電磁鋼板に関するものである。
　本発明の方向性電磁鋼板は、軟磁性材料であり、主に変圧器等の電気機器の鉄芯として好適なものである。
　方向性電磁鋼板は、主に変圧器等の電気機器の鉄芯として利用され、磁化特性に優れていること、特に鉄損が低いことが求められている。磁気特性の指標としては、磁場の強さ800 A/mにおける磁束密度Ｂ8や、励磁周波数50Hzの交流磁場で1.7Ｔまで磁化したときの鋼板１kg当たりの鉄損Ｗ17/50が主に用いられる。
　方向性電磁鋼板の鉄損を低減させるためには、二次再結晶焼鈍を施して二次結晶粒を｛１１０｝＜００１＞（ゴス方位）に集積させることや、製品中の不純物を低減することが重要である。
　しかしながら、結晶方位の制御や不純物の低減は、製造コストとの兼ね合い等で限界があることから、鋼板の表面に対して物理的な手法で不均一性を導入して、人工的に磁区幅を細分化して鉄損を低減する技術、すなわち磁区細分化技術が開発されている。
　例えば、特許文献１には、最終製品板にレーザーを照射し、鋼板表層に線状の高転位密度領域を導入することにより、磁区幅を狭くして鉄損を低減する技術が提案されている。
　また、特許文献２には、電子ビームの照射により磁区幅を制御する技術が提案されている。
特公昭57-2252号公報 特公平06-072266号公報
　鉄損低減に有効な磁区細分化処理を施すためには、ある程度大きな熱エネルギーを鋼板表面に導入する必要があるが、一方で大きな熱エネルギーを鋼板表面に導入すると、鋼板が歪み導入処理面側に反るという問題があった。
　鋼板に反りが発生すると、変圧器等に組む際のハンドリング性の低下や、形状に起因した履歴損の劣化、変圧器等に組んだ際の弾性歪み導入に起因した履歴損の劣化等が考えられ、製造面および特性面の両面での不利が著しい。
　本発明は、上記の現状に鑑み開発されたもので、鉄損低減効果を最大限に得ることができるような高エネルギーでの歪み導入処理による人工磁区細分化処理後においても、従来懸念された鋼板の反り発生を効果的に低減し、十分に低い鉄損を有する方向性電磁鋼板を提供することを目的とする。
　すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
１．鋼板表面に張力付与型の絶縁被膜をそなえ、鋼板の片面に歪みを導入して磁区構造を変化させた方向性電磁鋼板であって、
　歪み導入処理前における張力付与型絶縁被膜の鋼板面に対する付与張力が下記(1)式の関係を満足し、かつ歪み導入処理後における歪み導入面の鋼板反り量が１mm以上10mm以下である方向性電磁鋼板。
　　　　　　　　　　　　　　　　記
　1.0≦（非歪み導入面の付与張力）／（歪み導入面の付与張力）≦2.0 --- (1)
　ただし、鋼板反り量とは、圧延方向長さ280mmのサンプルについて、圧延直角方向を垂直に置き、圧延方向片端30mmを挟んで固定した際の、固定した端と反対端の変位量を示す。
２．歪み導入処理前における張力付与型絶縁被膜の鋼板面に対する付与張力が下記(2)式の関係を満足し、かつ歪み導入処理後における歪み導入面の鋼板反り量が３mm以上８mm以下である前記１に記載の方向性電磁鋼板。
　　　　　　　　　　　　　　　　記
　1.2≦（非歪み導入面の付与張力）／（歪み導入面の付与張力）≦1.6 --- (2)
　ただし、鋼板反り量とは、圧延方向長さ280mmのサンプルについて、圧延直角方向を垂直に置き、圧延方向片端30mmを挟んで固定した際の、固定した端と反対端の変位量を示す。
３．鋼板表面に張力付与型の下地被膜をそなえ、鋼板の片面に歪みを導入して磁区構造を変化させた方向性電磁鋼板であって、
　歪み導入処理前における張力付与型下地被膜の鋼板面に対する付与張力が下記(3)式の関係を満足し、かつ歪み導入処理後における歪み導入面の鋼板反り量が１mm以上10mm以下である方向性電磁鋼板。
　　　　　　　　　　　　　　　　記
　1.0≦（非歪み導入面の付与張力）／（歪み導入面の付与張力）≦2.0　　--- (3)
