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WO2013099274A1 - 方向性電磁鋼板およびその鉄損改善方法 - Google Patents

方向性電磁鋼板およびその鉄損改善方法 Download PDF

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WO2013099274A1
WO2013099274A1 PCT/JP2012/008411 JP2012008411W WO2013099274A1 WO 2013099274 A1 WO2013099274 A1 WO 2013099274A1 JP 2012008411 W JP2012008411 W JP 2012008411W WO 2013099274 A1 WO2013099274 A1 WO 2013099274A1
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steel sheet
irradiation
grain
less
coating
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PCT/JP2012/008411
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WO2013099274A8 (ja
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博貴 井上
重宏 ▲高▼城
山口　広
岡部　誠司
花澤　和浩
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Ｊｆｅスチール株式会社
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Publication date
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Priority to JP2013527810A priority patent/JP5532185B2/ja
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    • C23C8/40—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals using liquids, e.g. salt baths, liquid suspensions
    • C23C8/42—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals using liquids, e.g. salt baths, liquid suspensions only one element being applied
    • C23C8/48—Nitriding
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    • C23C8/00—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals
    • C23C8/80—After-treatment
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    • C23F—NON-MECHANICAL REMOVAL OF METALLIC MATERIAL FROM SURFACE; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL; MULTI-STEP PROCESSES FOR SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL INVOLVING AT LEAST ONE PROCESS PROVIDED FOR IN CLASS C23 AND AT LEAST ONE PROCESS COVERED BY SUBCLASS C21D OR C22F OR CLASS C25
    • C23F17/00—Multi-step processes for surface treatment of metallic material involving at least one process provided for in class C23 and at least one process covered by subclass C21D or C22F or class C25
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    • H01F41/02—Apparatus or processes specially adapted for manufacturing or assembling magnets, inductances or transformers; Apparatus or processes specially adapted for manufacturing materials characterised by their magnetic properties for manufacturing cores, coils, or magnets
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
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    • Y10T428/24851—Intermediate layer is discontinuous or differential

Definitions

  • the present invention relates to a grain-oriented electrical steel sheet suitable for an iron core material such as a transformer.
  • the grain-oriented electrical steel sheet is mainly used as an iron core of a transformer, and is required to have excellent magnetization characteristics, particularly low iron loss. To that end, it is important to highly align the secondary recrystallized grains in the steel sheet with the (110) [001] orientation (Goss orientation) and to reduce impurities in the product. Furthermore, since there is a limit to the control of crystal orientation and the reduction of impurities, technology that introduces non-uniformity to the surface of the steel sheet by a physical method, subdivides the width of the magnetic domain, and reduces iron loss, That is, magnetic domain fragmentation technology has been developed.
  • Patent Document 1 proposes a technique for narrowing the magnetic domain width and reducing iron loss by irradiating a final product plate with a laser and introducing a 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.
  • Thermal strain-introducing magnetic domain subdivision methods such as laser beam irradiation or electron beam irradiation damage the insulating coating on the steel sheet due to rapid and local heat introduction, resulting in insulation properties such as interlayer resistance and withstand voltage, Had a problem that the corrosion resistance deteriorated. Therefore, after the irradiation with the laser beam or the electron beam, the insulating coating is applied again, and the re-coating is performed in which the baking is performed in a temperature range in which the thermal distortion is not eliminated. However, if re-coating is performed, problems such as an increase in cost due to the addition of processes and deterioration in magnetism due to deterioration in the space factor occur.
  • Patent Document 3 Patent Document 4, Patent Document 5, and Patent Document 6 propose a technique for introducing distortion while suppressing damage to the insulating coating. That is, the methods disclosed in Patent Documents 1 to 5 reduce the amount of thermal strain introduced itself into the steel sheet, such as defocusing the beam and suppressing the beam output, in order to suppress damage to the coating, Even if the insulation of the steel sheet is maintained, the iron loss reduction amount is reduced.
  • Patent Document 6 discloses a method of irradiating laser from both surfaces of a steel plate to reduce iron loss while maintaining insulation, but the number of processing steps increases by performing irradiation on both surfaces of the steel plate. Therefore, it is disadvantageous in terms of cost.
  • Japanese Patent Publication No.57-2252 Japanese Patent Publication No. 6-072266 Japanese Patent Publication No.62-49322 Japanese Patent Publication No. 5-32881 Japanese Patent No. 3361709 Japanese Patent No.4091749
  • An object of the present invention is to provide a grain-oriented electrical steel sheet having an insulating coating excellent in insulation and corrosion resistance, which has been subjected to magnetic domain refinement by introducing strain.
  • the principle that the iron loss is reduced by the introduction of strain is as follows. First, when strain is introduced, a reflux magnetic domain is generated starting from the strain. The generation of the reflux magnetic domain increases the magnetostatic energy of the steel sheet, but the 180 degree magnetic domain is subdivided so that it decreases, and the iron loss in the rolling direction decreases. On the other hand, since the return magnetic domain becomes pinning of domain wall motion and leads to an increase in hysteresis loss, it is preferable to introduce strain locally within a range where the effect of reducing iron loss is not impaired.
  • the coating forsterite coating and insulating tension coating formed thereon
  • its insulation and corrosion resistance Will deteriorate significantly.
  • the coating will be damaged to some extent, and its insulation and corrosion resistance will be impaired.
  • the degree of damage to the film is large, even if it is recoated, the insulation and corrosion resistance are not easily recovered. Therefore, an intensive investigation was conducted as to the reason why the insulation and corrosion resistance did not recover even after re-coating.
  • the ratio of the area where defects such as cracks and holes are present on the surface of the insulating coating in the re-coated irradiation mark region is 40% or less
  • the maximum width in the rolling direction of the irradiation mark region is 250 ⁇ m or less
  • the thickness of the insulation coating by re-coating is 0.3 ⁇ m or more and 2.0 ⁇ m or less
  • the gist configuration of the present invention is as follows. (1) A grain-oriented electrical steel sheet obtained by re-coating with an insulating film after introducing linear strain extending in a direction crossing the rolling direction of the steel sheet by irradiation with a high energy beam, In the irradiation trace region of the high energy beam, the ratio of the area where defects exist on the insulating coating is 40% or less, A grain-oriented electrical steel sheet, wherein a maximum width in the steel sheet rolling direction of the irradiation mark region is 250 ⁇ m or less, and a thickness of the insulating coating by recoating is 0.3 ⁇ m or more and 2.0 ⁇ m or less.
