WO2019188976A1 - 方向性電磁鋼板の製造方法および連続成膜装置 - Google Patents

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之啓 新垣
拓実 馬田
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Ｊｆｅスチール株式会社
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Definitions

  • the present invention relates to a method for producing a grain-oriented electrical steel sheet and a continuous film forming apparatus.
  • a grain-oriented electrical steel sheet is a soft magnetic material used as a core material for transformers and generators.
  • the grain-oriented electrical steel sheet is characterized in that the ⁇ 001> orientation, which is the easy axis of iron, has a crystal structure highly aligned with the rolling direction of the steel sheet.
  • Such a texture is formed through finish annealing in a manufacturing process of a grain-oriented electrical steel sheet, in which crystal grains having a ⁇ 110 ⁇ ⁇ 001> orientation called a so-called Goss orientation are preferentially grown.
  • As magnetic properties of products of grain-oriented electrical steel sheets high magnetic flux density and low iron loss are required. Particularly in recent years, materials with low iron loss have been demanded from the viewpoint of energy saving.
  • the methods for achieving low iron loss include “high orientation” to increase the degree of integration in the rolling direction of ⁇ 110 ⁇ ⁇ 001> orientation, “surface smoothing” to make the surface mirror-like, local strain or steel plate surface “Magnification of magnetic domains” by processing to "High Si” to increase electrical resistance, “Thinning” to suppress eddy currents, “High tension of coating” to give tensile stress to the steel sheet in the rolling direction, etc.
  • high orientation to increase the degree of integration in the rolling direction of ⁇ 110 ⁇ ⁇ 001> orientation
  • surface smoothing to make the surface mirror-like, local strain or steel plate surface “Magnification of magnetic domains” by processing to "High Si” to increase electrical resistance
  • Thiinning to suppress eddy currents
  • “High tension of coating” to give tensile stress to the steel sheet in the rolling direction, etc.
  • “increasing the tensile strength of the coating” is a technique for utilizing the difference in mechanical properties between the steel plate and the coating to bring the steel plate to a tensile stress in the rolling direction.
  • a film having a coefficient of thermal expansion different from that of a steel sheet is formed at a high temperature and cooled to room temperature. At that time, the steel sheet shrinks with cooling, whereas the shape of the coating does not change so much that a tensile stress can be applied to the steel sheet. Therefore, in general, a film having a thermal expansion coefficient significantly different from that of a steel sheet can apply a larger tension to the steel sheet.
  • the difference in thermal expansion coefficient also affects the peel resistance (adhesion) between the steel sheet and the coating.
  • irregularities are formed at the interface between the steel sheet and the forsterite film formed thereon, and the anchoring effect ensures the peel resistance (adhesion) of the film.
  • a film having a different coefficient of thermal expansion is formed on a steel plate having a smooth surface without a forsterite film, there is no support due to the shape, and the film may be peeled off during cooling after the film formation.
  • This invention is made
  • the present invention provides the following [1] to [13].
  • [1] A method for producing a grain-oriented electrical steel sheet in which a film is formed on the surface of a grain-oriented electrical steel sheet not having a forsterite coating, wherein tension is applied to the grain-oriented electrical steel sheet having no forsterite coating.
  • [2] The method for producing a grain-oriented electrical steel sheet according to [1], wherein a tension applied to the grain-oriented electrical steel sheet not having the forsterite film is 0.10 MPa or more and 20.00 MPa or less.
  • [3] The method for producing a grain-oriented electrical steel sheet according to [1] above, wherein a tension applied to the grain-oriented electrical steel sheet not having the forsterite film is 0.50 MPa to 10.00 MPa.
  • [4] The method for producing a grain-oriented electrical steel sheet according to any one of [1] to [3], wherein the film forming process is performed by a CVD method or a PVD method.
  • [5] The method for producing a grain-oriented electrical steel sheet according to [4], wherein the film forming process is performed under reduced pressure.
  • a film forming chamber that continuously performs a film forming process on the film forming material to be transported, and the film forming material disposed in the film forming chamber on the upstream side and the downstream side of the film forming chamber.
  • a roll for applying tension to the film a tension measuring device for measuring the tension applied to the film forming material in the film forming chamber, and controlling the driving of the roll based on the measurement result of the tension measuring device,
  • a continuous film forming apparatus comprising: a tension control device configured to maintain a constant tension applied to the film forming material in the film forming chamber.
  • the manufacturing method of the grain-oriented electrical steel plate from which the grain-oriented electrical steel plate excellent in the magnetic characteristic is obtained can be provided. Furthermore, according to this invention, the continuous film-forming apparatus used for the manufacturing method of the said grain-oriented electrical steel sheet can also be provided.
  • FIG. 1 is a schematic diagram showing a continuous film forming apparatus 1.
  • FIG. It is a graph which shows the relationship between the tension
  • the present inventors investigated in detail the grain-oriented electrical steel sheet in which the magnetic characteristic has not reached the target value. As a result, most of the grain-oriented electrical steel sheets whose magnetic characteristics did not reach the target value were observed to have a streak pattern in the width direction of the steel sheet. As a result of further investigation by the present inventors, twins were formed in the steel sheet in which the streak pattern was recognized.
  • twins are formed in the steel sheet structure, and the magnetic properties may deteriorate. In this case, most of the twins are formed when a relatively large stress is applied to the steel plate and the plastic deformation is forced. Therefore, as a result of further studies by the present inventors, the following has been found.
  • grain oriented electrical steel sheets have a forsterite film on the steel sheet surface.
  • a forsterite film has a higher Young's modulus than a steel sheet, and is not easily deformed by compressive stress or tensile stress. That is, the grain-oriented electrical steel sheet without the forsterite film undergoes plastic deformation at a lower stress value than the grain-oriented electrical steel sheet with the forsterite film. Therefore, when dealing with a grain-oriented electrical steel sheet having no forsterite coating, it has been found that stress that does not pose a problem can be a problem if the grain-oriented electrical steel sheet has a forsterite coating.
  • the steel sheet tends to be more tensioned and kept flat.
  • the present inventors presume that the stress at this time is the cause of twinning, and from the viewpoint of controlling the stress generated in the steel sheet, the inventors have conceived that a mechanism for controlling the tension is newly incorporated in the continuous film forming apparatus. .
  • the inventors have also studied a new possibility of improving the magnetic properties of the grain-oriented electrical steel sheet by incorporating a mechanism for controlling the tension into the continuous film forming apparatus.
  • a high tension is generated in the steel sheet by utilizing the difference in thermal expansion coefficient between the steel sheet and the coating, and the magnetic properties are improved by the iron loss improvement effect by the tension.
  • the above effect can be obtained by the following mechanism. That is, by performing film formation at a high temperature and then cooling to room temperature or the like, the steel sheet that has been stretched at the time of film formation shrinks by cooling. On the other hand, the shape of the coating film having different thermal expansion coefficient does not change. For this reason, the steel sheet is pulled by the coating. The above effect can be obtained by such a mechanism.
  • the present inventors have intensively studied based on the above mechanism. As a result, it has been found that by applying tension to the steel sheet during film formation, the elongation of the steel sheet during film formation increases, whereby the steel sheet can be more pulled by the coating after film formation. That is, it has been found that high tension can be generated by the steel plate after film formation.
  • the method for producing a grain-oriented electrical steel sheet according to the present invention is a method for producing a grain-oriented electrical steel sheet that performs film formation on the surface of a grain-oriented electrical steel sheet not having a forsterite film. It is a manufacturing method, Comprising: It is a manufacturing method of the grain-oriented electrical steel sheet which performs the said film-forming process, providing tension
  • the grain-oriented electrical steel sheet after secondary recrystallization annealing called finish annealing has a forsterite film.
