WO2022045264A1 - 方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents

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grain
laser
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広 山口
猛 今村
健 大村
義悠 市原
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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 manufacturing a grain-oriented electrical steel sheet having a low iron loss, which is suitable for an iron core material such as a transformer.
  • Electrical steel sheets are soft magnetic materials and are mainly used as iron core materials for transformers or rotating machines. Therefore, the grain-oriented electrical steel sheet is required to have high magnetic flux density and low iron loss and magnetostriction as magnetic characteristics. To meet this requirement, it is important to highly align the secondary recrystallized grains in the steel sheet in the ⁇ 100 ⁇ ⁇ 001> orientation (Goth orientation) and to reduce impurities in the product.
  • Patent Document 1 proposes a technique of irradiating a final product plate with a laser and introducing a linear high dislocation density region into the surface layer of a steel sheet to narrow the magnetic domain width and reduce iron loss. ..
  • this technique has excellent manufacturability and is widely used, it has an essential problem that the magnetic domain subdivision effect disappears due to strain relief annealing. Therefore, in order to maintain the effect of reducing iron loss, the application is limited to a stacked iron core transformer that is not normally subjected to strain removing and annealing.
  • Patent Document 2 a method of mechanically forming a groove using a tooth mold roll or the like (Patent Document 2) and a method of electrically or chemically forming a groove by etching or the like (Patent Document 3) have been developed.
  • this groove forming method even when heat treatment such as strain removal annealing is performed, the magnetic domain subdivision effect is not lost and a low iron loss value is maintained. Therefore, the core material of almost all transformers including wound core transformers. It can be used as.
  • the former Patent Document 2 has many manufacturing problems such as maintenance of worn tooth mold rolls, and the latter (Patent Document 3) has problems such as application and removal of resist ink used for etching, which increases the cost. was there.
  • Patent Document 4 proposes a technique in which a groove is formed on the final cold-rolled plate by using a laser beam or a plasma flame, and the magnetic domain subdivision effect can be maintained even after strain removal and annealing.
  • convex portions such as burrs are formed on the upper part of the groove wall surface at the same time as irradiation with laser light or plasma flame, the space factor decreases or the insulation of the coating applied thereafter decreases, and the transformer is insulated. The problem of destruction remains, and it has not been put into practical use.
  • the method of subdividing the magnetic domain by forming a groove tends to make the groove shape non-uniform, and the obtained iron loss value tends to vary.
  • the actual steel plate cross-sectional area at the groove forming portion There is also a problem that the magnetic flux density decreases by about 1% at the maximum before and after the groove formation due to the decrease in the magnetic flux density.
  • the present invention has been developed in view of the above-mentioned current situation, and in a method for manufacturing a grain-oriented electrical steel sheet that controls a magnetic domain structure to reduce iron loss, iron loss is reduced even when strain removal annealing is performed.
  • the purpose is to propose a method that can maintain the effect and does not reduce the magnetic flux density after the magnetic domain control process.
  • the inventors locally irradiate the surface of the steel sheet after the secondary recrystallization accumulated in the Goth direction with a laser in a direction intersecting the rolling direction of the steel sheet (for example, in the orthogonal direction) to locally apply the irradiation area. It was newly found that when melted, a re-coagulation structure different from the original Goth orientation structure can be formed, and that this re-coagulation structure can exhibit a magnetic zone subdivision effect. Further studies revealed that so-called grooves may be formed depending on the laser irradiation conditions, but when the resolidified structure is used for magnetic domain subdivision, groove formation is not essential for magnetic domain subdivision, but rather grooves.
  • the above-mentioned re-solidification structure is a solidification structure that has an orientation different from the original crystal orientation before laser irradiation by irradiating the steel plate with a laser to temporarily melt the irradiation area and solidify it again. That is. Therefore, unlike the conventional strain-introduced type, the structure is different from the structure in which the original crystal orientation is maintained, in which the linear strain distribution remains by rapid heating and quenching by laser irradiation without melting the structure.
  • the inventors have made extensive studies on the irradiation conditions of the laser beam, which efficiently absorbs the incident energy of the laser beam into the ground iron and melts it while suppressing spatter.
  • the surface of the steel plate is subjected to a method of irradiating the surface of the steel plate with a laser beam having a ring-shaped intensity distribution whose periphery is lower than that of the center, for example, a weak laser beam in a ring shape around the strong laser beam at the center. It has been found that the fused portion can be formed with almost no unevenness, and that the magnetic domain subdivision effect can be exhibited and the iron loss can be reduced without changing the magnetic flux density.
  • the energy intensities are different, a combination of laser beams having different wavelengths may be used.
  • shorter wavelength green lasers, UV lasers, blue lasers, etc. have less reflection on the steel sheet surface and are absorbed more efficiently than the commonly used YAG disk lasers and fiber lasers with a wavelength of around 1.0 ⁇ m. Therefore, it has been clarified that the molten portion is easily formed and that it is effective in reducing the unevenness of the surface of the steel sheet.
  • the surface of the steel sheet after the laser light irradiation treatment has substantially no unevenness, the decrease in magnetic flux density due to the treatment is 0.2% or less. Further, since the re-solidified structure does not disappear even after the strain-removing annealing, the effect of reducing the iron loss by the magnetic domain subdivision treatment is maintained even after the strain-removing annealing.
  • the gist structure of the present invention is as follows. (1) A grain-oriented electrical steel sheet having a ring-shaped intensity distribution whose periphery is lower than the center on the surface of the grain-oriented electrical steel sheet, and which linearly irradiates laser light in a direction intersecting the rolling direction of the steel sheet. Production method.