  • the insulating coating is subjected to re-coating with the insulating coating after the strain is introduced.
  • a coating solution mainly composed of aluminum phosphate and chromic acid and not containing colloidal silica is applied to the surface of the steel sheet, and baking is carried out at a temperature range of 260 ° C to 350 ° C. Temperature increase rate: 50 ° C / s or less.
  • a grain-oriented electrical steel sheet having a coating with excellent insulation and corrosion resistance, which has been subjected to magnetic domain refinement by introducing strain can be provided at low cost.
  • the grain-oriented electrical steel sheet of the present invention needs to regulate the steel sheet properties after recoating to the following requirements (a) to (c). Below, it explains in detail for every requirement.
  • the ratio of the area where defects exist on the surface of the insulating coating in the re-coated irradiation mark region is 40% or less.
  • the surface of the steel sheet after irradiation with the energy beam is observed, and the portion where the coating film is dissolved or peeled out of the region irradiated with the laser beam or electron beam.
  • 1 (a) is a radiation mark regions R P in the case of point-like radiation
  • FIG. 1 (b) is an irradiation mark regions R L in the case of the linear irradiation. Note that these irradiation traces can be distinguished by microscopic observation even after re-coating unless they are very thick, but even if the edges cannot be identified, spatial mapping of Fe intensity by EPMA and contrast differences in reflected electron images Can be determined.
  • the crack portion 2 and the surface of the insulating coating 1 after re-coating the steel plate after introduction of strain It is important to suppress the occurrence of the perforated portion 3 as much as possible. That is, the area ratio of defects in the crack portion 2 and the hole portion 3 occupying the irradiation mark region RP or RL needs to be 40% or less. This is because if there are cracks and holes in the surface of the insulating coating, this is the starting point for rusting.
  • the defect is a form in which the surface of the insulating coating after re-coating is not smooth and a dent or crack having a depth of 0.3 ⁇ m or more is formed on a part of the coating surface, with the crack portion 2 and the hole portion 3 as typical examples. It is intended for those showing.
  • the area of the defect is connected so that all of the vertices of the outermost area of the area where the crack exists (the polygonal area is an acute angle) as shown in FIG. Area).
  • the area of the hole portion is the area of the hole itself.
  • the ratio of the area obtained by adding both to the area of the irradiation trace area is defined as the area ratio of the defect on the insulating coating in the irradiation trace area of the high energy beam.
  • the area is obtained by averaging the results of observing five or more locations at a magnification of 500 times or more in a sample having a width of 100 mm and a rolling direction of 400 mm.
  • the maximum width in the rolling direction of the irradiation mark region is 250 ⁇ m or less As shown in FIG. 1, the maximum width D in the rolling direction of the irradiation mark region defined above is set to 250 ⁇ m or less. That is, as described above, it was observed that many defects such as cracks on the surface of the insulating coating after re-coating occurred in the center of the irradiation mark region. This is probably because the central portion of the irradiation mark has a large amount of heat input during beam irradiation, and the cross-sectional shape of the irradiation mark region becomes a crater. As a result, when the coating liquid is applied thereto, the liquid film thickness at the center portion is larger than that at the edge portion.
  • the reason for the occurrence of cracks and perforated defects on the surface of the coating is that solvent vapor remains in the coating and foams because the surface is first dried and solidified during baking. When the liquid film is thick, the solidification of the surface tends to proceed first, and foaming occurs and defects are likely to occur. Therefore, it is considered that many film defects occurred during baking at the central portion of the irradiation mark where the liquid film was thick.
  • the inventors have found that it is advantageous to reduce the area of the central portion of the irradiation mark by narrowing the maximum width in the rolling direction of the irradiation mark region. This is because, from the observation results, it was confirmed that even if the width of the irradiation mark region in the rolling direction changes, the width of the portion (edge portion) in the irradiation mark region that does not have a defect does not change so much. This is because the width of the central portion can be reduced without adverse effects by reducing the width of the irradiation mark region.
  • the maximum width is 250 ⁇ m or less, a film property with few surface defects can be obtained.
  • the said maximum width is calculated
  • the thickness of the insulating coating by re-coating is 0.3 ⁇ m or more and 2.0 ⁇ m or less
  • the thickness of the insulating coating is measured by observing a cross section of the steel sheet portion other than the irradiation mark region.
  • the insulating film formed before the beam irradiation and the insulating film formed by re-coating of the steel plate irradiated with the laser beam or the electron beam have the same component, it is very difficult to distinguish the insulating film. In that case, 1/2 of the total thickness of the insulating tension coating and the recoat coating is taken as the thickness of the insulation coating by recoating.
  • the thickness of the insulating coating is obtained by averaging the results of observing five or more locations at a magnification of 500 times or more in a sample having a width of 100 mm and a rolling direction of 400 mm.
  • the thickness of the insulating coating is 0.3 ⁇ m or more and 2.0 ⁇ m or less is that, as described above, when the thickness of the recoat coating is large, surface defects are likely to occur. Moreover, the space factor of a steel plate also decreases and magnetism deteriorates. As a result of the examination, the thickness of the recoat film needs to be 2.0 ⁇ m or less. Further, in order to recover the corrosion resistance, a recoat film thickness of 0.3 ⁇ m or more is necessary.
  • a high energy beam such as laser irradiation or electron beam irradiation that can introduce a large energy with a reduced beam diameter is suitable as a magnetic domain fragmentation method.
  • a method of subdividing the magnetic domain is known as a method using plasma jet irradiation.
  • laser irradiation or electron beam irradiation is used. Is preferred.
  • This magnetic domain subdivision method will be described sequentially from the case of laser irradiation.
  • the form of laser oscillation is not particularly limited, such as fiber, CO 2 , and YAG, but a continuous irradiation type laser is suitable.
  • pulse oscillation type laser irradiation such as the Q switch type irradiates a lot of energy at one time, so that the damage of the film is large and the irradiation mark width is within the range of the present invention within a range where the magnetic domain subdivision effect is sufficient. Is difficult.
  • the average laser output P (W), beam scanning speed V (m / s), and beam diameter d (mm) during laser irradiation are particularly limited as long as the maximum width in the rolling direction of the irradiation mark region satisfies the above requirements. do not do. However, since it is necessary to sufficiently obtain the magnetic domain fragmentation effect, it is preferable that the amount of heat input P / V per unit length is greater than 10 W ⁇ s / m. Further, the irradiation may be performed continuously on the steel sheet or in a point sequence.