  • a grain-oriented electrical steel sheet (hereinafter simply referred to as “steel sheet”) having no forsterite film is used.
  • the surface of the steel plate is preferably smooth.
  • the method for producing such a steel sheet is not particularly limited. For example, a method for obtaining a chemically smooth surface after physically removing the forsterite film using mechanical polishing or the like (for example, Japanese Patent Application Laid-Open No. Hei 09).
  • a chloride aid is added to an annealing separator mainly composed of MgO, and the forsterite film is peeled off after finish annealing (for example, Japanese Patent Application Laid-Open Nos. 2002-363663 and 08). No. -269560)): and the like.
  • annealing separator such as alumina (Al 2 O 3)
  • the first place may be adopted a method which does not form forsterite coating. Multiplying multiple methods is also useful.
  • the surface roughness of the obtained steel sheet is preferably 0.5 ⁇ m or less in terms of Ra because the properties obtained after forming the high-tensile film become more sufficient.
  • a film forming process is performed on the surface of the grain-oriented electrical steel sheet (steel sheet) not having the forsterite film.
  • This steel plate has, for example, a strip shape that is long in one direction (rolling direction), and is preferably drawn out of the coil and conveyed.
  • the film forming process is continuously performed on a steel sheet that is passed (conveyed) through the film forming chamber in a film forming chamber of a continuous film forming apparatus described later. It is preferable to use a CVD (Chemical Vapor Deposition) method or a PVD (Physical Vapor Deposition) method for the film forming process.
  • CVD Chemical Vapor Deposition
  • PVD Physical Vapor Deposition
  • the film forming temperature is preferably 900 to 1100 ° C.
  • the pressure during film formation may be atmospheric pressure, but it is preferable to form the film under reduced pressure conditions (including “vacuum conditions”) because a more uniform film can be formed.
  • the pressure under reduced pressure is, for example, 10 to 1000 Pa.
  • the CVD method is a film forming method in which a reactive gas is supplied to form a film, and the optimum pressure varies depending on the composition of the film to be formed, so it cannot be uniquely determined.
  • the PVD method is preferably an ion plating method.
  • the film forming temperature is preferably 300 to 600 ° C. because the film forming efficiency can be increased. Since the PVD method needs to ionize a raw material called a target to reach the steel plate, it is required to be performed under reduced pressure conditions lower than the CVD method. Specifically, for example, 0.1 to 100 Pa is preferable. is there. When the PVD method is used, it is preferable to apply a bias voltage of ⁇ 10 to ⁇ 300 V with the steel plate as the cathode, because the adhesion of the film becomes good. By using plasma for ionization of the raw material, the deposition rate can be increased.
  • the film formed by the film forming process has a different thermal expansion coefficient from that of the steel sheet (small thermal expansion coefficient), and it is preferable that the deformation that occurs when stress is applied is also smaller than that of the steel sheet.
  • the coating is preferably a nitride coating, more preferably a metal nitride coating, Zn, V, Cr, Mn, Fe, Co, Ni, Cu, Ti, Y, Nb, Mo, Hf, Zr. More preferred is a metal nitride film containing at least one metal selected from the group consisting of W and Ta.
  • the coating is not limited to a coating composed of a single layer, and for example, it may have functionality as a coating composed of a plurality of layers.
  • the film-forming treatment is performed on the surface of the grain-oriented electrical steel sheet (steel sheet) not having the forsterite film. Etc.) is applied while applying a tension.
  • the grain-oriented electrical steel sheet obtained is excellent in magnetic properties.
  • the reason for this is that, as described above, by applying tension to the steel sheet during the film forming process, the elongation of the steel sheet during the film forming process is increased, and as a result, the steel sheet is more pulled by the coating after the film forming process. This is considered to be a state.
  • the tension applied to the grain-oriented electrical steel sheet (steel sheet) that does not have a forsterite coating during the film forming process (hereinafter also simply referred to as “applied tension”) is sufficient to tension the steel sheet. 0.10 MPa or more is preferable because a film can be formed uniformly without causing problems such as loosening of the steel sheet. For the reason that the film forming accuracy is improved, the applied tension is more preferably 0.50 MPa or more.
  • the tension applied to the steel plate is preferably controlled to 20.00 MPa or less for the same reason. Since a steel plate does not necessarily have a good shape, stress concentration or the like occurs at an end or the like, and the stress felt by the steel plate locally may exceed the above range. Since this depends on the shape of the steel sheet, the threshold value is not clear. However, for example, from the results shown in the examples described later, the applied tension is preferably 10.00 MPa or less.
  • the tension may be applied to the steel plate after film formation exceeding the above range.
  • the tension can be applied to the steel plate after the film formation, exceeding the above range.
  • ion sputtering is preferable. In the case of ion sputtering, it is preferable to use ions of inert gas such as argon and nitrogen or metal ions such as Ti and Cr as ion species to be used.
  • the pretreatment is also preferably performed under reduced pressure, and 0.0001 to 1.0 Pa is preferably mentioned. It is preferable to apply a bias voltage of ⁇ 50 to ⁇ 1000 V using a steel plate as a cathode.
  • a pretreatment method a method using an electron beam is also known.
  • An insulating film may be further formed on the film formed by the film forming process from the viewpoint of ensuring insulation.
  • the kind of insulating film is not particularly limited, and a conventionally known insulating film can be formed.
  • a method for forming an insulating film for example, a coating solution containing phosphate-chromic acid-colloidal silica described in JP-A-50-79442 and JP-A-48-39338 is used. There is a method of applying on a film formed by a film forming process and baking at about 800 ° C. By flattening annealing, the shape of the steel sheet can be adjusted, and furthermore, flattening annealing that also serves as baking of the insulating film can be performed.
  • FIG. 1 is a schematic diagram showing a continuous film forming apparatus 1.
  • the film forming material S is conveyed from the left side to the right side.
  • the film-forming material S is, for example, a grain-oriented electrical steel sheet that does not have the forsterite film described above.
  • a conveyance direction is a direction along the rolling direction as an example.
  • the continuous film forming apparatus 1 has a film forming chamber 31.
  • the film forming chamber 31 is provided with an exhaust port 33.
  • the internal gas in the film forming chamber 31 is exhausted from the exhaust port 33, and the decompression condition is realized.
  • the film forming material S to be conveyed is passed through the film forming chamber 31.
  • the film forming chamber 31 continuously performs a film forming process on the film forming material S passed through the film forming chamber 31.
  • the film forming process is preferably the film forming process described in the manufacturing method of the present invention, and a CVD method or a PVD method is preferably used.
  • the film forming chamber 31 is supplied with a raw material gas (atmosphere gas) for film formation such as nitrogen gas or TiCl 4 gas.
  • a bridle roll 20 is disposed in the decompression chamber 15 located upstream of the film formation chamber 31.
  • a bridle roll 40 is disposed in the decompression chamber 35 located on the downstream side of the film formation chamber 31.
  • the bridle roll 20 and the bridle roll 40 are rolls that apply tension to the film forming material S in the film forming chamber 31.
  • the bridle roll 20 and the bridle roll 40 are connected to a tension control device 21 disposed outside the film forming chamber 31.
  • the bridle roll 20 and the bridle roll 40 are driven under the control of the tension control device 21 to apply tension to the film forming material S passing through the film forming chamber 31.