　ただし、鋼板反り量とは、圧延方向長さ280mmのサンプルについて、圧延直角方向を垂直に置き、圧延方向片端30mmを挟んで固定した際の、固定した端と反対端の変位量を示す。
４．歪み導入処理前における張力付与型下地被膜の鋼板面に対する付与張力が下記(4)式の関係を満足し、かつ歪み導入処理後における歪み導入面の鋼板反り量が３mm以上８mm以下である前記３に記載の方向性電磁鋼板。
　　　　　　　　　　　　　　　　記
　1.2≦（非歪み導入面の付与張力）／（歪み導入面の付与張力）≦1.6　　--- (4)
　ただし、鋼板反り量とは、圧延方向長さ280mmのサンプルについて、圧延直角方向を垂直に置き、圧延方向片端30mmを挟んで固定した際の、固定した端と反対端の変位量を示す。
５．歪み導入処理が、電子ビーム照射である前記１～４のいずれかに記載の方向性電磁鋼板。
６．歪み導入処理が、連続レーザー照射である前記１～４のいずれかに記載の方向性電磁鋼板。
　本発明によれば、鉄損低減効果を最大限に得ることができるような歪み導入処理による人工磁区細分化処理後に、従来問題とされた鋼板の反りを大幅に低減すると共に、鉄損低減効果を最大限に発揮して低鉄損の方向性電磁鋼板を得ることができる。
地鉄表面の引張応力σの算出要領を示す図である。 鋼板反り量の測定要領を示す図である。 （非歪み導入面の付与張力）／（歪み導入面の付与張力）値および歪み導入面側への鋼板反り量が、歪み導入後の鉄損Ｗ17/50に及ぼす影響を示す図である。
　以下、本発明を具体的に説明する。
　本発明では、鉄損低減効果を最大限に得ることができる歪み導入処理による人工磁区細分化処理を施した方向性電磁鋼板において、歪み導入面とその反対側の面（以下、非歪み導入面と称す）とで鋼板表面に対する、張力付与型下地被膜または張力付与型絶縁被膜の付与張力に差をつける、具体的には非歪み導入面に対する付与張力を大きくすることによって、従来問題とされていた歪み導入面での鋼板の反りを抑制するところに特徴がある。
　なお、本発明では、鋼板の片面に歪を導入して磁区構造を変化させる処理を磁区細分化処理と呼ぶ。ここで、鋼板の片面に導入した歪が鋼板の反対面の磁区構造にまで影響を及ぼしても問題はない。
　下地被膜は、通常、最終仕上焼鈍の前に鋼板表面に形成されているファイアライト（Fe2SiO4）とシリカ（SiO2）から成るいわゆるサブスケールと焼鈍分離剤として塗布されるマグネシア（MgO）の反応によって最終仕上焼鈍中にフォルステライト（Mg2SiO4）が形成され、鋼板－下地被膜間の熱膨張係数の違いによって鋼板側に引張応力が付与される。また、絶縁被膜は、通常、最終仕上焼鈍の後に行われる平坦化焼鈍の直前に塗布され、平坦化焼鈍中での鋼板－絶縁被膜間の熱膨張係数の違いによって鋼板側に引張応力が付与される。
　また、鋼板に付与される引張応力は、絶縁被膜の厚みに比例して増大することも知られている。つまり、鋼板表裏面における絶縁被膜の厚みを変化させることで、鋼板表裏面それぞれに付与される引張応力を変化させることができる。
　以下、実験データを用いて本発明を説明する。
　Siを3.2質量％含有する最終板厚：0.23mmに圧延された冷延板を、脱炭・一次再結晶焼鈍後、MgOを主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、二次再結晶過程と純化過程を含む仕上焼鈍を施して、フォルステライト被膜を有する方向性電磁鋼板を得た。ついで、60％のコロイダルシリカとリン酸アルミニウムからなるコーティング処理液を、塗布し、800℃で焼付けて、張力付与型の絶縁被膜を形成した。ここで、鋼板の片面のみ絶縁被膜目付け量を変更することで鋼板表裏面での絶縁被膜の付与張力を変化させた。
　その後、圧延方向と直角方向に電子ビームを照射する磁区細分化処理を片面に施した。
　電子ビームの照射条件については、加速電圧：100ｋV、照射間隔：10mmは一定とし、ビーム電流を１mA、３mA、10mAの３条件に変化させた。
　鋼板に対する絶縁被膜の付与張力の測定は、次のようにして行った。