  • a method for introducing distortion into a point sequence is to stop scanning at a predetermined time interval while quickly scanning the beam, and continue to irradiate the beam at the point at a time suitable for the present invention, and then start scanning again. This is achieved by repeating the process.
  • the irradiation column interval in the rolling direction of magnetic domain subdivision by laser irradiation is irrelevant to the steel sheet properties defined in the present invention, but is preferably 3 to 5 mm in order to enhance the magnetic domain subdivision effect.
  • the direction of irradiation is preferably within 30 ° with respect to the direction perpendicular to the rolling, and more preferably the direction perpendicular to the rolling.
  • the acceleration voltage E (kV), beam current I (mA), and beam scanning speed V (m / s) during electron beam irradiation are particularly limited as long as the maximum width in the rolling direction of the irradiation mark region satisfies the above requirements. do not do. However, since it is necessary to sufficiently obtain the magnetic domain fragmentation effect, it is preferable that the energy heat input E ⁇ I / V per unit length is larger than 6 W ⁇ s / m.
  • the degree of vacuum (pressure in the processing chamber) is preferably 2 Pa or less in the processing chamber in which the steel sheet is irradiated with the electron beam.
  • the irradiation may be performed continuously on the steel sheet or in a point sequence.
  • a method for introducing distortion into a point sequence is to stop scanning at a predetermined time interval while quickly scanning the beam, and continue to irradiate the beam at the point at a time suitable for the present invention, and then start scanning again. This is achieved by repeating the process.
  • the deflection voltage of the electron beam may be changed using an amplifier having a large capacity.
  • the irradiation column interval in the rolling direction of magnetic domain fragmentation by electron beam irradiation is irrelevant to the steel sheet properties defined in the present invention, but is preferably 3 to 5 mm in order to enhance the magnetic domain fragmentation effect. Furthermore, the direction of irradiation is preferably within 30 ° with respect to the direction perpendicular to the rolling, and more preferably the direction perpendicular to the rolling.
  • Coating liquid component Mainly composed of aluminum phosphate and chromic acid, and does not contain colloidal silica
  • the magnetic domain fragmentation effect by laser irradiation or electron beam irradiation is due to the introduction of thermal strain.
  • baking is performed at a high temperature, the strain is released and the magnetic domain fragmentation effect is reduced. Therefore, baking at approximately 500 ° C. or lower is necessary.
  • the temperature is as low as possible, specifically 350 ° C. or less, and the rate of temperature rise is small, specifically 50 ° C./s or less, during the baking. If the baking temperature is higher than 350 ° C., the solvent water becomes vapor before evaporating from the surface, causing defects. On the other hand, when the baking temperature is less than 260 ° C., the film formation reaction does not proceed.
  • the rate of temperature rise is higher than 50 ° C./s, the temperature distribution in the liquid becomes non-uniform, causing the surface to solidify first.
  • the minimum in particular of a temperature increase rate is not defined, it is preferable to set it as 5 degree-C / s from a viewpoint of productivity.
  • the composition of the coating liquid is mainly composed of aluminum phosphate and chromic acid and does not contain colloidal silica. This is because an insulating tension coat has already been applied, so that it is not necessary to contain colloidal silica for imparting tension, and recoating only needs to have an insulating property. And by not including colloidal silica, low temperature baking becomes possible, and it becomes possible to maintain the effect of domain subdivision by introducing strain.
  • the method for producing the grain-oriented electrical steel sheet of the present invention is not particularly limited except for the above points, but the recommended preferred component composition and the production method other than the points of the present invention will be described.
  • an inhibitor for example, when using an AlN-based inhibitor, Al and N are contained, and when using an MnS / MnSe-based inhibitor, an appropriate amount of Mn, Se and / or S is contained. Just do it. Of course, 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. .
  • this invention is applicable also to the grain-oriented electrical steel sheet which restricted content of Al, N, S, and Se and which does not use an inhibitor.
  • 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.
  • C 0.08 mass% or less
  • the amount of C exceeds 0.08 mass%, it is difficult to reduce C to 50 mass ppm or less, at which no magnetic aging occurs during the production process.
  • the lower limit since a secondary recrystallization is possible even with a material not containing C, it is not particularly necessary to provide it.
  • Si 2.0-8.0% by mass
  • Si is an element effective in increasing the electrical resistance of steel and improving iron loss, but if the content is less than 2.0% by mass, it is difficult to achieve a sufficient iron loss reduction effect, while 8.0% by mass If it exceeds 1, the workability is remarkably lowered and the magnetic flux density is also lowered. Therefore, the Si content is preferably in the range of 2.0 to 8.0% by mass.
  • Mn 0.005 to 1.0 mass%
  • Mn is an element that is preferably added to improve hot workability. However, if the content is less than 0.005% by mass, the effect of addition is poor, while if it exceeds 1.0% by mass, the magnetic flux density of the product plate is low. Therefore, the Mn content is preferably in the range of 0.005 to 1.0% by mass.
  • Ni 0.03-1.50% by mass
  • Sn 0.01-1.50% by mass
  • Sb 0.005-1.50% by mass
  • Cu 0.03-3.0% by mass
  • P 0.03-0.50% by mass
  • Mo 0.005-0.10% by mass
  • Cr At least one Ni selected from 0.03 to 1.50% by mass is an element useful for improving the magnetic properties by improving the hot rolled sheet structure.
  • the content is less than 0.03% by mass, the effect of improving the magnetic properties is small.
  • the secondary recrystallization becomes unstable and the magnetic properties deteriorate. Therefore, 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 elements that are useful for improving the magnetic properties. However, if the lower limit of each component is not exceeded, the effect of improving the magnetic properties is small. If the upper limit amount of each component described above is exceeded, the development of secondary recrystallized grains is hindered. The balance other than the above components is inevitable impurities and Fe mixed in the manufacturing process.
  • the steel material adjusted to the above-mentioned suitable component composition may be made into a slab by a normal ingot-making method or a continuous casting method, or a thin cast piece having a thickness of 100 mm or less may be directly produced by a continuous casting method.
  • the slab is heated by a normal method and subjected to hot rolling, but may be immediately subjected to hot rolling without being heated after casting.
  • hot rolling may be performed, or the hot rolling may be omitted and the subsequent process may be performed as it is.