  • the bridle roll 20 and the bridle roll 40 are disposed in the film forming chamber 31, the roll surface may be formed by the film forming process. In that case, there is a concern that the rolls are unevenly distributed and it becomes difficult to control the appropriate tension, and the film forming material S may meander. For this reason, it is preferable that the bridle roll 20 and the bridle roll 40 are separated from the film forming chamber 31 by a boundary wall. Specifically, in FIG. 1, the bridle roll 20 is disposed in the decompression chamber 15 separated from the film formation chamber 31 by the boundary wall 17, and the bridle roll 40 is disposed in the decompression chamber separated from the film formation chamber 31 by the boundary wall 37. 35.
  • the tension measuring device 25 and the tension measuring device 45 are disposed in the decompression chamber 15 and the decompression chamber 35, respectively.
  • the tension measuring device 25 and the tension measuring device 45 measure the tension applied to the film forming material S in the film forming chamber 31.
  • the tension measuring device 25 and the tension measuring device 45 are connected to the tension control device 21, and the measurement result is input to the tension control device 21.
  • the tension control device 21 controls the driving of the bridle roll 20 and the bridle roll 40 based on the measurement results input from the tension measuring device 25 and the tension measuring device 45, and controls the film forming material S in the film forming chamber 31.
  • the applied tension is set to a constant value. In this way, the film formation material S that passes through the film formation chamber 31 is subjected to film formation while tension is applied in the longitudinal direction.
  • the tension applied to the film forming material S in the film forming chamber 31 is preferably 0.10 MPa or higher and 20.00 MPa or lower, and more preferably 0.50 MPa or higher and 10.00 MPa or lower for the reasons described above.
  • a pretreatment chamber 30 for performing the above pretreatment is preferably provided on the upstream side of the film formation chamber 31.
  • the pretreatment chamber 30 is provided with an exhaust port 32 to realize a decompression condition.
  • the pretreatment chamber 30 and the film formation chamber 31 are separated by a boundary wall 34.
  • the internal pressure is gradually increased by providing a differential pressure zone having one or more differential pressure chambers. It is preferable to lower the (vacuum degree).
  • the decompression chamber 15 and the decompression chamber 35 are provided as in the continuous film forming apparatus 1 shown in FIG. 1, it is more preferable to provide a differential pressure zone on the entry side of the decompression chamber 15 and the exit side of the decompression chamber 35. .
  • an inlet side differential pressure zone 10 including three inlet side differential pressure chambers 13 is disposed on the inlet side of the decompression chamber 15.
  • the number of the inlet side differential pressure chambers 13 is not limited to three.
  • Each entry-side differential pressure chamber 13 has an exhaust port 12. The amount of exhaust from the exhaust port 12 increases stepwise as the pretreatment chamber 30 and the film formation chamber 31 are approached. As a result, the internal pressure of the inlet side differential pressure chamber 13 constituting the inlet side differential pressure zone 10 decreases stepwise as the pretreatment chamber 30 and the film forming chamber 31 are approached. Thus, the internal pressure of the inlet side differential pressure zone 10 approaches the internal pressure of the pretreatment chamber 30 and the film formation chamber 31 from the atmospheric pressure.
  • the outlet side differential pressure zone 50 is the same as the inlet side differential pressure zone 10. That is, in FIG. 1, an outlet side differential pressure zone 50 including three outlet side differential pressure chambers 53 is arranged on the outlet side of the decompression chamber 35. However, the number of the outlet side differential pressure chambers 53 is not limited to three.
  • Each outlet-side differential pressure chamber 53 has an exhaust port 52. The exhaust amount from the exhaust port 52 decreases stepwise as the distance from the pretreatment chamber 30 and the film formation chamber 31 increases. Thereby, the internal pressure of the outlet side differential pressure chamber 53 constituting the outlet side differential pressure zone 50 increases stepwise as the distance from the pretreatment chamber 30 and the film forming chamber 31 increases. In this way, the internal pressure of the outlet side differential pressure zone 50 approaches the atmospheric pressure from the internal pressure of the pretreatment chamber 30 and the film forming chamber 31.
  • the inlet-side differential pressure zone 10 and the outlet-side differential pressure zone 50 have a seal roll 11 and a seal roll 51 between the differential pressure chambers, respectively. If a pressure difference can be generated between adjacent chambers, It is not limited.
  • the end of the lower part of the coil may be bent or deformed.
  • the deformed end of the film forming material S may be damaged when passing through a bridle roll or the like.
  • ⁇ Test Example 1> When secondary recrystallization annealing is performed on a primary recrystallized plate having a thickness of 0.23 mm, which has been subjected to groove processing by etching and subjected to magnetic domain subdivision, Al 2 O 3 is applied as an annealing separator. Thus, a grain-oriented electrical steel sheet (steel sheet) having no forsterite film was obtained. The obtained steel sheet was subjected to a film formation experiment in a state where tension was applied using a laboratory CVD apparatus.
  • a test piece having a rolling direction of 300 mm and a rolling perpendicular direction of 50 mm was cut out from the obtained steel sheet, and this was used as a sample and installed in a laboratory CVD apparatus.
  • the film forming process was performed in such a manner that a tension was always applied in the rolling direction of the steel sheet by attaching a weight to one side of the sample. Film formation was performed under various tension conditions by changing the weight attached to the sample.
  • a CVD method was used for the film forming process.
  • the pressure in the furnace during the film forming process was set to 860 Pa, the furnace temperature was raised to 1000 ° C., a TiCl 4 —N 2 —H 2 mixed gas was introduced, and the film forming process was performed for 5 minutes. After film formation, the temperature was lowered and a sample was taken out. A TiN film having a thickness of 0.8 ⁇ m was formed on the surface of the sample taken out.
  • the steel plate after the TiN film was formed was visually confirmed to confirm whether or not there was a striped pattern on the surface. Then, after applying a phosphate-based coating solution, baking was performed under the conditions of 850 ° C. and 60 s to form an insulating film, and a test material for a grain-oriented electrical steel sheet composed of a steel sheet, a TiN film, and an insulating film was obtained. .
  • the iron loss value W 17/50 (unit: W / kg) when excited to 1.7 T at a frequency of 50 Hz was measured for the obtained test material for grain-oriented electrical steel sheet. Magnetic measurement was performed by SST (single plate magnetic property test). The results were plotted on the graph of FIG.
  • FIG. 2 is a graph showing the relationship between the tension applied to the steel sheet and the iron loss value W 17/50 .
  • the magnetic properties tended to be superior when the applied tension was 20.00 MPa or less than when the applied tension exceeded 20.00 MPa.
  • a striped pattern was sometimes observed, but no striped pattern was observed in the test material having an applied tension of 20.00 MPa or less.
  • Example 2 The directional electrical steel sheet having a thickness of 0.21 mm, in which the forsterite film was removed by polishing and the surface roughness Ra was set to the value shown in Table 1 below, was passed through the continuous film forming apparatus 1 of FIG. Boarded.
  • the tension shown in Table 1 below (0.05 MPa to 350.00 MPa) is applied to the film forming material S (steel plate) that passes through the film forming chamber 31 by controlling the bridle roll 20 and the bridle roll 40. It was.
  • the film forming process in the film forming chamber 31 was performed by the PVD method, and a CrN film having a film thickness of 1.0 ⁇ m was formed.
  • a pretreatment was performed to remove the surface oxide of the steel sheet with Ar ions accelerated by a bias voltage of ⁇ 600V. Thereafter, in the film forming chamber 31, a film forming process was performed using a steel plate as a cathode under the conditions of bias voltage: ⁇ 100 V and film forming speed: 1.0 nm / s.
  • the steel plate temperature during film formation was 500 ° C.