  • iron loss can be further reduced as compared with the conventional case even after strain removal annealing. can.
  • the development process of the present invention will be described. From the viewpoint that the incident energy of the laser beam is efficiently absorbed by the ground iron, the shorter the wavelength of the laser beam, the higher the energy, and the lower the reflectance on the steel plate surface, so the wavelength of the laser beam. It is considered effective to make it shorter than before.
  • the annealing separator mainly containing MgO and the surface of the steel plate before the secondary recrystallization are applied.
  • the inventors irradiate the surface of the base iron with laser light through the forsterite coating to realize efficient energy absorption on the surface of the base iron and to generate a molten portion with less unevenness near the surface of the base iron.
  • the properties of the forsterite film which are necessary for the above, were investigated.
  • forsterite itself is a transparent crystal, it actually looks white, so it is considered that light is diffusely reflected in the forsterite film due to the presence of grain boundaries. That is, the thicker the forsterite film, the easier it is to absorb the energy of the laser beam. Therefore, the thinner the forsterite film, the better for efficient energy absorption into the ground iron.
  • the basis weight is preferably 3.2 g / m 2 or less. This is because if the forsterite film is thicker than 3.2 g / m 2 , the energy required for the laser beam becomes high, and the surface unevenness at the time of resolidification structure formation may become large.
  • forsterite itself is a composite oxide of Si and Mg, Mg 2SiO 4 , so the dew point during decarburization annealing before secondary recrystallization annealing can be lowered to reduce the amount of surface oxide mainly composed of SiO 2 , or MgO.
  • Forsterite by lowering the hydration amount of the annealing separator, which is mainly composed of The coating can be adjusted to 3.2 g / m 2 or less.
  • a technique for reducing iron loss by smoothing the surface so as not to intentionally form or suppress surface oxides such as a forsterite film.
  • a technique for forming a very thin external SiO 2 film, a CVD film, or a PVD film If bending adhesion and tension applying effect can be ensured by forming these films, the basis weight of the forsterite film can be greatly reduced, and the viewpoint of energy absorption efficiency of laser light to the ground iron of the present invention can be obtained. Is more preferable.
  • the dew point at the time of decarburization annealing is lowered to suppress internal oxidation to form the external SiO 2 very thinly, or chloride is added as an auxiliary agent for the annealing separator.
  • chloride is added as an auxiliary agent for the annealing separator.
  • the main component of the annealing separator itself is changed to Al 2 O 3 or Ca O to prevent the formation reaction of the forsterite film from occurring.
  • Magnetic domain subdivision technology using laser light includes the so-called strain-introduced type, which applies thermal strain to the surface of a steel sheet to form a region with a very high dislocation density and narrows the magnetic domain width, and high-energy laser light irradiation.
  • a groove introduction type is known in which a groove is formed directly on the surface of the base steel and a magnetic pole is generated on the side surface of the groove to narrow the width of the magnetic domain.
  • the irradiation conditions of the laser beam of the present invention are intermediate between them. That is, since the resolidification structure obtained by irradiating the laser beam and locally melting the vicinity of the ground iron surface has a crystal orientation different from the main Goth orientation of the secondary recrystallized grain group, this recoagulation structure is obtained. It is an irradiation condition that creates a pseudo grain boundary effect and makes it possible to narrow the width of the magnetic region. However, if the irradiation energy of the laser beam is too large, the ground iron on the surface of the steel sheet is evaporated or sputtered to form grooves.
  • a high-intensity laser beam is mainly emitted as the main beam, and a ring-shaped low-intensity laser beam is simultaneously generated around it by adjusting the focus as a sub-beam to give it a spread, and the periphery is compared to the center.
  • a laser beam having a low ring-shaped intensity distribution may be obtained.
  • the wavelength of the sub-beam may be the same as or different from the wavelength of the main beam.
  • one type of transverse mode laser beam such as ring mode may be used alone, or two or more different types of lateral mode laser beams may be combined. You may use it.
  • a molten portion is formed on the surface of the steel plate (base iron) and the difference in surface unevenness on the (base iron) is less than 3 ⁇ m. It is preferable to select a combination of laser beams having such an energy range.
  • the shorter the wavelength the higher the energy, the less the reflection on the surface of the substance, and the better the absorption to the substance.
  • the reflectance is lowered and the absorption rate is increased, so that it is possible to easily form a local molten portion while suppressing spatter.
  • the laser beam having a short wavelength is more effective when the formation of a forsterite film is suppressed or when the laser beam irradiation technique is applied to a mirrored steel sheet.
  • the lower limit of the wavelength of the laser beam is preferably 0.15 ⁇ m due to equipment restrictions.
  • the wavelength of the YAG laser which is widely used because it is easy to narrow down the laser beam, is 1.03 to 1.07 ⁇ m, but the wavelength of the second harmonic is 0.53 ⁇ m, which is half the wavelength of the green laser, and the third and fourth harmonics.
  • UV lasers with harmonic wavelengths of 0.36 ⁇ m and 0.27 ⁇ m, respectively have good absorption efficiency and are less likely to cause spatter, which is more advantageous from the viewpoint of maintaining surface flatness.
  • a blue laser having a wavelength of 0.44 to 0.49 ⁇ m using a blue semiconductor or the like, an excimer laser having a wavelength of 0.19 to 0.31 ⁇ m using a halogen gas, or the like is also effective.
  • the spot diameter of the laser beam is preferably 100 ⁇ m or less.