  • a cold-rolled sheet having a final thickness is obtained by cold rolling at least once with one or more intermediate sandwiches, and then the primary recrystallization annealing (de-molding) is performed on the cold-rolled sheet.
  • Carbon annealing After final finishing annealing, insulating tension coating and flattening annealing are performed to obtain a grain-oriented electrical steel sheet with an insulating coating. Thereafter, the magnetic domain refinement process is performed on the grain-oriented electrical steel sheet by laser irradiation or electron beam irradiation. Further, the insulating coating is recoated with the above-described requirements to obtain the product of the present invention.
  • nitriding treatment for increasing the nitrogen content to 50 ppm or more and 1000 ppm or less for the purpose of strengthening the inhibitor function.
  • this nitriding treatment damage to the coating tends to be greater when the magnetic domain subdivision treatment is performed by laser irradiation or electron beam irradiation after the treatment, compared to the case where nitriding treatment is not performed, and recoating is performed. Later corrosion resistance and insulation will deteriorate significantly. Therefore, it is particularly effective to apply the present invention when performing nitriding treatment. The reason for this is not clear, but it is considered that the structure of the base film formed in the final annealing has changed and the peelability of the film has deteriorated.
  • the magnetic domain is subdivided by irradiating a continuous laser beam with a fiber laser at intervals of 3 mm perpendicular to the rolling direction on the insulating film, or by irradiating an electron beam in a dot sequence at a point interval of 0.32 mm. Went.
  • Table 1 shows the irradiation conditions of the continuous laser
  • Table 2 shows the irradiation conditions of the electron beam.
  • Coating liquid A Colloidal silica 20% aqueous dispersion 100cc, aluminum phosphate 50% aqueous solution 60cc, magnesium chromate about 25% aqueous solution 15cc, boric acid 3g
  • coating liquid B aluminum phosphate 50% aqueous solution 60cc, chromium Liquid containing 15cc of 25% magnesium acid solution, 3g of boric acid and 100cc of water (not containing colloidal silica)
  • interlayer resistance current, withstand voltage, wet rust ratio, and iron loss W 17/50 of 1.7 T, 50 Hz were measured with a single plate magnetic tester (SST). These measurement results are shown in Tables 1 and 2.
  • the measurement of interlayer resistance current, withstand voltage, and wet rust rate was performed as follows.
  • the steel sheet that satisfies the conditions in the irradiation mark region of the present invention has an interlayer resistance of 0.2 A or less and withstand voltage before recoating or after recoating by thinning. It satisfies 60V or more, and the iron loss W 17/50 is 0.70 W / kg or less.
  • Example 1 an annealing separator mainly composed of MgO was applied, and final annealing including a secondary recrystallization process and a purification process was performed to obtain a grain-oriented electrical steel sheet having a forsterite film.
  • the coating liquid A in Example 1 was applied to the grain-oriented electrical steel sheet and baked at 800 ° C. to form an insulating film.