  • a phosphate-based coating solution was applied onto the CrN film, and then baked at 850 ° C. for 60 seconds to form an insulating film. After forming the insulating film, the magnetic domain was subdivided by irradiating an electron beam. In this way, a test material for a grain-oriented magnetic steel sheet composed of a steel plate, a CrN coating, and an insulating coating was obtained.
  • Magnetic properties (average W 17/50 and maximum W 17/50 ) >> About the obtained test
  • test pieces were cut out from one end to the other end in the direction perpendicular to the rolling direction at each set point.
  • the total number of test pieces was 55.
  • the magnetic measurement of each test piece was performed by SST (single plate magnetic property test).
  • the average value of iron loss values (average W 17/50 ) and the maximum value of 55 iron loss values (maximum W 17/50 ) were determined. The results are shown in Table 1 below.
  • test material No. 1 to 13 surface roughness Ra: 0.1 ⁇ m
  • Nos. 2 to 10 are test materials Nos. 1 to 10 having better magnetic properties (average W 17/50 and maximum W 17/50 ) and an applied tension in the range of 0.50 to 10.00 MPa.
  • Nos. 3 to 8 had better magnetic properties.
  • the test material No. Contrast 2-10.
  • the applied tension is 10.00 MPa or less, the difference between the average W 17/50 and the maximum W 17/50 becomes smaller (the maximum W 17/50 becomes smaller than the average W 17/50 ), and the local This suggests that the deterioration of the magnetic properties may be suppressed.
  • Test material No. 14 to 18 surface roughness Ra: 0.3 ⁇ m
  • Nos. 15 to 17 are test materials having better magnetic properties and an applied tension in the range of 0.50 to 10.00 MPa. 15 to 16 had even better magnetic properties.
  • Test material No. In all of 19 to 23 surface roughness Ra: 0.5 ⁇ m
  • the applied tension was in the range of 0.10 to 20.00 MPa, but the magnetic properties were good.
  • a test material No. having an applied tension in the range of 0.50 to 10.00 MPa. 20 to 23 had better magnetic properties.
  • Test material No. When comparing 1 to 23, it was found that when the applied tension was 0.10 MPa or more (other than No. 1 and 14), the bending peel diameter was 30 mm ⁇ or less, and the film adhesion was excellent.

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Abstract

磁気特性に優れた方向性電磁鋼板が得られる方向性電磁鋼板の製造方法を提供する。上記方向性電磁鋼板の製造方法は、フォルステライト被膜を有しない方向性電磁鋼板の表面に、成膜処理を施す方向性電磁鋼板の製造方法であって、上記フォルステライト被膜を有しない方向性電磁鋼板に対して、張力を付与しながら上記成膜処理を施す。

Description

方向性電磁鋼板の製造方法および連続成膜装置
　本発明は、方向性電磁鋼板の製造方法および連続成膜装置に関する。
　方向性電磁鋼板は、変圧器および発電機等の鉄心材料として用いられる軟磁性材料である。方向性電磁鋼板は、鉄の磁化容易軸である〈００１〉方位が、鋼板の圧延方向に高度に揃った結晶組織を有することが特徴である。このような集合組織は、方向性電磁鋼板の製造工程において、いわゆるＧｏｓｓ方位と称される｛１１０｝〈００１〉方位の結晶粒を優先的に巨大成長させる、仕上げ焼鈍を通じて形成される。
　方向性電磁鋼板の製品の磁気特性としては、磁束密度が高く、鉄損が低いことが要求される。特に近年では、省エネルギー化の観点から、低鉄損の材料が求められている。
　低鉄損化を達成する方法としては、｛１１０｝〈００１〉方位の圧延方向への集積度を高める『高配向化』、表面を鏡面状にする『表面平滑化』、局所歪みまたは鋼板表面への加工による『磁区細分化』、電気抵抗を高める『高Ｓｉ化』、渦電流を抑制する『薄物化』、鋼板に対し圧延方向への引張応力を付与する『被膜の高張力化』等の技術がある。
　これらの技術は、個々に多くの研究がなされており、それぞれはすでに非常に高いレベルに到達しつつある。
　ここで、『被膜の高張力化』とは、鋼板とその被膜との機械的な物性の違いを利用し、被膜によって鋼板が圧延方向に引張応力を受けた状態にする技術である。
　多くの場合、鋼板とは熱膨張率の異なる被膜を高温で形成し、室温まで冷却する。その際、鋼板が冷却と共に縮むのに対して、被膜の形状があまり変化しないことにより、鋼板に引張応力を印加できる。
　したがって、一般に、鋼板とは熱膨張率の大きく異なる被膜の方が、鋼板に大きな張力を印加できる。
　このような高張力被膜を、フォルステライト被膜を有しない表面平滑化がなされた鋼板に形成することにより、更に鉄損改善の効果が高まる。
　その一方で、熱膨張率の違いは、鋼板と被膜との耐剥離特性（密着性）にも影響する。