  • the spot diameter means the longest diameter of the irradiation shape formed by the high-intensity laser beam in the center and the ring-shaped low-intensity laser beam in the periphery.
  • the molten region near the surface of the steel sheet by the laser beam has a width of 20 to 200 ⁇ m and a depth of 2 to 50 ⁇ m, and the repetition interval in the rolling direction is 0.5 mm or more and 20 mm or less.
  • the term "linear" of laser beam irradiation includes not only solid lines but also dotted lines and broken lines. Further, the "direction intersecting the rolling direction” means an angle range within ⁇ 30 ° with respect to the direction perpendicular to the rolling direction.
  • the effect of subdividing the magnetic domain in the linear fusion zone by the laser beam is so great that the orientation of the crystal grains after secondary recrystallization is accumulated in the ⁇ 100> direction, which is the easy axis of magnetization.
  • the present invention is a magnetic domain subdivision technique utilizing a molten resolidification structure by irradiation with laser light from one side, and the effect is limited when the steel sheet is thick. Therefore, the target plate thickness is preferably 0.23 mm or less.
  • suitable production conditions of the present invention will be described.
  • the suitable component composition of the material a composition that causes secondary recrystallization and preferably obtains B8: 1.90T or more may be appropriately determined based on the compositions of various grain-oriented electrical steel sheets known conventionally.
  • the compositions specifically described below are merely examples and are not limited thereto.
  • Al and N are used when an AlN-based inhibitor is used
  • Mn and Se and Mn and Se are used when an MnS / MnSe-based inhibitor is used.
  • S may be contained in an appropriate amount in the component composition.
  • both inhibitors may be used in combination.
  • the preferable contents of Al, N, S and Se are Al: 0.01 to 0.065% by mass
  • Se 0.005 to 0.03% by mass, respectively. ..
  • the present invention can also be applied to grain-oriented electrical steel sheets having a limited content of Al, N, S, Se and which does not use an inhibitor.
  • the other basic components and optional additive components are as follows.
  • C 0.08% by mass or less
  • the burden in the manufacturing process increases in order to reduce C to 50% by mass or less where magnetic aging does not occur. Therefore, it is preferably 0.08% by mass or less.
  • the lower limit since secondary recrystallization is possible even with a material containing no C, it is not necessary to provide it in particular, and it may be 0% by mass.
  • Si 2.0-8.0% by mass Si is an element effective for increasing the electric resistance of steel and improving iron loss, and when the content is 2.0% by mass or more, the effect of reducing iron loss is particularly good. On the other hand, when it is 8.0% by mass or less, particularly excellent workability and magnetic flux density can be obtained. Therefore, the amount of Si is preferably in the range of 2.0 to 8.0% by mass.
  • Mn 0.005 to 1.0% by mass
  • Mn is an element advantageous for improving hot workability, but its addition effect is poor when the content is less than 0.005% by mass.
  • the amount of Mn is preferably in the range of 0.005 to 1.0% by mass.
  • Ni 0.03 to 1.50% by mass
  • Sn 0.01 to 1.50% by mass
  • Sb 0.005 to 1.50% by mass
  • Cu 0.03 to 3.0% by mass
  • P 0.02 to 0.50% by mass
  • Mo 0.005 to 0.10% by mass
  • Cr At least one Ni selected from 0.03 to 1.50% by mass is a useful element for improving the hot-rolled plate structure and further improving the magnetic properties.
  • the amount of Ni is preferably in the range of 0.03 to 1.50% by mass.
  • Sn, Sb, Cu, P, Cr and Mo are each useful elements for improving the magnetic properties, but if all of them do not meet the lower limit of each of the above-mentioned components, the effect of improving the magnetic properties is small.
  • the amount is not more than the upper limit of each component described above, the development of secondary recrystallized grains is the best. Therefore, it is preferable to contain each in the above range.
  • the rest other than the above components are unavoidable impurities and Fe mixed in the manufacturing process.
  • the step of manufacturing grain-oriented electrical steel sheets can basically follow the conventionally known manufacturing process.
  • the steel material adjusted to the above-mentioned suitable composition may be used as a slab by a normal ingot forming method or a continuous casting method, or a thin slab having a thickness of 100 mm or less may be directly produced by a continuous casting method.
  • the slab is heated by a usual method and subjected to hot rolling, but it may be immediately subjected to hot rolling without heating after casting. In the case of thin slabs, hot rolling may be performed, or hot rolling may be omitted and the process may proceed as it is.
  • the final plate thickness is obtained by one cold rolling or two or more cold rolling sandwiching an intermediate annealing. Then, after decarburization annealing, an annealing separator containing MgO as a main component is applied, then final finish annealing is performed, and if necessary, tension coating is applied to obtain a product.
  • a known tension coating for example, a glass coating mainly composed of a phosphate such as magnesium phosphate or aluminum phosphate and a low thermal expansion oxide such as colloidal silica can be applied.
  • the basis weight of the forsterite film formed on the surface of the steel sheet during the final finish annealing described above is preferably 3.2 g / m 2 or less. You can take either one.
  • the dew point at the time of decarburization annealing is lowered, the formation of surface oxide mainly composed of SiO 2 is suppressed as a non-decarburized atmosphere, and the annealing separator is used. Chloride or the like may be added to the additive aid, or the main component of the annealing separator itself may be changed to Al 2 O 3 or Ca O to prevent the formation reaction of the forsterite film from occurring.
  • a magnesia-based annealing separator was applied to the steel sheet after decarburization and annealing.
  • MgO was used as the main agent, and the amount of TiO 2 added was varied as an auxiliary agent.