  • a continuous laser irradiation was performed linearly with a fiber laser at a 3 mm interval in the rolling direction at right angles to the rolling direction on the insulating coating, and a magnetic domain refinement treatment was performed. As a result, a material having a magnetic flux density B 8 value of 1.92 T to 1.95 T was obtained.
  • the insulating coating was recoated on both surfaces of the steel plate that had undergone the magnetic domain refinement treatment.
  • Two coating liquids (coating liquids A and B) in Example 1 described above were prepared and applied separately.
  • interlayer resistance current, withstand voltage, wet rust ratio, and iron loss W 17/50 of 1.7 T, 50 Hz were measured with a single plate magnetic tester (SST). These measurement results are shown in Table 3.
  • the measurement of an interlayer resistance current, a withstand voltage, and a wet rust rate is as above-mentioned.
  • the nitriding material is inferior in both insulation and corrosion resistance as compared with the case where nitriding is not performed.
  • the nitriding material has insulation and corrosion resistance equivalent to the case where nitriding treatment is not performed, and it can be seen that it is useful to apply the present invention.

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Abstract

　歪導入による磁区細分化処理が施された、絶縁性並びに耐食性に優れた絶縁被膜を有する方向性電磁鋼板を提供する。　高エネルギービームの照射により、鋼板の圧延方向を横切る向きに延びる線状の歪を導入したのち、絶縁被膜による再コートを施してなる方向性電磁鋼板において、前記高エネルギービームの照射痕領域における、前記絶縁被膜上に欠陥が存在する面積の比率が40％以下、前記照射痕領域の鋼板圧延方向の最大幅が250μｍ以下および前記再コートによる絶縁被膜の厚さが0.3μm以上2.0μm以下、とする。

Description

方向性電磁鋼板およびその鉄損改善方法
　本発明は、変圧器などの鉄心材料に好適な方向性電磁鋼板に関するものである。
　方向性電磁鋼板は、主に変圧器の鉄心として利用され、その磁化特性が優れていること、特に鉄損の低いことが求められている。
　そのためには、鋼板中の二次再結晶粒を(110)[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。さらに、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し、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、鋼板表層に高転位密度領域を導入することにより、磁区幅を狭くし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。
　レーザビーム照射又は電子ビーム照射といった、熱歪み導入型の磁区細分化手法は、急激かつ局所的な熱導入により鋼板上の絶縁被膜が損傷し、その結果、層間抵抗や耐電圧といった絶縁性、さらには耐食性が悪化するといった問題があった。そのため、レーザビーム又は電子ビームの照射後、再び絶縁コートを塗布し、熱歪みが解消されない温度範囲で焼き付けを行う再コートがなされている。但し、再コートを行うと、プロセス追加によるコストの上昇、また占積率の悪化による磁性の劣化などの問題が生じる。
　また、被膜の損傷が激しい場合、再コートをしても絶縁性や耐食性が回復せずに、単に再コートの目付け量が厚くなるという問題があった。再コートの目付け量を厚くすると、占積率が悪化するだけでなく、密着性や外観も損なわれ、製品としての価値が著しく減少することになる。
　このような背景の下、絶縁被膜の損傷を抑えて歪みを導入する技術が、例えば特許文献３、特許文献４、特許文献５および特許文献６等において、提案されている。すなわち、特許文献１～５に開示の手法は、被膜の損傷を抑えるために、ビームの焦点をぼやかしたり、ビーム出力を抑えるなど、鋼板に導入される熱歪み導入量自体を減らすものであり、鋼板の絶縁性は保たれても、鉄損低減量は減少してしまう。また、特許文献６には、鋼板の両面よりレーザを照射し、絶縁性を保ちつつ鉄損を低減する手法が開示されているが、鋼板両面に対して照射を行う分、処理工程が増加するためにコスト面で不利である。
特公昭57－2252号公報 特公平６－072266号公報 特公昭62－49322号公報 特公平５－32881号公報 特許第3361709号公報 特許第4091749号公報
　本発明は、歪導入による磁区細分化処理が施された、絶縁性並びに耐食性に優れた絶縁被膜を有する方向性電磁鋼板を提供することを目的とする。
　磁区細分化処理による低鉄損化を実現するには、最終仕上焼鈍を経た鋼板に、十分な熱歪みを局所的に与えることが重要である。ここで、歪みの導入によって鉄損が低下する原理は、以下の通りである。
　まず、歪みを導入すると、歪みを起点として還流磁区が発生する。還流磁区の発生により、鋼板の静磁エネルギーが増大するが、それが下がるように180度磁区が細分化され、圧延方向の鉄損は減少する。一方で、還流磁区は磁壁移動のピニングとなり履歴損を増加させることにつながるため、鉄損低減効果が損なわれない範囲で局所的に歪みを導入することが好ましい。
　しかしながら、上記で述べたように、局所的に強度の強いレーザビーム又は電子ビームを照射した場合、被膜（フォルステライト被膜およびその上に形成される絶縁張力被膜）が損傷し、その絶縁性および耐食性が大幅に劣化する。つまり、低鉄損化を追求すると、被膜がある程度損傷し、その絶縁性および耐食性が損なわれるのは、いたしかたないことである。しかし、先にも述べたように、被膜の損傷度合いが大きい場合、再コートをしても、絶縁性および耐食性はなかなか回復しない。そこで、再コートをしても絶縁性および耐食性が回復しない原因について、鋭意調査を行った。
　すなわち、再コート後の照射痕部を詳細に調査したところ、再コート後の絶縁性および耐食性に劣る鋼板には、以下の特徴が見られた。
(i)再コートを行った照射痕領域において、絶縁被膜表面に多数のクラックや穴空き部などの欠陥が存在している。
(ii)さらに、それらの絶縁被膜表面のクラックや穴あき部などの欠陥は、主に照射痕領域の中央部に密集している。