　通常、方向性電磁鋼板においては、鋼板とその上に成膜されるフォルステライト被膜との界面に凹凸が形成され、そのアンカー効果によって被膜の耐剥離特性（密着性）を確保している。
　しかし、フォルステライト被膜を有しない表面が平滑な鋼板上に、熱膨張率の異なる被膜を形成すると、形状によるサポートがなく、成膜後の冷却などの際に、被膜が剥離する場合がある。
　そこで、従来、耐剥離性の高い被膜を形成する方法が検討されている。例えば、ＴｉＮ、ＴｉＣ、Ｔｉ（ＣＮ）などのセラミックス被膜を物理的手段により成膜するＰＶＤ（Physical Vapor Deposition）法；化学的手段による成膜するＣＶＤ（Chemical Vapor Deposition）法；等の成膜法が挙げられる。
　これらの成膜法は、一般に減圧条件を必要とすること、反応ガスを鋼板に対して均一に供給する必要があること等から、連続的に行なうことが難しい方法である。そのため、これらの成膜法を用いる場合、バッチ式で成膜されることが多い。しかし、バッチ式の成膜では、成膜コストが高くなったり生産性が劣ったりする。
　そこで、従来、これらの成膜法を利用し、連続的に成膜するための連続成膜装置が提案されている（例えば、特許文献１～２）。
特開昭６２－０４０３６８号公報 特開２００５－０８９８１０号公報
　本発明者らが、特許文献１～２に記載された連続成膜装置について検討した結果、得られる方向性電磁鋼板の磁気特性が不十分な場合があることが分かった。
　本発明は、以上の点を鑑みてなされたものであり、磁気特性に優れた方向性電磁鋼板が得られ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。
　更に、本発明は、上記方向性電磁鋼板の製造方法に用いられる連続成膜装置の提供も目的とする。
　本発明者らは、鋭意検討した結果、下記構成を採用することにより、上記目的が達成されることを見出し、本発明を完成させた。
　すなわち、本発明は、以下の［１］～［１３］を提供する。
　［１］フォルステライト被膜を有しない方向性電磁鋼板の表面に、成膜処理を施す方向性電磁鋼板の製造方法であって、上記フォルステライト被膜を有しない方向性電磁鋼板に対して、張力を付与しながら上記成膜処理を施す、方向性電磁鋼板の製造方法。
　［２］上記フォルステライト被膜を有しない方向性電磁鋼板に付与する張力が、０．１０ＭＰａ以上２０．００ＭＰａ以下である、上記［１］に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
　［３］上記フォルステライト被膜を有しない方向性電磁鋼板に付与する張力が、０．５０ＭＰａ以上１０．００ＭＰａ以下である、上記［１］に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
　［４］上記成膜処理を、ＣＶＤ法またはＰＶＤ法により行なう、上記［１］～［３］のいずれかに記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
　［５］上記成膜処理を、減圧条件下で行なう、上記［４］に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
　［６］搬送される被成膜材に対して連続的に成膜処理を施す成膜室と、上記成膜室の上流側および下流側に配置され、上記成膜室内の上記被成膜材に張力を付与するロールと、上記成膜室内の上記被成膜材に付与されている張力を測定する張力測定装置と、上記張力測定装置の測定結果に基づいて上記ロールの駆動を制御し、上記成膜室内の上記被成膜材に付与する張力を一定の値にする張力制御装置と、を備える連続成膜装置。
　［７］上記被成膜材が、フォルステライト被膜を有しない方向性電磁鋼板である、上記［６］に記載の連続成膜装置。
　［８］上記成膜室内の上記被成膜材に付与する張力が、０．１０ＭＰａ以上２０．００ＭＰａ以下である、上記［６］または［７］に記載の連続成膜装置。
　［９］上記成膜室内の上記被成膜材に付与する張力が、０．５０ＭＰａ以上１０．００ＭＰａ以下である、上記［６］または［７］に記載の連続成膜装置。
　［１０］上記成膜室が、ＣＶＤ法またはＰＶＤ法により上記成膜処理を行なう、上記［６］～［９］のいずれかに記載の連続成膜装置。
　［１１］上記成膜室の上流側および下流側に差圧帯を備える、上記［６］～［１０］のいずれかに記載の連続成膜装置。
　［１２］上記ロールが、上記成膜室とは界壁によって隔たれている、上記［６］～［１１］のいずれかに記載の連続成膜装置。
　［１３］上記成膜室の上流側に、上記被成膜材の端部を切り落とすシャーを備える、上記［６］～［１２］のいずれかに記載の連続成膜装置。
　本発明によれば、磁気特性に優れた方向性電磁鋼板が得られる方向性電磁鋼板の製造方法を提供することができる。
　更に、本発明によれば、上記方向性電磁鋼板の製造方法に用いられる連続成膜装置も提供することができる。
連続成膜装置１を示す模式図である。 鋼板に付与した張力と鉄損値Ｗ１７／５０との関係を示すグラフである。
［本発明者らによる知見］
　本発明者らは、磁気特性が目標値に到達していない方向性電磁鋼板を詳細に調査した。その結果、磁気特性が目標値に到達していない方向性電磁鋼板の多くは、鋼板の幅方向に筋状の模様が認められた。本発明者らが更に調査した結果、筋状の模様が認められた鋼板中には、双晶が形成されていた。
　通常の方向性電磁鋼板においても、鋼板組織に双晶が形成され、磁気特性が劣化する場合がある。この場合、双晶の多くは、鋼板に対して比較的大きな応力がかかり、塑性変形を余儀なくされた場合に形成される。
　そこで、本発明者らが更に検討を進めた結果、以下のことが見出された。
　通常、方向性電磁鋼板は、鋼板表面にフォルステライト被膜を有する。フォルステライト被膜は、鋼板よりもヤング率が高く、圧縮応力や引張応力によって変形しにくい。つまり、フォルステライト被膜を有しない方向性電磁鋼板は、フォルステライト被膜を有する方向性電磁鋼板よりも低い応力値で塑性変形が生じる。
　そのため、フォルステライト被膜を有しない方向性電磁鋼板を扱う場合は、フォルステライト被膜を有する方向性電磁鋼板であれば問題にならない応力が問題となりうることが見出された。
　ＣＶＤ法またはＰＶＤ法などにより連続的に成膜する場合、均一に成膜するため、鋼板をより緊張させた状態とし、平坦に保つ傾向がある。本発明者らは、このときの応力が双晶の原因であると推定し、鋼板に生じる応力を制御する観点から、連続成膜装置に、張力を制御する機構を新たに組み込むことを想到した。
　そして、本発明者らは、連続成膜装置に張力を制御する機構を組み込むことにより、方向性電磁鋼板の磁気特性を改善する新たな可能性についても検討を進めた。
　方向性電磁鋼板においては、鋼板と被膜との熱膨張率の違いを利用して、鋼板に高い張力を発生させ、張力による鉄損改善効果により磁気特性を向上させている。
　上記効果は、次のメカニズムにより得られる。すなわち、成膜を高温で行ない、その後、室温等まで冷却することにより、成膜時で伸びていた鋼板が冷却によって縮む。これに対し、熱膨張率の異なる被膜は形状が変わらない。このため、被膜によって鋼板が引っ張られた状態となる。このようなメカニズムにより、上記効果は得られる。
　本発明者らは、上記メカニズムを踏まえて、鋭意検討した。その結果、成膜時の鋼板に張力を付与することにより、成膜時における鋼板の伸びが増し、それにより、成膜後において、被膜によって鋼板がより引っ張られた状態となり得ることを見出した。すなわち、成膜後の鋼板により高い張力を発生させ得ることを見出した。
　以下、改めて、本発明について説明する。
［方向性電磁鋼板の製造方法］