　まず、測定面にテープを貼ってアルカリ水溶液に浸漬させることで非測定面の絶縁被膜を剥離し、次に図１に示すように、鋼板の反り具合としてＬとＸを測定し、次の２式
　　Ｌ＝２Ｒsin（θ／２）
　　Ｘ＝Ｒ｛１－cos（θ／２）｝
より、曲率半径Ｒは、
　　Ｒ＝（Ｌ2＋４Ｘ2）／８Ｘ
となることから、この式にＬおよびＸを代入して曲率半径Ｒを算出する。ついで、算出した曲率半径Ｒを、次式に代入すれば、地鉄表面の引張応力σを求めることができる。
　　σ＝Ｅ・ε＝Ｅ・（ｄ／２Ｒ）
　　ただし、Ｅ：ヤング率（Ｅ100＝1.4×105 MPa）
　　　　　　ε：地鉄界面歪み（板厚中央でε＝０）
　　　　　　ｄ：板厚
　以上のようにして歪み導入面および非歪み導入面の絶縁被膜張力を算出した。
　また、圧延方向長さ280mmのサンプルについて、図２に示すように、圧延直角方向を垂直に置き、圧延方向片端30mmを挟んで固定し、反対端の変位量を簡易的に鋼板反り量として評価した。
　電子ビーム照射後の鉄損Ｗ17/50について調べた結果を、「（非歪み導入面の付与張力）／（歪み導入面の付与張力）」（以下、単に張力比とも称する）および歪み導入面側への鋼板反り量との関係で、図３に示す。
　同図より、（非歪み導入面の付与張力）／（歪み導入面の付与張力）を大きくすることで、つまり非歪み導入面での絶縁被膜による付与張力を増大させることで、歪み導入面側への鋼板の反り量が減少されることが分かる。また、電子ビームの電流値にもよるが、張力比が1.9近傍で鋼板の反り量はほぼ０になり、張力比がそれ以上になると逆に非歪み導入面へ鋼板が反ることが分かる。
　図３にも示したとおり、張力比が小さくても、磁区細分化の程度（電子ビームやレーザー等の照射強度）が弱ければ、平坦になり、逆に張力比が大きくても磁区細分化の程度を強くすれば、やはり平坦にすることは可能である。
　しかしながら、鉄損値の改善効果を考慮して詳細に調査した結果、張力比を1.0以上2.0以下とした上で、歪み導入面側への鋼板反り量が１mm以上10mm以下の場合に、Ｗ17/50≦0.75W/kg（板厚：0.23mm）の低鉄損値が得られることが判明した。より好ましくは、張力比が1.2以上1.6以下で、かつ歪み導入面側への鋼板反り量が３mm以上８mm以下の範囲であり、この場合には、Ｗ17/50≦0.70W/kg（板厚：0.23mm）まで鉄損値を低下させることができた。
　ここに、張力比が1.0未満または歪み導入面側への鋼板反り量が10mm超では、鋼板の反り量が増大することによる履歴損の劣化が確認された。一方、張力比が2.0超または歪み導入面側への鋼板反り量が１mm未満では、履歴損は改善されたものの、渦電流損の急激な増加が確認され、結果として鉄損の劣化を招いた。
　本実験では、歪み導入面と非歪み導入面とで仕上焼鈍後の絶縁被膜の目付け量を制御する手法で絶縁被膜張力を制御したが、これを仕上焼鈍後のフォルステライト被膜張力を制御する手法を用いても同様の効果を得ることができる。フォルステライト被膜張力は、例えば仕上焼鈍前の焼鈍分離剤の塗布量を変化させることで制御することができる。
　歪み導入処理としては、電子ビーム照射や連続レーザー照射などが適している。照射方向は圧延方向を横切る方向、好適には圧延方向に対して60～90°の方向で、３～15mm程度の間隔で線状に照射することが好ましい。ここに、「線状」とは、実線だけでなく、点線や破線なども含むものとする。
　電子ビームの場合、10～200kVの加速電圧、0.005～10mAの電流、ビームの直径は0.005～１mmを用いて、線状に施すのが効果的である。一方、連続レーザーの場合、パワー密度はレーザー光の走査速度に依存するが100～10000 W/mm2の範囲が好ましい。また、パワー密度は一定とし、変調を行ってパワー密度を周期的に変化させる手法も有効である。励起源としては半導体レーザー励起のファイバーレーザー等が有効である。
　なお、Ｑスイッチタイプのパルスレーザー等は、処理痕跡が残るので、張力コーティング後に照射する場合は再コートが必要となる。