  • Sb chloride was added to the annealing separator to suppress (reduce) the formation of forsterite films.
  • secondary recrystallization and final finish annealing for the purpose of forming and purifying the forsterite film were carried out at 1200 ° C.
  • the steel sheet is mainly irradiated with a continuously oscillating fiber laser beam as the main beam, and a sub-beam of the same wavelength is focused around it. It was adjusted to have a spread and simultaneously generated as a ring-shaped laser beam, and the central main beam and the peripheral ring-shaped sub-beams were irradiated with the laser beam having different intensity distributions. Specifically, the scanning speed of the laser beam was set to 1000 mm / sec, and irradiation was performed linearly in a direction perpendicular to the rolling direction at an irradiation interval of 5 mm in the rolling direction of the steel sheet.
  • the outputs of the main beam and the surrounding sub-beams were variously changed. Further, the material after the laser beam irradiation was coated with an insulating coat composed of 50% colloidal silica and magnesium phosphate, and subjected to a tension coating treatment to be baked. In addition, for some conditions, laser light irradiation treatment was performed after tension coating.
  • Table 1 shows the irradiation conditions of the laser beam.
  • the basis weight is the difference in mass before and after removing the forsterite film with a high-temperature, high-concentration NaOH solution.
  • the amount of unevenness is the difference between the highest point and the lowest point in the cross section near the irradiation portion measured from the surface with a three-dimensional laser displacement meter.
  • the magnetic properties were measured according to the Epstein test method.
  • the width of the fused part can usually be measured with a three-dimensional laser displacement meter, but if it is difficult to determine, the amount of elastic strain in the cross section near the irradiated part is measured by the EBSD (Electron Back Scattering Diffraction pattern) method and compared. It may be measured by this, or it may be measured from a discontinuous part of the magnetic domain structure by a magnet viewer.
  • EBSD Electro Back Scattering Diffraction pattern
  • the iron loss is remarkably improved (reduced) by using the present invention. I understand. Further, by shortening the wavelength of the laser beam, it can be seen that the burr height (concavo-convex amount) relatively generated tends to be small.

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Abstract

本発明は、磁区構造を制御して鉄損を低下させる方向性電磁鋼板の製造方法において、歪取り焼鈍を施した場合であっても鉄損低減効果を維持でき、かつ磁区制御処理後に磁束密度が低下しない手法について提案する。本発明の製造方法では、方向性電磁鋼板の表面において、中心に比較して周辺が低いリング状の強度分布となる、レーザ光を鋼板の圧延方向へ交差する向きに線状に照射する。

Description

方向性電磁鋼板の製造方法
　本発明は、トランスなどの鉄心材料に供して好適な、鉄損の低い方向性電磁鋼板の製造方法に関するものである。