　本発明の方向性電磁鋼板の製造方法（以下、単に「本発明の製造方法」ともいう）は、フォルステライト被膜を有しない方向性電磁鋼板の表面に、成膜処理を施す方向性電磁鋼板の製造方法であって、上記フォルステライト被膜を有しない方向性電磁鋼板に対して、張力を付与しながら上記成膜処理を施す、方向性電磁鋼板の製造方法である。
 〈フォルステライト被膜を有しない方向性電磁鋼板〉
　通常、仕上げ焼鈍と呼ばれる二次再結晶焼鈍後の方向性電磁鋼板は、フォルステライト被膜を有する。これに対して、本発明の製造方法においては、フォルステライト被膜を有しない方向性電磁鋼板（以下、単に「鋼板」ともいう）を用いる。鋼板の表面は、平滑であることが好ましい。
　このような鋼板を製造する方法は、特に限定されず、例えば、機械研磨等を用いて物理的にフォルステライト被膜を除去したうえで、化学的に平滑な表面を得る方法（例えば、特開平０９－１１８９２３号公報を参照）；ＭｇＯを主体とする焼鈍分離剤に塩化物の助剤を加えて、仕上げ焼鈍後にフォルステライト被膜が剥離する方法（例えば、特開２００２－３６３７６３号公報、特開平０８－２６９５６０号公報を参照）：等が挙げられる。
　アルミナ（Ａｌ２Ｏ３）等の焼鈍分離剤を用いて、そもそもフォルステライト被膜を形成しない方法を採用してもよい。複数の方法を掛け合わせることも有用である。
　得られた鋼板の表面粗さは、高張力被膜を形成した後に得られる特性がより十分になるという理由から、Ｒａで０．５μｍ以下が好ましい。
 〈成膜処理〉
　本発明の製造方法においては、上述したフォルステライト被膜を有しない方向性電磁鋼板（鋼板）の表面に、成膜処理を施す。
　この鋼板は、例えば一方向（圧延方向）に長い帯状であり、コイルから引き出し、搬送されることが好ましい。成膜処理は、例えば、後述する連続成膜装置の成膜室において、この成膜室内を通板（搬送）される鋼板に対して、連続的に行なわれる。
　成膜処理には、ＣＶＤ（Cheｍical Vapor Deposition）法またはＰＶＤ（Physical Vapor Deposition）法を用いることが好ましい。
　ＣＶＤ法としては、熱ＣＶＤ法が好ましい。成膜温度は、９００～１１００℃が好ましい。成膜時の圧力は大気圧でもよいが、より均一な被膜を形成できるという理由から、減圧条件（「真空条件」も含む）下で成膜することが好ましい。
　減圧条件下の圧力（成膜室の内圧）は、例えば、１０～１０００Ｐａである。もっとも、ＣＶＤ法は、反応性ガスを供給して成膜する成膜法であり、形成する被膜の組成に依存して最適な圧力は変化するため、一義的には決定できない。
　ＰＶＤ法は、イオンプレーティング法が好ましい。成膜温度は、成膜効率を高めることができるという理由から、３００～６００℃が好ましい。ＰＶＤ法は、ターゲットと呼ばれる原料をイオン化して鋼板まで到達させる必要があるため、ＣＶＤ法より低い減圧条件下での実施が要求され、具体的には、例えば、０．１～１００Ｐａが好適である。
　ＰＶＤ法を用いる場合、被膜の密着性が良好になるという理由から、鋼板を陰極として－１０～－３００Ｖのバイアス電圧を印加することが好ましい。原料のイオン化にプラズマを用いることにより、成膜速度を上げることができる。
　成膜処理によって形成される被膜は、鋼板とは熱膨張率が異なり（熱膨張率が小さく）、応力印加時に生じる変形についても鋼板より小さいことが好ましい。
　具体的には、被膜としては、窒化物被膜が好ましく、金属窒化物被膜がより好ましく、Ｚｎ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｔｉ、Ｙ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｚｒ、ＷおよびＴａからなる群から選ばれる少なくとも１種の金属を含む金属窒化物被膜が更に好ましい。これらは岩塩型構造をとりやすく、鋼板（地鉄）の体心立方格子と整合しやすいため、被膜の密着性を向上させることができる。
　被膜は、単層からなる被膜に限定されず、例えば、複数の層からなる被膜として、機能性を持たせてもよい。
　このような成膜処理により、フォルステライト被膜を有しない方向性電磁鋼板、および、その表面上に成膜処理によって形成された被膜からなる方向性電磁鋼板が得られる。
 〈張力付与〉
　本発明の製造方法においては、上述したように、フォルステライト被膜を有しない方向性電磁鋼板（鋼板）の表面に成膜処理を施すが、その際に、鋼板に対して例えば一方向（圧延方向など）に張力を付与しながら成膜処理を施す。
　これにより、得られる方向性電磁鋼板は、磁気特性に優れる。その理由は、上述したように、成膜処理時に鋼板に張力を付与することにより、成膜処理時における鋼板の伸びが増し、その結果、成膜処理後において、被膜によって鋼板がより引っ張られた状態となるためと考えられる。
　成膜処理時にフォルステライト被膜を有しない方向性電磁鋼板（鋼板）に対して付与する張力（以下、単に「付与張力」ともいう）は、鋼板を緊張させるに十分な張力であって、成膜時に鋼板が弛む等の問題が生じずに、均一に成膜できるという理由から、０．１０ＭＰａ以上が好ましい。成膜精度が向上するという理由から、付与張力は、０．５０ＭＰａ以上がより好ましい。
　一方、付与張力は、大きすぎると鋼板に双晶が生じて磁気特性が劣化する場合があることから、２０．００ＭＰａ以下が好ましい。このような弾性変形領域で成膜することにより、張力を付加することなく成膜した場合に比べ、被膜による張力付与効果がより高まり、良好な磁気特性が得られやすい。
　成膜処理以外の工程においても、同様の理由から、鋼板に付与する張力は、２０．００ＭＰａ以下に制御することが好ましい。
　鋼板は、必ずしも形状が良好ではないため、端部などで応力集中などが生じ、局所的に鋼板が感じる応力が上記範囲を超える場合がある。これは、鋼板の形状に依存するため、その閾値は明確ではないが、例えば後述する実施例に示す結果から、付与張力は、１０．００ＭＰａ以下が好ましい。
　成膜時に鋼板に付与される張力を上記範囲に制御した後、成膜後の鋼板に対して、上記範囲を超えて張力を付与してもよい。例えば、鋼板上に成膜された膜がフォルステライト被膜と同様に鋼板の塑性変形を抑制する効果を有する場合、上記範囲を超えて、成膜後の鋼板に張力を付与することができる。
 〈前処理〉
　成膜処理の前に、鋼板の表面上に残留する酸化物等の不純物を除去する前処理を行なうことが好ましい。これにより、成膜処理で形成される被膜（例えば、窒化物被膜）の鋼板（地鉄）に対する密着性が顕著に向上する。
　前処理の方法としては、イオンスパッタリングが好ましい。イオンスパッタリングの場合、使用するイオン種としては、アルゴンおよび窒素などの不活性ガスのイオン、または、ＴｉおよびＣｒなどの金属イオンを用いることが好ましい。
　スパッタリングイオンの平均自由工程を上げるために、前処理も減圧条件下で行なうことが好ましく、０．０００１～１．０Ｐａが好適に挙げられる。
　鋼板を陰極として、－５０～－１０００Ｖのバイアス電圧を印加することが好ましい。
　前処理の方法としては、電子ビームを用いる方法なども知られている。
 〈その他の処理または工程〉
　成膜処理によって形成された被膜の上に、更に、絶縁性の確保等の観点から、絶縁被膜を形成してもよい。絶縁被膜の種類は、特に限定されず、従来公知の絶縁被膜を形成できる。絶縁被膜を形成する方法としては、例えば、特開昭５０－７９４４２号公報、特開昭４８－３９３３８号公報などに記載されている、リン酸塩－クロム酸－コロイダルシリカを含有する塗布液を、成膜処理によって形成された被膜の上に塗布し、８００℃程度で焼き付ける方法が挙げられる。
　平坦化焼鈍により、鋼板の形状を整えることも可能であり、更に、絶縁被膜の焼き付けを兼ねた平坦化焼鈍を行なうこともできる。
［連続成膜装置］
　次に、上述した本発明の製造方法に好適に用いられる本発明の連続成膜装置の一例を、図１に基づいて説明する。
 〈基本的な構成〉