　本発明における方向性電磁鋼板としては特に制限はなく、従来公知のものいずれもが適合する。例えば、Si：2.0～8.0質量％を含む電磁鋼素材を用いればよい。
Si：2.0～8.0質量％
　Siは、鋼の電気抵抗を高め、鉄損を改善するのに有効な元素であるが、含有量が2.0質量％以上でとくに鉄損低減効果が良好である。一方、8.0質量％以下の場合、とくに優れた加工性や磁束密度を得ることができる。従って、Si量は2.0～8.0質量％の範囲とすることが好ましい。
　ここで、Siの他の基本成分および任意添加成分について述べると次のとおりである。
Ｃ：0.08質量％以下
　Ｃは、集合組織の改善のために添加をするが、0.08質量％を超えると製造工程中に磁気時効の起こらない50質量ppm以下までＣを低減する負担が増大するため、0.08質量％以下とすることが好ましい。なお、下限に関しては、Ｃを含まない素材でも二次再結晶が可能であるので特に設ける必要はない。
Mn：0.005～1.0質量％
　Mnは、熱間加工性を良好にする上で必要な元素であるが、含有量が0.005質量％未満ではその添加効果に乏しい。一方、1.0質量％以下とすると製品板の磁束密度がとくに良好となる。このため、Mn量は0.005～1.0質量％の範囲とすることが好ましい。
　また、二次再結晶を生じさせるために、インヒビターを利用する場合、例えばAlＮ系インヒビターを利用する場合であればAlおよびＮを、またMnＳ・MnSe系インヒビターを利用する場合であればMnとSeおよび／またはＳを適量含有させればよい。勿論、両インヒビターを併用してもよい。この場合におけるAl、Ｎ、ＳおよびSeの好適含有量はそれぞれ、Al：0.01～0.065質量％、Ｎ：0.005～0.012質量％、Ｓ：0.005～0.03質量％、Se：0.005～0.03質量％である。
　さらに、本発明は、Al、Ｎ、Ｓ、Seの含有量を制限した、インヒビターを使用しない方向性電磁鋼板にも適用することができる。
　この場合には、Al、Ｎ、ＳおよびSe量はそれぞれ、Al：100 質量ppm以下、Ｎ：50 質量ppm以下、Ｓ：50 質量ppm以下、Se：50 質量ppm以下に抑制することが好ましい。
　上記の基本成分以外にも、磁気特性改善成分として、次に述べる元素を適宜含有させることができる。
Ni：0.03～1.50質量％、Sn：0.01～1.50質量％、Sb：0.005～1.50質量％、Cu：0.03～3.0質量％、Ｐ：0.03～0.50質量％、Mo：0.005～0.10質量％およびCr：0.03～1.50質量％のうちから選んだ少なくとも１種
　Niは、熱延板組織をさらに改善して磁気特性を一層向上させるために有用な元素である。しかしながら、含有量が0.03質量％未満では磁気特性の向上効果が小さく、一方1.5質量％以下ではとくに二次再結晶の安定性が増し、磁気特性がさらに改善される。そのため、Ni量は0.03～1.5質量％の範囲とするのが好ましい。
　また、Sn、Sb、Cu、Ｐ、MoおよびCrはそれぞれ磁気特性の向上に有用な元素であるが、いずれも上記した各成分の下限に満たないと、磁気特性の向上効果が小さく、一方、上記した各成分の上限量以下の場合、二次再結晶粒の発達が最も良好となる。このため、それぞれ上記の範囲で含有させることが好ましい。
　なお、上記成分以外の残部は、製造工程において混入する不可避的不純物およびFeである。
　また、本発明における方向性電磁鋼板としては、磁束密度Ｂ8が1.90Ｔ以上のものが有利に適合する。というのは、磁束密度Ｂ8が低い場合、最終仕上げ焼鈍板において圧延方向と二次再結晶粒の＜001＞とのズレ角が大きくなり、＜001＞の鋼板からの仰角（以降、β角）も大きくなる。ズレ角が大きくなると履歴損の劣化を招き、またβ角が大きくなると磁区幅は狭くなり、磁区細分化処理による鉄損低減効果を十分に得ることができない。
より好ましくはＢ8≧1.92Ｔである。