　方向性電磁鋼板は、軟磁性材料であり、主に変圧器あるいは回転機等の鉄心材料として使用される。従って、方向性電磁鋼板には、磁気特性として、磁束密度が高くかつ鉄損および磁気歪が小さいことが要求される。この要求に対しては、鋼板中の二次再結晶粒を｛１００｝＜００１＞方位（ゴス方位）に高度に揃えることや、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には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することにより、磁区の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。
　たとえば、特許文献１には、最終製品板にレーザを照射し、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。この技術は、製造性に優れ広く利用されているが、歪取り焼鈍により磁区細分化効果が消失するという、本質的な問題がある。従って、鉄損低減効果を維持するためには、通常歪み取り焼鈍が行われない積み鉄心変圧器に用途が限定されてしまう。
　一方、歯型ロール等を用いて機械的に溝を形成する方法（特許文献２）や、エッチング等によって電気的あるいは化学的に溝を形成する方法（特許文献３）が開発されている。この溝形成手法では、歪取り焼鈍等の熱処理を行った場合でも、磁区細分化効果が消失せず低い鉄損値が保持されるため、巻き鉄心変圧器を含むおおよそすべての変圧器の鉄心材料として使用することが可能である。しかしながら、前者（特許文献２）は摩耗する歯型ロールのメンテナンス、後者（特許文献３）はエッチングのために使用するレジストインキの塗布や除去など、製造上の課題が多くコストが増大するという問題があった。
　これらに対して、特許文献４には、最終冷延板にレーザ光あるいはプラズマ炎を用いて溝形成を行い、歪取り焼鈍後も磁区細分化効果を維持できる技術が提案されている。しかしながら、レーザ光やプラズマ炎の照射と同時に溝壁面の上部にバリ等の凸部が形成されるため、占積率が低下したり、その後に施すコーティングの絶縁性が低下して変圧器が絶縁破壊したりすることの課題が残っており、実用化に至ってはいない。
　また、溝形成により磁区細分化を行う手法はいずれにしても、溝形状が不均一になりやすく、得られる鉄損値にバラツキが生じやすいことに加え、溝形成部では実質的な鋼板断面積が減少するために、溝形成前後で磁束密度が最大で１％程度は低下してしまう、という問題も抱えている。
特公昭５７－２２５２号公報 特公平０３－６９９６８号公報 特開昭６１－１１７２１８号公報 特開平０９－４９０２４号公報
　本発明は、上記の現状に鑑み開発されたものであり、磁区構造を制御して鉄損を低下させる方向性電磁鋼板の製造方法において、歪取り焼鈍を施した場合であっても鉄損低減効果を維持でき、かつ磁区制御処理後に磁束密度が低下しない手法について提案することを目的とする。
　発明者らは、ゴス方位に集積した二次再結晶後の鋼板表面に、該鋼板の圧延方向と交差する方向（例えば直交方向）へ線状にレーザ照射を行って該照射域を局所的に溶融させると、元のゴス方位組織とは異なる再凝固組織が形成できること、この再凝固組織により磁区細分化効果を発現できること、を新たに知見した。さらに検討を進めたところ、レーザ照射条件によりいわゆる溝が形成されることもあるが、再凝固組織を磁区細分化に利用する場合には、磁区細分化にとって溝の形成は必須ではなく、むしろ溝（凹部）による鋼板断面積の減少に伴って磁束密度が低下される、という悪影響の方が大きいことが確認できた。また、溝が形成されると、溝の周辺に排除された地鉄の盛り上がり、いわゆるバリが生じるため、占積率、耐絶縁性の点からも不利である。
　ここで、上記の再凝固組織とは、鋼板へレーザ照射して該照射域を一旦溶融して再び凝固させることにより、レーザ照射前の元の結晶方位と異なる方位を有するに到った凝固組織のことである。従って、従来の歪導入型のように、組織を溶融させずにレーザ照射による急熱そして急冷により線状の歪分布を残留させた、元の結晶方位を維持した組織とは異なる組織である。
　上記の知見に基づき、発明者らはレーザ光の入射エネルギーを効率よく地鉄に吸収させ、スパッタを抑制しつつ溶融させるレーザ光の照射条件について鋭意検討を重ねた。その結果、鋼板の表面において中心に比較して周辺が低いリング状の強度分布となるレーザ光、例えば中心の強いレーザ光の周辺にリング状に弱いレーザ光を照射させる方法にて、鋼板表面にほとんど凹凸を生じさせることなく溶融部を形成できること、それらにより磁束密度を変化させることなく磁区細分化効果を発現させて鉄損を低減できることを見出すに到った。なお、エネルギー強度が異なれば、波長が異なるレーザ光の組合せでも良い。加えて、一般的に利用されている波長1.0μm前後のYAGのディスクレーザやファイバレーザより、波長の短いグリーンレーザやUVレーザ、ブルーレーザなどの方が鋼板表面での反射が少なく効率よく吸収されるため、溶融部が形成されやすく、さらには鋼板表面の凹凸の低減に有効であることが明らかとなった。
　本発明では、レーザ光照射処理後の鋼板表面に実質的な凹凸はないため、該処理による磁束密度の低下は0.2％以下である。また、歪取り焼鈍を行っても再凝固組織は消失しないため、磁区細分化処理による鉄損低減効果は歪取り焼鈍後も維持される。
　本発明の要旨構成は、次のとおりである。
（１）方向性電磁鋼板の表面において、中心に比較して周辺が低いリング状の強度分布となる、レーザ光を鋼板の圧延方向へ交差する向きに線状に照射する、方向性電磁鋼板の製造方法。
（２）前記レーザ光の波長が0.15μm以上0.9μm以下である、前記（１）に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
（３）前記方向性電磁鋼板は、フォルステライト被膜の上に張力コーティングを有する、前記（１）または（２）に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
　本発明によれば、方向性電磁鋼板の表面に適切な条件下でレーザ光照射による磁区細分化処理を施すことにより、歪取り焼鈍後においても、従来に比べて鉄損を一層低減させることができる。
　まず、本発明の開発経緯について説明する。