　よって、再コートをしても絶縁性および耐食性が回復しない原因は、再コートした照射痕領域の主に中央部の被膜表面に多数のクラックや穴あき部などの欠陥が存在することにあると考えた。この推論は、後述する耐食性試験において、照射痕領域の中央部より錆が発生しやすいという観察事象とも一致する。
　そこで、様々な条件で磁区細分化処理を施した鋼板に対して、様々な条件で再コートを行う過程にて、解決策を模索した。その結果、再コート後の鋼板性状を以下の要件（ａ）～（ｃ）に従って規制することによって、低鉄損かつ再コート後の絶縁性および耐食性に優れる方向性電磁鋼板を製造できることが判明し、本発明を完成するに至った。
（ａ）再コートした照射痕領域における、絶縁被膜表面にクラック及び穴空き部などの欠陥が存在する面積比率が40％以下
（ｂ）照射痕領域の圧延方向の最大幅が250μｍ以下
（ｃ）再コートによる絶縁被膜の厚さが0.3μm以上2.0μm以下
　本発明の要旨構成は、次の通りである。
（１）高エネルギービームの照射により、鋼板の圧延方向を横切る向きに延びる線状の歪を導入したのち、絶縁被膜による再コートを施してなる方向性電磁鋼板であって、
　前記高エネルギービームの照射痕領域における、前記絶縁被膜上に欠陥が存在する面積の比率が40％以下、
　前記照射痕領域の鋼板圧延方向の最大幅が250μｍ以下および
　前記再コートによる絶縁被膜の厚さが0.3μm以上2.0μm以下
であることを特徴とする方向性電磁鋼板。
（２）前記線状の歪は、鋼板の圧延直角方向と成す角度が30°以内の向きに延びることを特徴とする前記（１）に記載の方向性電磁鋼板。
（３）高エネルギービームの照射により、方向性電磁鋼板の圧延方向を横切る向きに延びる線状の歪を導入したのち、絶縁被膜による再コートを施すに当たり、該絶縁被膜は、前記歪導入後の鋼板の表面に、リン酸アルミニウムおよびクロム酸を主体として、かつコロイダルシリカを含まないコーティング液を塗布し、260℃以上350℃以下の温度域での焼付けを、昇温速度：50 ℃／s以下の条件下で行うことを特徴とする方向性電磁鋼板の鉄損改善方法。
（４）前記（３）において、方向性電磁鋼用冷延板に、一次再結晶焼鈍を施し、ついで最終仕上げ焼鈍を施して高エネルギービームを照射するに際し、前記一次再結晶焼鈍の途中、あるいは一次再結晶焼鈍後に窒化処理を施すことを特徴とする方向性電磁鋼板の鉄損改善方法。
　本発明により、歪導入による磁区細分化処理が施された、絶縁性並びに耐食性に優れた被膜を有する方向性電磁鋼板を、安価に提供することができる。
照射痕領域における絶縁被膜表面の欠陥の説明図である。
　上述のとおり、本発明の方向性電磁鋼板は、再コート後の鋼板性状を以下の要件（ａ）～（ｃ）に規制する必要がある。以下に、要件毎に詳しく説明する。
（ａ）再コートした照射痕領域における、絶縁被膜表面に欠陥が存在する面積比率が40％以下
（ｂ）照射痕領域の圧延方向の最大幅が250μｍ以下
（ｃ）再コートによる絶縁被膜の厚さが0.3μm以上2.0μm以下
（ａ）再コートした照射痕領域における、絶縁被膜表面に欠陥が存在する面積比率が40％以下
　まず、照射痕領域とは、光学顕微鏡又は電子顕微鏡を用いて、レーザビームや電子ビームなどの高エネルギービームを照射後の鋼板の表面を観察し、レーザビームや電子ビームを照射した領域の内、被膜が溶解又は剥離した部分を言う。図１（ａ）は点状照射の場合の照射痕領域ＲＰであり、図１（ｂ）は線状照射の場合の照射痕領域ＲＬである。なお、これら照射痕は、再コート後も、極めて厚い目付けでない限り、顕微鏡観察でもエッジは判別できるが、エッジが判別できない場合でも、EPMAによるFe強度の空間マッピングや、反射電子像におけるコントラストの違いにより判別できる。
　上記した照射痕領域ＲＰおよびＲＬにおいて、図１（ａ）および（ｂ）に示すように、歪導入後の鋼板に再コートを施した後の絶縁被膜１の表面に、クラック部２や穴空き部３が発生するのを極力抑制することが肝要である。すなわち、照射痕領域ＲＰまたはＲＬに占めるクラック部２や穴空き部３の欠陥の面積比率を40％以下とする必要がある。
　なぜなら、絶縁被膜の表面にクラック及び穴空き部が存在する場合、そこが錆び発生の起点となる。また、こういった表面欠陥が存在する場合、表面の凹凸も大きくなる傾向にあり、鋼板間の絶縁性を考える場合、ある箇所に電位が集中し不利となる。かような欠陥は、その面積率が40％以下であれば、十分な絶縁性および耐食性が維持されることが、後述の実施例にて示すとおり判明したのである。
　なお、欠陥は、クラック部２や穴空き部３を典型例として、再コート後の絶縁被膜の表面が滑らかでなく、被膜表面の一部に深さ0.3μm以上の凹みや亀裂が生じた形態を示すものを対象とする。
　また、欠陥の面積は、例えばクラックの場合は、図１に示すように、クラックが存在する領域の最も外側を囲む図形（多角形で表される領域の頂点がすべて鋭角となるように結んだ領域）の面積とする。また、穴空き部の面積は、穴そのものの面積とする。その両者を足し合わせた面積が照射痕領域の面積に占める割合を、高エネルギービームの照射痕領域における、絶縁被膜上に欠陥が存在する面積比率と定義する。上記面積は、幅100mm×圧延方向400mmの試料内において、５箇所以上を500倍以上の倍率で観察した結果を、平均することにより求める。
（ｂ）照射痕領域の圧延方向の最大幅が250μｍ以下
　図１に示すように、上記で定義した照射痕領域の圧延方向の最大幅Ｄを250μｍ以下とする。すなわち、上述のように、再コート後の絶縁被膜表面のクラックなどの欠陥は、照射痕領域の中央に多く発生することが観察された。この原因は、照射痕中央部はビーム照射の際の入熱量が大きく、照射痕領域の断面形状がクレーター状になることが考えられる。その結果、そこにコーティング液を塗布した場合、中央部はエッジ部に比べ液膜厚が厚くなる。被膜表面にクラックや穴空き欠陥が生じる原因は、焼き付け時に表面が先に乾燥固化されるために、被膜内に溶媒蒸気が残留し、それが発泡することにある。液膜が厚い場合は、表面の固化が先に進みやすく、発泡が生じ欠陥が生じやすい。よって、液膜の厚い照射痕中央部に焼き付けの際に被膜欠陥が多く生じたと考えられる。
　そこで、照射痕領域の圧延方向の最大幅を狭くすることによって、照射痕中央部の面積を小さくすることが有利であるとの知見を得るに至った。というのは、観察結果より、照射痕領域の圧延方向幅が変化しても、照射痕領域内であって、被膜に欠陥がない部分（エッジ部）の幅はそれほど変化しないことが確認されたため、照射痕領域の幅を減らすことにより、中央部の幅を悪影響なく減らせるためである。ここで、照射痕領域の最大幅を変えて実験を行った結果、最大幅が250μｍ以下である場合に、表面欠陥が少ない被膜性状を得られることが判明したのである。
　なお、上記最大幅は、幅100mm×圧延方向400mmの試料内において、５箇所以上を500倍以上の倍率で観察した結果を、平均することにより求める。
（ｃ）再コートによる絶縁被膜の厚さが0.3μm以上2.0μm以下
　絶縁被膜の厚さは、照射痕領域以外の鋼板部分を断面観察して測定する。但し、レーザビームや電子ビームの照射を施した鋼板の、ビーム照射前に形成された絶縁被膜と再コートによる絶縁被膜とが同一成分の場合、絶縁被膜を区別することは非常に難しい。その場合、絶縁張力被膜と再コート被膜を合わせた厚さの1/2を再コートによる絶縁被膜の厚さとする。
　なお、上記絶縁被膜の厚さは、幅100mm×圧延方向400mmの試料内において、５箇所以上を500倍以上の倍率で観察した結果を、平均することにより求める。
　この絶縁被膜の厚さを0.3μm以上2.0μm以下とするのは、上記したように、再コート被膜の厚みが大きい場合、表面欠陥が出やすいからである。また、鋼板の占積率も減少し、磁性も劣化する。検討の結果、再コート被膜の厚さは2.0μm以下であることが必要である。また、耐食性を回復させるためには、0.3μm以上の再コート被膜の厚さが必要である。