　上記した成分組成になる鋼スラブは、やはり方向性電磁鋼板の一般に従う工程を経て、二次再結晶焼鈍後に張力絶縁被膜を形成した方向性電磁鋼板とする。すなわち、スラブ加熱後に熱間圧延を施し、１回又は中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延にて最終板厚とし、その後、脱炭・一次再結晶焼鈍した後、例えばMgOを主成分とした焼鈍分離剤を塗布し、二次再結晶過程と純化過程を含む最終仕上げ焼鈍を施す。ここで、MgＯを主成分とするとは、本発明の目的とするフォルステライト被膜の形成を阻害しない範囲で、MgＯ以外の公知の焼鈍分離剤成分や特性改善成分を含有してもよいことを意味する。
　その後、例えばコロイダルシリカおよびAl、Mg、Ca、Zn等の燐酸塩の１種または２種以上を主成分とするコーティング処理液を塗布・焼付けて、張力付与型の絶縁被膜を形成すればよい。ここで、コロイダルシリカおよびAl、Mg、Ca、Zn等の燐酸塩の１種または２種以上を主成分とするとは、本発明の目的とする絶縁被膜の形成を阻害しない範囲で、上記以外の公知の絶縁コーティング成分や特性改善成分を含有してもよいことを意味する。
　本発明では、上記の最終仕上げ焼鈍におけるフォルステライト被膜形成の際、およびその後の張力付与型絶縁被膜形成の際に、歪み導入を予定している面（歪み導入面）と歪み導入を予定していない面（非歪み導入面）のそれぞれの被膜張力を所定の範囲に制御した後、歪み導入面（鋼板が凸状となる面）側から熱歪み型の磁区細分化処理を行い、その際、反り量が所定の範囲となるよう磁区細分化の程度（電子ビームやレーザー等の照射強度）を調整するのである。
実施例１
　Si：３質量％を含有する最終板厚：0.23mmに圧延された冷延板を、脱炭・一次再結晶焼鈍した後、MgOを主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、二次再結晶過程と純化過程を含む最終焼鈍を施し、フォルステライト被膜を有する方向性電磁鋼板を得た。
　ついで、50％のコロイダルシリカとリン酸マグネシウムからなるコーティング処理液を塗布し、850℃で焼付けて、張力付与型の絶縁被膜を形成した。この時、鋼板の片面のみ絶縁被膜の目付け量を変更することで鋼板表裏面での絶縁被膜による付与張力を変化させた。
　ついで、圧延方向と直角方向に電子ビームを照射する磁区細分化処理を片面に施した。電子ビームは、加速電圧：100ｋV、照射間隔：10mm、ビーム電流：３mAの条件で、鋼板の片面に照射した。
　電子ビーム照射前における（非歪み導入面の付与張力）／（歪み導入面の付与張力）値および歪み導入面への鋼板反り量について調べた結果を、電子ビーム照射後の磁束密度Ｂ8および鉄損Ｗ17/50の測定結果と併せて、表１に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　同表に示したとおり、本発明に従い、電子ビーム照射前に（非歪み導入面の付与張力）／（歪み導入面の付与張力）の値を1.0以上2.0以下とし、かつ歪み導入面側への鋼板反り量を１mm以上10mm以下とした場合には、電子ビーム照射後の鉄損Ｗ17/50を0.75W/kg以下まで低減することができた。特に、（非歪み導入面の付与張力）／（歪み導入面の付与張力）の値を1.2以上1.6以下とし、かつ歪み導入面側への鋼板反り量を３mm以上８mm以下とした場合には、電子ビーム照射後の鉄損Ｗ17/50を0.70W/kg以下にまで低減することができた。
実施例２
　Si：3.2質量％を含有する最終板厚：0.23mmに圧延された冷延板を、脱炭・一次再結晶焼鈍した後、MgOを主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、二次再結晶過程と純化過程を含む最終焼鈍を施し、フォルステライト被膜を有する方向性電磁鋼板を得た。
　ついで、60％のコロイダルシリカとリン酸アルミニウムからなるコーティング処理液を塗布し、800℃で焼付けて、張力付与型の絶縁被膜を形成した。この時、鋼板の片面のみ絶縁被膜の目付け量を変更することで鋼板表裏面での絶縁被膜による付与張力を変化させた。