　さて、レーザ光の入射エネルギーが効率良く地鉄に吸収されるという観点に立つと、レーザ光の波長は短いほど高エネルギーであり、かつ鋼板表面での反射率が低下するため、レーザ光の波長を従来よりも短くすることが有効と考えられる。一方、レーザ光の照射対象である、ゴス方位主体の結晶粒群を発現させる二次再結晶焼鈍後の鋼板表面には、MgOを主体とする焼鈍分離剤と二次再結晶前の鋼板表面に形成されているSiO2主体の珪酸化物とが反応して生成される、フォルステライト被膜が存在するのが一般的である。そこで、発明者らは、フォルステライト被膜を介してレーザ光を地鉄表面に照射し、地鉄表面において効率の良いエネルギー吸収を実現し凹凸の少ない溶融部を地鉄の表面近傍に生成させるために必要となる、フォルステライト被膜の性状について検討を行った。ここで、フォルステライト自体は透明な結晶であるが、実際には白く見えることから、フォルステライト被膜内では粒界の存在により光が乱反射していると考えられる。ということは、フォルステライト被膜が厚いほどレーザ光のエネルギーを吸収しやすい。したがって、効率の良い地鉄へのエネルギー吸収のためにはフォルステライト被膜の厚みは薄いほど良いことになる。具体的には、目付量を3.2 g/m2以下とすることが好ましい。なぜなら、フォルステライト被膜が3.2 g/m2より厚い場合には、必要なレーザ光のエネルギーが高くなり、再凝固組織形成時の表面凹凸が大きくなってしまう、おそれがあるからである。
　なお、フォルステライト被膜の厚みを低減する方法は多岐にわたるが、特に限定されず、いずれかの方法を用いればよい。例えば、フォルステライト自体はSiとMgの複合酸化物Mg2SiO4であるから、二次再結晶焼鈍前の脱炭焼鈍時の露点を下げてSiO2主体の表面酸化物量を低減したり、MgOを主体とする焼鈍分離剤の水和量を下げて反応性を低下させたり、焼鈍分離剤の塗布量自体を低減したり、或いは焼鈍分離剤への添加助剤を工夫することにより、フォルステライト被膜を3.2 g/m2以下に調整することが可能である。
　また、フォルステライト被膜等の表面酸化物を意図的に形成させない、もしくは抑制するように表面を平滑化して鉄損を下げる技術が知られている。例えば、フォルステライト被膜の代替物としてごく薄い外部SiO2膜やCVD膜やPVD膜を形成させる技術が挙げられる。それらの膜の形成で曲げ密着性や張力付与効果を確保できるのであれば、フォルステライト被膜の目付量を大きく低減することができて、本発明の地鉄へのレーザ光のエネルギー吸収効率の観点からはより好ましい。
　フォルステライト被膜自体の生成を抑制する手法としては、脱炭焼鈍時の露点を低くして内部酸化を抑制して外部SiO2をごく薄く形成したり、焼鈍分離剤の添加助剤に塩化物等を加えたり、焼鈍分離剤の主成分自体をAl2O3やCaOに変更したりして、フォルステライト被膜の形成反応が起きないようにする技術が知られている。
　次に、レーザ光の好適な照射条件について述べる。レーザ光を用いた磁区細分化技術としては、鋼板表面に熱歪を与えて転位密度が非常に高い領域を形成して磁区幅を狭くするいわゆる歪導入型と、高エネルギーのレーザ光照射等により地鉄表面に直接溝を形成して、溝側面に磁極を発生させて磁区幅を狭くする溝導入型とが知られている。
　それに対して、本発明のレーザ光の照射条件は、それらの中間的なものとなる。すなわち、レーザ光を照射し地鉄表面近傍を局部的に溶融させて得られる、再凝固組織が二次再結晶粒群の主たるゴス方位とは異なる結晶方位を持つことから、この再凝固組織が疑似的に粒界の効果を生み出し、磁区幅を狭くすることが可能となる、照射条件である。ただし、レーザ光の照射エネルギーが大きすぎると、鋼板表面の地鉄が蒸発またはスパッタリングされて溝が形成される。溝の形成に至らないとしても凹部ができると、そのまわりにバリ状の凸部が形成されるため、占積率の低下を招いたり、その上に被成される絶縁コーティングが局所的に薄くなり絶縁性や耐食性の低下を引き起こしたりする。従って、レーザ光の照射部に溝や凹凸をできるだけ形成させない照射条件が好ましい。
　レーザ光の照射部に凹凸を形成させず効率よく、かつ地鉄を局部溶融させるためには、異なる強度を有するレーザ光を用いることが有効である。具体的には、レーザ光を同心円状に照射するのであれば、中心のレーザ光の強度を強くかつ周辺のレーザ光の強度を弱くすることによって、地鉄の蒸発やスパッタリングの広がりを抑えて、中心部分のみを効率良く溶融させることができる。レーザ光の中心と周辺との間で照射エネルギー差をつける手段としては、レーザ光のエネルギー密度を変化させる以外に、波長の異なるレーザ光を使用することも有効である。例えば、メインビームとして高強度レーザ光を中心に照射し、その周囲にサブビームとしてフォーカス調整して広がりを持たせてリング状とした低強度レーザ光を同時に発生させて、中心に比較して周辺が低いリング状の強度分布を有するレーザ光を得てもよい。サブビームの波長はメインビームの波長と同じであっても異なっていてもよい。照射箇所において所望の強度分布が得られる限りは、リングモードのような１種の横モードのレーザ光を単一で用いてもよく、２種以上の異なる種類の横モードのレーザ光を組み合わせて用いてもよい。ここで、高エネルギー側と低エネルギー側のレーザ光のエネルギー範囲を限定することは難しいが、鋼板（地鉄）表面に溶融部が形成され、かつ（地鉄）表面凹凸差が３μm未満となるような、エネルギー範囲を有するレーザ光の組合せを選択することが好ましい。
　なお、レーザ光の波長に関しては、波長が短いほど高エネルギーとなり物質表面での反射が減少して、物質への吸収が良くなる。具体的には、0.9μm以下の波長のレーザ光を使用することにより反射率が下がり吸収率が上がるため、スパッタを抑制しつつ局所溶融部を形成させやすくすることができる。波長の短いレーザ光は、フォルステライト被膜形成を抑制したり、鏡面化処理を施した鋼板に当該レーザ光照射技術を適用する場合には、さらに有効である。レーザ光の波長の下限は、設備上の制約から、0.15μmとすることが好ましい。
　例えば、レーザ光を細く絞りやすいことから広く利用されているYAGレーザの波長は1.03～1.07μmであるが、その第２高調波で波長が半分の0.53μmであるグリーンレーザや、第３、４高調波で波長がそれぞれ0.36μm、0.27μmのUVレーザは吸収効率が良く、スパッタが出にくいので表面平坦性を維持する観点からより有利である。同様に、青色半導体等を利用した波長0.44～0.49μmのブルーレーザ、ハロゲンガスを利用した波長0.19～0.31μmのエキシマレーザ等も有効である。
　一方、波長１μm前後の一般的なレーザ光では、鋼板表面が鏡面であるなど光が反射しやすい場合にはレーザ光が反射してしまい、地鉄（鋼板内部）にエネルギーを吸収させて局所溶融部を形成させることは非常に困難である。
　レーザ光の出力は、強度の異なる２以上のレーザ光の組合せとなるため、好適条件を規定するのは難しいが、おおむね合計で単位長さ当たりの熱量として２J/m以上、50J/m以下が好ましく、レーザビームのスポット径は100μm以下が好ましい。前記スポット径は、中心の高強度レーザ光と周辺のリング状低強度レーザ光とで形成される照射形状の最長径を意味する。
　また、レーザ光による鋼板表面近傍の溶融領域は、幅：20～200μmおよび深さ：２～50μmで、圧延方向の繰り返し間隔は0.5mm以上、20mm以下とすることが好ましい。