　次に、上記の要件の鋼板を製造するための方法について述べる。
　はじめに、磁区細分化手法としては、大きなエネルギーをビーム径を絞って導入することができるレーザ照射や電子ビーム照射などの高エネルギービームが適している。レーザ照射や電子ビーム照射の他にも磁区細分化手法としては、プラズマジェット照射による手法などが公知であるが、本発明で所期する鉄損を得るためには、レーザ照射や電子ビーム照射が好適である。
　この磁区細分化手法について、レーザ照射の場合から順に説明する。
　レーザ発振の形態としては、ファイバー、CO2、YAGなど特に問わないが、連続照射タイプのレーザが適する。なお、Ｑスイッチ型などパルス発振タイプのレーザ照射は、多くのエネルギーを一度に照射するため、被膜の損傷が大きく、磁区細分化効果が十分な範囲において、照射痕幅を本発明の範囲に納めるのは難しい。
　レーザ照射の際の、平均レーザ出力Ｐ（W）、ビームの走査速度Ｖ（m/s）およびビーム径ｄ(mm)は、照射痕領域の圧延方向最大幅が上記要件を満たす限り、特に制限しない。但し、磁区細分化効果を十分に得られることが必要となるため、単位長さ当たりのエネルギー入熱量Ｐ／Ｖは10Ｗ・ｓ/mより大きいことが好ましい。また、照射は鋼板に連続状に照射しても、点列状に照射しても良い。点列に歪みを導入する方法は、ビームを素早く走査しながら所定の時間間隔で停止し、本発明に適合する時間にて当該点でビームを照射しつづけた後、また走査を開始するという、プロセスを繰り返すことにより実現する。点列状に照射する際の、点相互の間隔は、広すぎると磁区細分化効果が小さくなるため、0.40mm以下が好ましい。
　レーザ照射による磁区細分化の圧延方向の照射列間隔は、本発明で定める鋼板性状に無関係であるが、磁区細分化効果を高める為には、３～５mmが好ましい。さらに、照射の向きは圧延直角方向に対して30°以内であることが好ましく、より好ましくは圧延直角方向である。
　次に、電子ビーム照射による磁区細分化の条件を述べる。
　電子ビーム照射の際の、加速電圧Ｅ（kV）、ビーム電流Ｉ(mA)およびビームの走査速度Ｖ（m/s）は、照射痕領域の圧延方向最大幅が上記要件を満たす限り、特に制限しない。但し、磁区細分化効果を十分に得られることが必要となるため、単位長さ当たりのエネルギー入熱量Ｅ×Ｉ／Ｖは６Ｗ・ｓ/mより大きいことが好ましい。真空度（加工室内の圧力）については、電子ビームを鋼板に照射する加工室において、２Pa以下であることが望ましい。これより真空度が低い（圧力が大きい）と、電子銃から鋼板までの行路の中で、残存ガスによりビームがぼやけ、磁区細分化効果が小さくなる。また、照射は鋼板に連続状に照射しても、点列状に照射しても良い。点列に歪みを導入する方法は、ビームを素早く走査しながら所定の時間間隔で停止し、本発明に適合する時間にて当該点でビームを照射しつづけた後、また走査を開始するという、プロセスを繰り返すことにより実現する。電子ビーム照射でこのプロセスを実現するには、容量の大きなアンプを用いて、電子ビームの偏向電圧を変化させれば良い。点列状に照射する際の、点相互の間隔は、広すぎると磁区細分化効果が小さくなるので、0.40mm以下が好ましい。
　電子ビーム照射による磁区細分化の圧延方向の照射列間隔は、本発明で定める鋼板性状に無関係であるが、磁区細分化効果を高める為には、３～５mmが好ましい。さらに、照射の向きは圧延直角方向に対して30°以内であることが好ましく、より好ましくは圧延直角方向である。
　次に、再コートでの絶縁被膜のコーティング液成分、及び焼き付け時の条件について述べる。条件は以下の(i)～(iii)を満たすことが必要である。
(i)コーティング液成分：リン酸アルミニウムおよびクロム酸を主体とし、コロイダルシリカを含まない
(ii)焼き付け温度：260℃以上350℃以下
(iii)焼き付け時の昇温速度：50 ℃/s以下
　レーザ照射や電子ビーム照射による磁区細分化効果は、熱歪みの導入によるものであり、高温で焼き付けると歪みが解放されて、磁区細分化効果が減じられる。そのため、おおよそ500℃以下での焼き付けが必要である。その上で、被膜表面のクラックや穴空き部といった表面欠陥の頻度が、上記した鋼板性状条件を満たすには、焼き付け時に表面が先に固化するのを防ぎ、溶媒蒸気が残留するのを防ぐ必要がある。それには、焼き付け時、絶縁被膜が形成される範囲で低温、具体的には350℃以下かつ、昇温速度を小さく、具体的には50 ℃/s以下にすることが重要である。
　焼き付け温度が350℃を超えて高いと、溶媒である水が表面より蒸発する前に蒸気となり、欠陥の原因となる。一方、焼き付け温度が260℃未満になると、被膜形成反応が進まない。
　また、昇温速度が50 ℃/sより高いと、液中での温度分布が不均一となり、表面が先に固化する原因となる。なお、昇温速度の下限は、特に定めないが、生産性の観点から、５℃／ｓとすることが好ましい。
　さらに、焼き付け温度を下げるためには、コーティング液の組成はリン酸アルミニウムおよびクロム酸を主体として、コロイダルシリカを含まないことが重要である。なぜなら、既に絶縁張力コートが施されているため、張力付与を担うコロイダルシリカを含有させる必要がなく、再コートでは絶縁性のみを担えばよいからである。そして、コロイダルシリカを含まないことで低温焼付けが可能となり、歪導入による磁区細分化の効果を維持することが可能となる。
　本発明の方向性電磁鋼板を製造する方法については、上記ポイント以外は特に限定されないが、推奨される好適成分組成および本発明のポイント以外の製造方法について述べる。
　本発明において、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。
　また、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。
　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、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を低減することが困難になるため、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から、特に設ける必要はない。
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％に満たないと十分な鉄損低減効果が達成しにくく、一方、8.0質量％を超えると加工性が著しく低下し、また磁束密度も低下するため、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添加することが好ましい元素であるが、含有量が0.005質量％未満ではその添加効果に乏しく、一方1.0質量％を超えると製品板の磁束密度が低下するため、 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、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、熱延板組織を改善して磁気特性を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％を超えると二次再結晶が不安定になり磁気特性が劣化する。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く、一方、上記した各成分の上限量を超えると、二次再結晶粒の発達が阻害されるため、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。