　ついで、圧延方向と直角方向に連続レーザーを照射する磁区細分化処理を片面に施した。レーザーは、ビーム径：0.3mm、出力：200W、走査速度：100m/s、圧延方向間隔：５mmの条件で、鋼板片面に連続照射した。
　レーザー照射前における（非歪み導入面の付与張力）／（歪み導入面の付与張力）値および歪み導入面への鋼板反り量について調べた結果を、レーザー照射後の磁束密度Ｂ8および鉄損Ｗ17/50の測定結果と併せて、表２に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　同表に示したとおり、本発明に従い、レーザー照射前に（非歪み導入面の付与張力）／（歪み導入面の付与張力）の値を1.0以上2.0以下とし、かつ歪み導入面側への鋼板反り量を１mm以上10mm以下とした場合には、レーザー照射後の鉄損Ｗ17/50を0.75W/kg以下まで低減することができた。特に、（非歪み導入面の付与張力）／（歪み導入面の付与張力）の値を1.2以上1.6以下とし、かつ歪み導入面側への鋼板反り量を３mm以上８mm以下とした場合には、電子ビーム照射後の鉄損Ｗ17/50を0.70W/kg以下にまで低減することができた。
実施例３
　Si：3.6質量％を含有する最終板厚：0.27mmに圧延された冷延板を、脱炭・一次再結晶焼鈍した後、MgOを主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、二次再結晶過程と純化過程を含む最終焼鈍を施し、フォルステライト被膜を有する方向性電磁鋼板を得た。このとき、鋼板の片面のみ焼鈍分離剤の目付け量を変更することで鋼板表裏面でのフォルステライト被膜による付与張力を変化させた。
　ついで、50％のコロイダルシリカとリン酸マグネシウムからなるコーティング処理液を塗布し、850℃で焼付けて、張力付与型の絶縁被膜を形成した。
　ついで、圧延方向と直角方向に電子ビームを照射する磁区細分化処理を片面に施した。電子ビームは、加速電圧：80ｋV、照射間隔：８mm、ビーム電流：７mAの条件で、鋼板の片面に照射した。
　電子ビーム照射前における（非歪み導入面の付与張力）／（歪み導入面の付与張力）値および歪み導入面への鋼板反り量について調べた結果を、電子ビーム照射後の磁束密度Ｂ8および鉄損Ｗ17/50の測定結果と併せて、表３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　同表に示したとおり、本発明に従い、電子ビーム照射前に（非歪み導入面の付与張力）／（歪み導入面の付与張力）の値を1.0以上2.0以下とし、かつ歪み導入面側への鋼板反り量を１mm以上10mm以下とした場合には、電子ビーム照射後の鉄損Ｗ17/50 を0.80W/kg以下まで低減することができた。特に、（非歪み導入面の付与張力）／（歪み導入面の付与張力）の値を1.2以上1.6以下とし、かつ歪み導入面側への鋼板反り量を３mm以上８mm以下とした場合には、電子ビーム照射後の鉄損Ｗ17/50 を0.75W/kg以下にまで低減することができた。
実施例４
　Si：3.3質量％を含有する最終板厚：0.20mmに圧延された冷延板を、脱炭・一次再結晶焼鈍した後、MgOを主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、二次再結晶過程と純化過程を含む最終焼鈍を施し、フォルステライト被膜を有する方向性電磁鋼板を得た。このとき、鋼板の片面のみ焼鈍分離剤の目付け量を変更することで鋼板表裏面でのフォルステライト被膜による付与張力を変化させた。
　ついで、50％のコロイダルシリカとリン酸マグネシウムからなるコーティング処理液を塗布し、850℃で焼付けて、張力付与型の絶縁被膜を形成した。
　ついで、圧延方向と直角方向に連続レーザーを照射する磁区細分化処理を片面に施した。レーザーは、ビーム径：0.1mm、出力：150W、走査速度：100m/s、圧延方向間隔：５mmの条件で、鋼板片面に連続照射した。