　図１は、連続成膜装置１を示す模式図である。まず、図１の連続成膜装置１の基本的な構成に説明する。図１中、左側から右側に向けて被成膜材Ｓが搬送される。被成膜材Ｓは、例えば、上述したフォルステライト被膜を有しない方向性電磁鋼板である。搬送方向は、一例として、圧延方向に沿った方向である。
　連続成膜装置１は、成膜室３１を有する。成膜室３１には、排気口３３が設けられている。排気口３３から成膜室３１の内部ガスが排気され、減圧条件が実現される。
　搬送される被成膜材Ｓは、成膜室３１内を通板される。成膜室３１は、成膜室３１内を通板される被成膜材Ｓに対して、連続的に成膜処理を施す。成膜処理は、本発明の製造方法において説明した成膜処理が好ましく、ＣＶＤ法またはＰＶＤ法が好適に用いられる。この場合、成膜室３１には、例えば、窒素ガス、ＴｉＣｌ４のガスなどの成膜のための原料ガス（雰囲気ガス）が供給される。
　成膜室３１の上流側に位置する減圧室１５には、ブライドルロール２０が配置されている。成膜室３１の下流側に位置する減圧室３５には、ブライドルロール４０が配置されている。ブライドルロール２０およびブライドルロール４０は、成膜室３１内の被成膜材Ｓに張力を付与するロールである。
　ブライドルロール２０およびブライドルロール４０は、成膜室３１の外部に配置された張力制御装置２１に接続されている。ブライドルロール２０およびブライドルロール４０は、張力制御装置２１の制御を受けて駆動し、成膜室３１内を通板されている被成膜材Ｓに張力を付与する。
　ところで、ブライドルロール２０およびブライドルロール４０は、成膜室３１内に配置されていると、成膜処理によって、ロール表面が成膜される場合がある。その場合、ロールが偏重し適正な張力の制御が困難になったり、被成膜材Ｓが蛇行したりする問題が生じることが懸念される。このため、ブライドルロール２０およびブライドルロール４０は、成膜室３１とは界壁によって隔たれていることが好ましい。
　具体的に、図１においては、ブライドルロール２０は、界壁１７によって成膜室３１と隔たれた減圧室１５に配置され、ブライドルロール４０は、界壁３７によって成膜室３１と隔たれた減圧室３５に配置されている。
　減圧室１５および減圧室３５には、それぞれ、張力測定装置２５および張力測定装置４５が配置されている。張力測定装置２５および張力測定装置４５は、成膜室３１内の被成膜材Ｓに付与されている張力を測定する。張力測定装置２５および張力測定装置４５は、張力制御装置２１に接続されており、測定結果は、張力制御装置２１に入力される。
　張力制御装置２１は、張力測定装置２５および張力測定装置４５から入力された測定結果に基づいて、ブライドルロール２０およびブライドルロール４０の駆動を制御し、成膜室３１内の被成膜材Ｓに付与する張力を、一定の値にする。
　こうして、成膜室３１内を通板される被成膜材Ｓは、長手方向に張力が付与されながら成膜処理が施される。
　成膜室３１内の被成膜材Ｓに付与される張力は、上述した理由から、０．１０ＭＰａ以上２０．００ＭＰａ以下が好ましく、０．５０ＭＰａ以上１０．００ＭＰａ以下がより好ましい。
 〈その他の構成〉
　図１の連続成膜装置１が備えるその他の構成を説明する。
　図１に示すように、成膜室３１の上流側には、上述した前処理を行なうための前処理室３０を設けることが好ましい。前処理室３０には、排気口３２が設けられ、減圧条件が実現される。前処理室３０と成膜室３１とは、界壁３４によって隔たれている。
　前処理室３０での前処理および成膜室３１での成膜処理を、減圧条件下で行なう場合、更に、１部屋以上の差圧室を有する差圧帯を設けることにより、段階的に内圧（真空度）を下げることが好ましい。
　このとき、図１に示す連続成膜装置１のように減圧室１５および減圧室３５を有する場合は、減圧室１５の入側および減圧室３５の出側に差圧帯を設けることがより好ましい。
　具体的には、図１においては、減圧室１５の入側に、３個の入側差圧室１３からなる入側差圧帯１０が配置されている。ただし、入側差圧室１３の数は、３個に限定されない。
　各々の入側差圧室１３は、排気口１２を有する。排気口１２からの排気量は、前処理室３０および成膜室３１に接近するに従い段階的に増加する。これにより、入側差圧帯１０を構成する入側差圧室１３の内圧は、前処理室３０および成膜室３１に接近するに従い段階的に減少する。こうして、入側差圧帯１０の内圧は、大気圧から、前処理室３０および成膜室３１の内圧に近づく。
　出側差圧帯５０も、入側差圧帯１０と同様である。すなわち、図１においては、減圧室３５の出側に、３個の出側差圧室５３からなる出側差圧帯５０が配置されている。ただし、出側差圧室５３の数は、３個に限定されない。
　各々の出側差圧室５３は、排気口５２を有する。排気口５２からの排気量は、前処理室３０および成膜室３１から離間するに従い段階的に減少する。これにより、出側差圧帯５０を構成する出側差圧室５３の内圧は、前処理室３０および成膜室３１から離間するに従い段階的に増加する。こうして、出側差圧帯５０の内圧は、前処理室３０および成膜室３１の内圧から、大気圧に近づく。
　入側差圧帯１０および出側差圧帯５０は、各差圧室どうし間などに、それぞれ、シールロール１１およびシールロール５１を有するが、隣室間で圧力差を生むことができれば、これに限定されない。
　方向性電磁鋼板は、仕上げ焼鈍の際にコイル状で長時間保持されるため、コイル下部の端部は折れ曲がったり、変形したりする場合がある。被成膜材Ｓの変形した端部がブライドルロールなどを通過する際に傷付けたりする問題が生じる可能性がある。こうした問題を回避するため、入側差圧帯１０の上流側には、被成膜材Ｓの端部を切り落とすシャーを設けることが好ましい。
　以下に、実施例を挙げて本発明を具体的に説明する。ただし、本発明はこれらに限定されない。
 〈試験例１〉
　エッチングにより溝加工を施して磁区細分化を行なった、板厚０．２３ｍｍの一次再結晶板に対して、二次再結晶焼鈍を実施する際に、Ａｌ２Ｏ３を焼鈍分離剤として塗布することにより、フォルステライト被膜を有しない方向性電磁鋼板（鋼板）を得た。得られた鋼板に対して、ラボＣＶＤ装置を用いて、張力をかけた状態での成膜実験を行なった。
　より詳細には、得られた鋼板から、圧延方向３００ｍｍ、圧延直角方向５０ｍｍの試験片を切り出し、これを試料として、ラボＣＶＤ装置内に設置した。このとき、試料の片側に重りをつけることにより、鋼板の圧延方向に対して常に張力がかかっている状態として、成膜処理を行なった。試料につける重りを変更することで、種々の張力条件下で成膜処理を行なった。
　成膜処理には、ＣＶＤ法を用いた。成膜処理時の炉内圧力は８６０Ｐａとし、炉温を１０００℃まで上昇させ、ＴｉＣｌ４－Ｎ２－Ｈ２混合ガスを導入し、５分間の成膜処理を行なった。成膜後は降温し、試料を取り出した。取り出した試料の表面には、膜厚０．８μｍのＴｉＮ被膜が形成された。
　ＴｉＮ被膜が形成された後の鋼板を目視で確認し、表面に縞状の模様があるか否かを確認した。その後、リン酸塩系の塗布液を塗布した後に、８５０℃、６０ｓの条件で焼き付けを行ない、絶縁被膜を形成し、鋼板、ＴｉＮ被膜および絶縁被膜からなる方向性電磁鋼板の試験材を得た。
　得られた方向性電磁鋼板の試験材について、周波数５０Ｈｚで１．７Ｔまで励磁した際の鉄損値Ｗ１７／５０（単位：Ｗ／kｇ）を測定した。磁気測定は、ＳＳＴ（単板磁気特性試験）により行なった。結果を、図２のグラフにプロットした。
　図２は、鋼板に付与した張力と鉄損値Ｗ１７／５０との関係を示すグラフである。図２のグラフに示すように、付与張力が２０．００ＭＰａを超える場合よりも、付与張力が２０．００ＭＰａ以下である場合に磁気特性が優れる傾向が見られた。
　付与張力が２０．００ＭＰａを超える試験材においては、縞状の模様が見られる場合があったが、付与張力が２０．００ＭＰａ以下である試験材には、縞状の模様は確認されなかった。
 〈試験例２〉