　上記の好適成分組成に調整した鋼素材を、通常の造塊法または、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良いし、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。ついで、必要に応じて熱延板焼鈍を行ったのち、一回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の冷延板とし、その後冷延板に一次再結晶焼鈍（脱炭焼鈍）ついで最終仕上げ焼鈍を施したのち、絶縁張力コーティングの塗布、及び平坦化焼鈍を施して絶縁被膜付きの方向性電磁鋼板とする。その後、方向性電磁鋼板にレーザ照射あるいは電子ビーム照射により、磁区細分化処理を施す。さらに、上記した要件で絶縁被膜の再コートを行い、本発明の製品とする。
　さらに、一次再結晶焼鈍（脱炭焼鈍）の途中、あるいは一次再結晶焼鈍後に、インヒビター機能の強化を目的として、窒素増量が50ppm以上1000ppm以下となる窒化処理を施すことも可能である。この窒化処理を施す場合は、該処理後にレーザ照射あるいは電子ビーム照射により磁区細分化処理を施した際に、窒化処理を施さない場合と比べて、被膜の損傷が大きくなる傾向があり、再コート後の耐食性・絶縁性は著しく劣化する。よって、窒化処理を施す場合は、本発明を適用することが特に有効である。この理由は明確ではないが、最終焼鈍において形成される下地被膜の構造が変わり、被膜の剥離性が劣化したことが考えられる。
　Si:3.2質量％、Mn:0.08質量％、Ni:0.01質量％、Al:35ppm、Se:100ppm、Ｓ:30ppm、Ｃ:550ppm、Ｏ:16ppmおよびＮ:25ppmを含有する、最終板厚0.23ｍｍに圧延された方向性電磁鋼板用冷延板を脱炭、一次再結晶焼鈍した後、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。次いで、該鋼板に後述のコーティング液Ａを塗布し、800℃にて焼付けて絶縁被膜を形成した。その後、絶縁被膜上に圧延方向と直角に圧延方向に３mm間隔で、ファイバーレーザにて線状に連続レーザ照射、もしくは0.32mmの点間隔で点列状に電子ビーム照射を行い、磁区細分化処理を行った。連続レーザの照射条件を表１に、電子ビームの照射条件を表２に示す。その結果、磁束密度Ｂ８値で1.92Ｔ～1.94Ｔの材料を得られた。
　次いで、表１および表２に示す条件にて、鋼板の両面に絶縁被膜の再コートを行った。コーティング液は以下の２種類を用意し、塗り分けを行った。
　コーティング液Ａ：コロイダルシリカ20％水分散液100cc、リン酸アルミニウム50％水溶液60cc、クロム酸マグネシウム約25％水溶液15cc、ホウ酸３ｇを配合した液
　コーティング液Ｂ：リン酸アルミニウム50％水溶液60cc、クロム酸マグネシウム約25％水溶液15cc、ホウ酸３ｇ、水100ccを配合した液（コロイダルシリカを含有しない）
　その後、層間抵抗電流、耐電圧、湿潤錆び率及び、1.7Ｔ、50Hzの鉄損Ｗ17/50を単板磁気試験器（SST）にて測定した。これらの測定結果を、表１および表２に示す。なお、層間抵抗電流、耐電圧および湿潤錆び率の測定は、以下のとおりに行った。
［層間抵抗電流］
　JIS-C2550に記載された層間抵抗試験の測定方法の内、Ａ法に準拠して測定を行った。接触子に流れる全電流値を層間抵抗電流とする。
［耐電圧］
　電極の片方を試料地鉄の一端につなぎ、もう片方を25mmφ、重さ1kgの極につなぎ、試料表面にのせて、これに徐々に電圧を加えて、絶縁破壊した時の電圧値を読み取る。試料表面にのせる極の場所を変えて、５箇所で測定し、その平均値を測定値とする。
［湿潤錆び率］
　温度50℃、湿度98％の環境下で48時間放置した時の、照射痕領域内の錆び発生率を目視で算出した。
　表１および表２に示すように、本発明の照射痕領域での諸条件を満たす鋼板は、再コート前、あるいは薄目付けによる再コート後において、集荷基準となる層間抵抗0.2Ａ以下及び耐電圧60Ｖ以上を満たし、かつ鉄損Ｗ17/50が0.70 W/kg以下と極めて低鉄損でもある。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
  
　Si：３質量％、Mn:0.08質量％、Ni:0.01質量％、Al:35ppm、Se:100ppm、Ｓ:30ppm、Ｃ:550ppm、Ｏ:16ppmおよびＮ:25ppmを含有する、最終板厚0.23mmに圧延された方向性電磁鋼板用冷延板を、脱炭、一次再結晶焼鈍した後、一部の冷延板についてはコイルとしてバッチの塩浴処理に供して窒素処理を施し、鋼中Ｎ量を550ppm増加させた。その後、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。次いで、方向性電磁鋼板に上述の実施例１におけるコーティング液Ａを塗布し、800℃にて焼付けて絶縁被膜を形成した。その後、絶縁被膜上に圧延方向と直角に圧延方向に３mm間隔で、ファイバーレーザにて線状に連続レーザ照射を行い、磁区細分化処理を行った。その結果、磁束密度Ｂ8値で1.92Ｔ～1.95Ｔの材料を得られた。
　さらに、表３に示す条件にしたがって、磁区細分化処理を経た鋼板の両面に絶縁被膜の再コートを行った。コーティング液は、上述の実施例１における２種類（コーティング液ＡおよびＢ）を用意し、塗り分けを行った。
　その後、層間抵抗電流、耐電圧、湿潤錆び率及び、1.7Ｔ、50Hzの鉄損Ｗ17/50を単板磁気試験器（SST）にて測定した。これらの測定結果を、表３に示す。なお、層間抵抗電流、耐電圧および湿潤錆び率の測定は、上記のとおりである。
　表３に示すように、本発明の範囲外において窒化処理材は、窒化処理をしない場合に比べて絶縁性および耐食性が共に劣る。一方、本発明の範囲内において窒化処理材は、窒化処理をしない場合と同等の絶縁性および耐食性を有しており、本発明を適用するのが有用であることがわかる。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
  
　ＲＰ、ＲＬ　照射痕領域
　１　絶縁被膜
　２　クラック部
　３　穴空き部

Claims (4)

  1. 　高エネルギービームの照射により、鋼板の圧延方向を横切る向きに延びる線状の歪を導入したのち、絶縁被膜による再コートを施してなる方向性電磁鋼板であって、
    　前記高エネルギービームの照射痕領域における、前記絶縁被膜上に欠陥が存在する面積の比率が40％以下、
    　前記照射痕領域の鋼板圧延方向の最大幅が250μｍ以下および
    　前記再コートによる絶縁被膜の厚さが0.3μm以上2.0μm以下
    であることを特徴とする方向性電磁鋼板。
  2. 　前記線状の歪は、鋼板の圧延直角方向と成す角度が30°以内の向きに延びることを特徴とする請求項１に記載の方向性電磁鋼板。
  3. 　高エネルギービームの照射により、鋼板の圧延方向を横切る向きに延びる線状の歪を導入したのち、絶縁被膜による再コートを施すに当たり、該絶縁被膜は、前記歪導入後の鋼板の表面に、リン酸アルミニウムおよびクロム酸を主体として、かつコロイダルシリカを含まないコーティング液を塗布し、260℃以上350℃以下の温度域での焼付けを、昇温速度：50 ℃／s以下の条件下で行うことを特徴とする方向性電磁鋼板の鉄損改善方法。
  4. 　請求項３において、方向性電磁鋼用冷延板に、一次再結晶焼鈍を施し、ついで最終仕上げ焼鈍を施して高エネルギービームを照射するに際し、前記一次再結晶焼鈍の途中、あるいは一次再結晶焼鈍後に窒化処理を施すことを特徴とする方向性電磁鋼板の鉄損改善方法。
     
     
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