　レーザー照射前における（非歪み導入面の付与張力）／（歪み導入面の付与張力）値および歪み導入面への鋼板反り量について調べた結果を、レーザー照射後の磁束密度Ｂ8および鉄損Ｗ17/50の測定結果と併せて、表４に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　同表に示したとおり、本発明に従い、レーザー照射前に（非歪み導入面の付与張力）／（歪み導入面の付与張力）の値を1.0以上2.0以下とし、かつ歪み導入面側への鋼板反り量を１mm以上10mm以下とした場合には、レーザー照射後の鉄損Ｗ17/50 を0.65W/kg以下まで低減することができた。特に、（非歪み導入面の付与張力）／（歪み導入面の付与張力）の値を1.2以上1.6以下とし、かつ歪み導入面側への鋼板反り量を３mm以上８mm以下とした場合には、レーザー照射後の鉄損Ｗ17/50 を0.60W/kg以下にまで低減することができた。

Claims (6)

  1. 　鋼板表面に張力付与型の絶縁被膜をそなえ、鋼板の片面に歪みを導入して磁区構造を変化させた方向性電磁鋼板であって、
    　歪み導入処理前における張力付与型絶縁被膜の鋼板面に対する付与張力が下記(1)式の関係を満足し、かつ歪み導入処理後における歪み導入面の鋼板反り量が１mm以上10mm以下である方向性電磁鋼板。
    　　　　　　　　　　　　　　　　記
    　1.0≦（非歪み導入面の付与張力）／（歪み導入面の付与張力）≦2.0 --- (1)
    　ただし、鋼板反り量とは、圧延方向長さ280mmのサンプルについて、圧延直角方向を垂直に置き、圧延方向片端30mmを挟んで固定した際の、固定した端と反対端の変位量を示す。
  2. 　歪み導入処理前における張力付与型絶縁被膜の鋼板面に対する付与張力が下記(2)式の関係を満足し、かつ歪み導入処理後における歪み導入面の鋼板反り量が３mm以上８mm以下である請求項１に記載の方向性電磁鋼板。
    　　　　　　　　　　　　　　　　記
    　1.2≦（非歪み導入面の付与張力）／（歪み導入面の付与張力）≦1.6 --- (2)
    　ただし、鋼板反り量とは、圧延方向長さ280mmのサンプルについて、圧延直角方向を垂直に置き、圧延方向片端30mmを挟んで固定した際の、固定した端と反対端の変位量を示す。
  3. 　鋼板表面に張力付与型の下地被膜をそなえ、鋼板の片面に歪みを導入して磁区構造を変化させた方向性電磁鋼板であって、
    　歪み導入処理前における張力付与型下地被膜の鋼板面に対する付与張力が下記(3)式の関係を満足し、かつ歪み導入処理後における歪み導入面の鋼板反り量が１mm以上10mm以下である方向性電磁鋼板。
    　　　　　　　　　　　　　　　　　記
    　1.0≦（非歪み導入面の付与張力）／（歪み導入面の付与張力）≦2.0　　--- (3)
    　ただし、鋼板反り量とは、圧延方向長さ280mmのサンプルについて、圧延直角方向を垂直に置き、圧延方向片端30mmを挟んで固定した際の、固定した端と反対端の変位量を示す。
  4. 　歪み導入処理前における張力付与型下地被膜の鋼板面に対する付与張力が下記(4)式の関係を満足し、かつ歪み導入処理後における歪み導入面の鋼板反り量が３mm以上８mm以下である請求項３に記載の方向性電磁鋼板。
    　　　　　　　　　　　　　　　　　記
    　1.2≦（非歪み導入面の付与張力）／（歪み導入面の付与張力）≦1.6　　--- (4)
    　ただし、鋼板反り量とは、圧延方向長さ280mmのサンプルについて、圧延直角方向を垂直に置き、圧延方向片端30mmを挟んで固定した際の、固定した端と反対端の変位量を示す。
  5. 　歪み導入処理が、電子ビーム照射である請求項１～４のいずれかに記載の方向性電磁鋼板。
  6. 　歪み導入処理が、連続レーザー照射である請求項１～４のいずれかに記載の方向性電磁鋼板。
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