　さらに、本発明において、レーザ光の照射が「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。また、「圧延方向と交差する方向」とは、圧延方向と直角する方向に対し±30°以内の角度範囲を意味する。
　レーザ光による線状の溶融部での磁区細分化効果は、二次再結晶後の結晶粒の方位が磁化容易軸である<100>方向に集積しているほど大きいことから、その集積度の指標であるＢ８値が高いほどレーザ光による鉄損低減効果は大きくなる。そこで、本発明では、照射対象とする鋼板は、その磁束密度Ｂ8が1.90Ｔ以上であることが好ましい。また、本発明は片面からのレーザ光照射による溶融再凝固組織を活用した磁区細分化技術であり、鋼板が厚いとその効果は限局的となる。そのため、対象板厚は0.23mm以下であることが好ましい。
　以下、本発明の好適な製造条件について述べる。
　まず、素材の好適成分組成について説明する。素材の成分組成については、従来知られた種々の方向性電磁鋼板の組成を基に、二次再結晶を生じて、好ましくはＢ８：1.90Ｔ以上が得られる組成を適宜定めればよい。以下に具体的に述べる組成は、あくまで例示であり、これらに限定されない。
　本発明の方向性電磁鋼板の製造において、インヒビタを利用する場合、例えばAlＮ系インヒビタを利用する場合であればAlおよびＮを、またMnＳ・MnSe系インヒビタを利用する場合であればMnとSeおよび/またはＳを、成分組成に適量含有させればよい。勿論、両インヒビタを併用してもよい。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。
　また、本発明は、Al，Ｎ，Ｓ，Seの含有量を制限した、インヒビタ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。
　そ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量が0.08質量％を超えると、磁気時効の起こらない50質量ppm以下にまでＣを低減するために製造工程での負担が増大する。よって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く、0質量％でもよい。
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り、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。したがって、Si量は2.0～8.0質量％の範囲とすることが好ましい。
Mn：0.005～1.0質量％
　Mnは、熱間加工性を良好にする上で有利な元素であるが、含有量が0.005質量％未満ではその添加効果に乏しい。一方、含有量を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。
　上記の基本成分以外に、任意の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：0.02～0.50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、熱延板組織を改善して磁気特性をさらに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1.50質量％以下ではとくに二次再結晶の安定性が増し、磁気特性が改善される。そのため、Ni量は0.03～1.50質量％の範囲とするのが好ましい。
　また、Sn、Sb、Cu、Ｐ、CrおよびMo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い。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。
　本発明において、方向性電磁鋼板を製造する工程は、基本的に従来公知の製造工程を踏襲することができる。
　上記の好適成分組成に調整した鋼素材を、通常の造塊法や連続鋳造法でスラブとしてもよいし、100mm以下の厚さの薄鋳片を直接連続鋳造法で製造してもよい。スラブは、通常の方法で加熱して熱間圧延に供するが、鋳造後加熱せずに直ちに熱間圧延に供してもよい。薄鋳片の場合には熱間圧延してもよいし、熱間圧延を省略してそのまま以後の工程に進めてもよい。好適条件としては必要に応じて熱延板焼鈍を行ったのち、一回の冷間圧延または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延により最終板厚とする。ついで、脱炭焼鈍後、MgOを主成分とする焼鈍分離剤を塗布してから、最終仕上げ焼鈍を施し、必要に応じて張力コーティングを施して製品とする。
　張力コーティングとしては、公知の張力被膜、例えば、リン酸マグネシウムやリン酸アルミニウム等のリン酸塩とコロイダルシリカ等の低熱膨張酸化物を主体とするガラスコーティングなどを適用することができる。
　本発明では、上記した最終仕上げ焼鈍の際に、鋼板表面に形成されるフォルステライト被膜の目付量が好ましくは3.2g/m2以下となるように、前述した種々の膜厚調整手段のうちのいずれかを講じればよい。さらに、積極的にフォルステライト被膜形成を抑制する手法としては、脱炭焼鈍時の露点を低くしたり、非脱炭雰囲気としてSiO2主体の表面酸化物の生成を抑制したり、焼鈍分離剤の添加助剤に塩化物等を加えたり、焼鈍分離剤の主成分自体をAl2O3やCaOに変更して、フォルステライト被膜の形成反応が起きないようにする等の手段を講じればよい。
　Ｃ：0.055質量％（550質量ppm）、Si：3.40質量％、Mn：0.30質量％、Al：0.017質量％(170質量ppm)、Ｓ：0.0015質量％(15質量ppm)、Se：0.010質量％(100質量ppm)、Ｎ：0.006質量％(60質量ppm)、Ｐ：0.06質量％、Sb：0.07質量％、Mo：0.015質量％を含み、残部はFeおよび不可避的不純物の組成を有する鋼スラブを1350℃に加熱した後、熱間圧延して2.2mm厚とした後、1050℃で30秒の熱延板焼鈍を施し、タンデムミルにて１回の冷間圧延で最終板厚0.23mmの冷延板とした。その後820℃まで加熱し、湿水素雰囲気中にて１分10秒の脱炭焼鈍を行った。次いで、脱炭焼鈍後の鋼板にマグネシア主体の焼鈍分離剤を塗布した。この焼鈍分離剤は、MgOを主剤とし、助剤としてTiO2添加量を種々変化させたものを用いた。また、一部の材料については、焼鈍分離剤に塩化Sbを添加してフォルステライト膜の形成を抑制（低減）した。その後、二次再結晶とフォルステライト被膜形成および純化を目的とした最終仕上げ焼鈍を1200℃で実施した。