　研磨によってフォルステライト被膜を除去し、表面粗さＲａを下記表１に示す値にした板厚０．２１ｍｍの方向性電磁鋼板を被成膜材Ｓとして、図１の連続成膜装置１に通板した。ブライドルロール２０およびブライドルロール４０を制御して、成膜室３１を通板される被成膜材Ｓ（鋼板）に付与する張力を、下記表１に示す範囲（０．０５ＭＰａ～３５０．００ＭＰａ）とした。成膜室３１での成膜処理はＰＶＤ法で行ない、膜厚１．０μｍのＣｒＮ被膜を形成した。
　前処理室３０において、－６００Ｖのバイアス電圧で加速したＡｒイオンにより、鋼板の表面酸化物を除去する前処理を行なった。その後、成膜室３１において、鋼板を陰極として、バイアス電圧：－１００Ｖ、成膜速度：１．０ｎｍ／ｓとなる条件で成膜処理を行なった。成膜時の鋼板温度は５００℃とした。
　連続成膜装置１での成膜を終えた後、ＣｒＮ被膜上に、リン酸塩系の塗布液を塗布し、その後、８５０℃、６０ｓの条件で焼き付けを行ない、絶縁被膜を形成した。絶縁被膜を形成した後、電子ビームの照射によって、鋼板の磁区細分化を行なった。
　こうして、鋼板、ＣｒＮ被膜および絶縁被膜からなる、磁区細分化された方向性電磁鋼板の試験材を得た。
 《被膜密着性（曲げ剥離径）》
　得られた方向性電磁鋼板の試験材について、丸棒巻き付け法を用いて、被膜密着性を評価した。具体的には、試験片（圧延方向長さ２８０ｍｍ×圧延直角方向長さ３０ｍｍ）を、直径が８０ｍｍの丸棒に巻き付け、その後、１８０°曲げ戻した際に、目視にて被膜のクラックや被膜剥離の有無を調査した。丸棒の直径を５ｍｍ間隔で下げながら、同様の評価を行ない、目視にて被膜にクラックや剥離が生じない最小径（曲げ剥離径）によって、被膜密着性を評価した。
　曲げ剥離径の値が小さいほど被膜密着性が良好であり、曲げ剥離径が３０ｍｍφ以下であれば、被膜密着性が特に優れると評価できる。結果を下記表１に示す。
 《磁気特性（平均Ｗ１７／５０および最大Ｗ１７／５０）》
　得られた方向性電磁鋼板の試験材について、周波数５０Ｈｚで１．７Ｔまで励磁した際の鉄損値Ｗ１７／５０（単位：Ｗ／kｇ）を測定し、磁気特性を評価した。
　具体的には、まず、得られた方向性電磁鋼板の長手方向（圧延方向）に、異なる５カ所を無作為に設定した。各設定個所から、圧延直角方向長さ１００ｍｍ、圧延方向長さ３２０ｍｍの短冊状の試験片を切り出した。このとき、各設定個所における圧延直角方向の一端から他端まで、複数枚の試験片を切り出した。試験片の枚数は、合計５５枚となった。各試験片の磁気測定を、ＳＳＴ（単板磁気特性試験）により行なった。鉄損値の平均値（平均Ｗ１７／５０）および５５枚の鉄損値の最大値（最大Ｗ１７／５０）を求めた。結果を下記表１に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　上記表１において、まず、試験材Ｎｏ．１～１３（表面粗さＲａ：０．１μｍ）を対比する。付与張力が０．１０～２０．００ＭＰａの範囲内である試験材Ｎｏ．２～１０は、磁気特性（平均Ｗ１７／５０および最大Ｗ１７／５０）がより良好であり、付与張力が０．５０～１０．００ＭＰａの範囲内である試験材Ｎｏ．３～８は、磁気特性が更に良好であった。
　ここで、試験材Ｎｏ．２～１０を対比する。付与張力が１０．００ＭＰａ以下である場合に、平均Ｗ１７／５０と最大Ｗ１７／５０との差が小さくなり（平均Ｗ１７／５０に対して最大Ｗ１７／５０が小さくなり）、局所的に磁気特性が劣化することが抑制されている可能性が示唆された。
　上記傾向は、表面粗さＲａが異なる他の試験材においても同様であった。
　試験材Ｎｏ．１４～１８（表面粗さＲａ：０．３μｍ）を見る。例えば、付与張力が０．１０～２０．００ＭＰａの範囲内である試験材Ｎｏ．１５～１７は、磁気特性がより良好であり、付与張力が０．５０～１０．００ＭＰａの範囲内である試験材Ｎｏ．１５～１６は、磁気特性が更に良好であった。
　試験材Ｎｏ．１９～２３（表面粗さＲａ：０．５μｍ）は、いずれも付与張力が０．１０～２０．００ＭＰａの範囲内であるが、磁気特性は良好であった。付与張力が０．５０～１０．００ＭＰａの範囲内である試験材Ｎｏ．２０～２３は、磁気特性がより良好であった。
　試験材Ｎｏ．１～２３を対比すると、付与張力が０．１０ＭＰａ以上である場合（Ｎｏ．１および１４以外）は、いずれも、曲げ剥離径が３０ｍｍφ以下であり、被膜密着性が優れることが分かった。
　１：連続成膜装置
　５：シャー
　１０：入側差圧帯
　１１：シールロール
　１２：排気口
　１３：入側差圧室
　１５：減圧室
　１７：界壁
　２０：ブライドルロール（ロール）
　２１：張力制御装置
　２２：排気口
　２５：張力測定装置
　３０：前処理室
　３１：成膜室
　３２：排気口
　３４：界壁
　３５：減圧室
　３７：界壁
　４０：ブライドルロール（ロール）
　４１：排気口
　４５：張力測定装置
　５０：出側差圧帯
　５１：シールロール
　５２：排気口
　５３：出側差圧室
　Ｓ：被成膜材

Claims (13)

  1. 　フォルステライト被膜を有しない方向性電磁鋼板の表面に、成膜処理を施す方向性電磁鋼板の製造方法であって、
    　前記フォルステライト被膜を有しない方向性電磁鋼板に対して、張力を付与しながら前記成膜処理を施す、方向性電磁鋼板の製造方法。
  2. 　前記フォルステライト被膜を有しない方向性電磁鋼板に付与する張力が、０．１０ＭＰａ以上２０．００ＭＰａ以下である、請求項１に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
  3. 　前記フォルステライト被膜を有しない方向性電磁鋼板に付与する張力が、０．５０ＭＰａ以上１０．００ＭＰａ以下である、請求項１に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
  4. 　前記成膜処理を、ＣＶＤ法またはＰＶＤ法により行なう、請求項１～３のいずれか１項に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
  5. 　前記成膜処理を、減圧条件下で行なう、請求項４に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
  6. 　搬送される被成膜材に対して連続的に成膜処理を施す成膜室と、
    　前記成膜室の上流側および下流側に配置され、前記成膜室内の前記被成膜材に張力を付与するロールと、
    　前記成膜室内の前記被成膜材に付与されている張力を測定する張力測定装置と、
    　前記張力測定装置の測定結果に基づいて前記ロールの駆動を制御し、前記成膜室内の前記被成膜材に付与する張力を一定の値にする張力制御装置と、
    を備える連続成膜装置。
  7. 　前記被成膜材が、フォルステライト被膜を有しない方向性電磁鋼板である、請求項６に記載の連続成膜装置。
  8. 　前記成膜室内の前記被成膜材に付与する張力が、０．１０ＭＰａ以上２０．００ＭＰａ以下である、請求項６または７に記載の連続成膜装置。
  9. 　前記成膜室内の前記被成膜材に付与する張力が、０．５０ＭＰａ以上１０．００ＭＰａ以下である、請求項６または７に記載の連続成膜装置。
  10. 　前記成膜室が、ＣＶＤ法またはＰＶＤ法により前記成膜処理を行なう、請求項６～９のいずれか１項に記載の連続成膜装置。
  11. 　前記成膜室の上流側および下流側に差圧帯を備える、請求項６～１０のいずれか１項に記載の連続成膜装置。
  12. 　前記ロールが、前記成膜室とは界壁によって隔たれている、請求項６～１１のいずれか１項に記載の連続成膜装置。
  13. 　前記成膜室の上流側に、前記被成膜材の端部を切り落とすシャーを備える、請求項６～１２のいずれか１項に記載の連続成膜装置。
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