　かくして得られた鋼板について磁気特性（鉄損Ｗ17/50）を測定したのち、鋼板に対して、連続発振のファイバレーザ光をメインビームとして中心に照射し、その周囲に同じ波長のサブビームをフォーカス調整して広がりを持たせてリング状レーザ光として同時に発生させて、中心のメインビームと周辺のリング状サブビームとが異なる強度分布を有するレーザ光を照射した。具体的には、レーザビームの走査速度は1000mm/秒として、鋼板圧延方向における照射間隔５mmで圧延方向と直角の向きへ線状に照射した。その際、メインビームおよび周囲のサブビームの出力を種々に変化させた。さらに、レーザ光照射後の材料に、50％のコロイダルシリカとリン酸マグネシウムからなる絶縁コートを塗布し、焼き付ける張力コーティング処理を施した。また、一部の条件については、張力コーティング後にレーザ光照射処理を行った。
　かくして得られた鋼板試料のフォルステライト被膜の目付量ならびに、レーザ光照射した近傍の平坦性を断面観察から計測した凹凸量、さらには磁気特性（鉄損Ｗ17/50）について調べた結果を、レーザ光の照射条件とともに表１に示す。なお、目付量は、高温・高濃度のNaOH溶液でフォルステライト被膜を除去した前後の質量の差分である。凹凸量は、表面から三次元レーザ変位計で計測を行い照射部近傍の断面における最高点と最低点との差分である。また、磁気特性は、エプスタイン試験法に従って計測を行った。表１のサブビーム照射条件について、「周囲に弱く」は、リング状の周辺サブビームの強度を中心のメインビーム強度より低くした所望の強度分布の場合である。一方、「なし」は、リング状の周辺サブビームを照射しなかった場合であり、「周囲に強く」は、リング状の周辺サブビームの強度を中心のメインビーム強度より高くした場合である。また、溶融部の幅は、三次元レーザ変位計で計測した。
　なお、溶融部の幅は通常、三次元レーザ変位計で計測可能であるが、判別しがたい場合は照射部近傍の断面における弾性歪量をEBSD（Electron Back Scattering Diffraction pattern）法で測定し比較することで計測したり、マグネットビューアによる磁区構造の不連続箇所から計測したりしてもよい。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　表１に示したとおり、フォルステライト被膜の目付量が3.2g/m2以下である電磁鋼板に、エネルギー密度の異なるレーザ光を適切に組合せて照射した場合（発明例）はいずれも、極めて低い鉄損値が得られ、かつ照射部近傍にバリもなく平坦な表面が得られていることが分かる。
　また、No.５やNo.10のように、フォルステライト被膜形成を抑制して平滑な表面を持つ素材を用いた場合、本発明を用いることにより格段に鉄損が改善（低減）されることがわかる。さらに、レーザ光の波長を短くすることで、相対的に生成されるバリ高さ（凹凸量）が小さくなる傾向が見て取れる。

Claims (3)

  1. 　方向性電磁鋼板の表面において、中心に比較して周辺が低いリング状の強度分布となる、レーザ光を鋼板の圧延方向へ交差する向きに線状に照射する、方向性電磁鋼板の製造方法。
  2. 　前記レーザ光の波長が0.15μm以上0.9μm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. 　前記方向性電磁鋼板は、フォルステライト被膜の上に張力コーティングを有する、請求項１または２に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。
PCT/JP2021/031412 2020-08-27 2021-08-26 方向性電磁鋼板の製造方法 WO2022045264A1 (ja)

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Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2023132251A1 (ja) * 2022-01-06 2023-07-13 Ｊｆｅスチール株式会社 方向性電磁鋼板

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2012031516A (ja) * 2010-06-30 2012-02-16 Jfe Steel Corp 方向性電磁鋼板の製造方法
KR20130128731A (ko) * 2012-05-17 2013-11-27 주식회사 포스코 방향성 전기강판의 자구 미세화 방법
WO2014073599A1 (ja) * 2012-11-08 2014-05-15 新日鐵住金株式会社 レーザ加工装置及びレーザ照射方法
JP2020509215A (ja) * 2016-12-22 2020-03-26 ポスコＰｏｓｃｏ 方向性電磁鋼板およびその磁区微細化方法

Family Cites Families (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS61117218A (ja) 1984-11-10 1986-06-04 Nippon Steel Corp 低鉄損一方向性電磁鋼板の製造方法
JP5754097B2 (ja) * 2010-08-06 2015-07-22 Ｊｆｅスチール株式会社 方向性電磁鋼板およびその製造方法
JP5742294B2 (ja) * 2011-02-25 2015-07-01 Ｊｆｅスチール株式会社 方向性電磁鋼板の製造方法

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2012031516A (ja) * 2010-06-30 2012-02-16 Jfe Steel Corp 方向性電磁鋼板の製造方法
KR20130128731A (ko) * 2012-05-17 2013-11-27 주식회사 포스코 방향성 전기강판의 자구 미세화 방법
WO2014073599A1 (ja) * 2012-11-08 2014-05-15 新日鐵住金株式会社 レーザ加工装置及びレーザ照射方法
JP2020509215A (ja) * 2016-12-22 2020-03-26 ポスコＰｏｓｃｏ 方向性電磁鋼板およびその磁区微細化方法

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
See also references of EP4206339A4 *

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2023132251A1 (ja) * 2022-01-06 2023-07-13 Ｊｆｅスチール株式会社 方向性電磁鋼板

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