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CN109890994A - 无取向性电磁钢板及其制造方法 - Google Patents

无取向性电磁钢板及其制造方法 Download PDF

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CN109890994A
CN109890994A CN201780066118.6A CN201780066118A CN109890994A CN 109890994 A CN109890994 A CN 109890994A CN 201780066118 A CN201780066118 A CN 201780066118A CN 109890994 A CN109890994 A CN 109890994A
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iron loss
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尾田善彦
大久保智幸
财前善彰
上坂正宪
平谷多津彦
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JFE Engineering Corp
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NKK Corp
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Abstract

提高磁通密度，降低铁损。提供一种无取向性电磁钢板，其具有下述成分组成：以质量％计，含有C：0.0050％以下、Si：1.50％以上4.00％以下、Al：0.500％以下、Mn：0.10％以上5.00％以下、S：0.0200％以下、P：0.200％以下、N：0.0050％以下、O：0.0200％以下和Ca：0.0010％以上0.0050％，剩余部分为Fe和不可避免的杂质，Ar3相变点为700℃以上，结晶粒径为80μm以上200μm以下，维氏硬度为140HV以上230HV以下。

Description

无取向性电磁钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及无取向性电磁钢板及其制造方法。
背景技术
近年来，由于工厂节能需求的提高，正在使用高效感应电机。对于这种电机而言，为了提高效率，增大铁芯叠片厚度，或者提高绕线的填充系数。此外，还进行了将铁芯中使用的电磁钢板由现有的低等级材料变更为铁损低的高等级材料。
另外，对于这种感应电机的芯材而言，从降低铜损的观点来看，除了低铁损以外还要求降低设计磁通密度下的激励有效电流。为了降低激励有效电流，提高芯材的磁通密度是有效的。
另外，对于最近正迅速普及的混合动力电动汽车的驱动电机而言，在启动时和加速时需要高扭矩，因此期望进一步提高磁通密度。
作为磁通密度高的电磁钢板，例如，专利文献1中公开了一种在Si为4％以下的钢中添加0.1％以上5％以下的Co的无取向性电磁钢板。但是，Co非常昂贵，因此在应用于一般的电机中时，具有导致成本显著增加的问题。
另一方面，若使用低Si的材料，虽然能提高磁通密度，但这种材料性质柔软，因此在冲压成电机铁芯用材料时具有铁损增加大的问题。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2000-129410号公报
发明内容
发明所要解决的课题
在这种背景下，目前需要一种不会引起成本显著增加、可提高电磁钢板的磁通密度并降低铁损的技术。
鉴于上述课题，本发明的目的在于提供一种具有高磁通密度和低铁损的无取向性电磁钢板及其制造方法。
用于解决课题的手段
本发明人对上述课题的解决进行了深入研究，结果发现，通过形成在热轧时产生γ→α相变(从γ相向α相的相变)的成分组成，并且使维氏硬度为140HV以上230HV以下，由此可不进行热轧板退火而得到磁通密度与铁损的平衡优异的材料。
本发明是基于该技术思想而进行的，其具有下述构成。
1.一种无取向性电磁钢板，其具有下述成分组成：
以质量％计，含有
C：0.0050％以下、
Si：1.50％以上4.00％以下、
Al：0.500％以下、
Mn：0.10％以上5.00％以下、
S：0.0200％以下、
P：0.200％以下、
N：0.0050％以下、
O：0.0200％以下、和
Ca：0.0010％以上0.0050％，
剩余部分为Fe和不可避免的杂质，
Ar3相变点为700℃以上，结晶粒径为80μm以上200μm以下，维氏硬度为140HV以上230HV以下。
2.如上述1所述的无取向性电磁钢板，其中，上述成分组成以质量％计进一步含有Ni：0.010％以上3.000％以下。
3.如上述1或2所述的无取向性电磁钢板，其中，上述成分组成以质量％计进一步抑制为
Ti：0.0030％以下、
Nb：0.0030％以下、
V：0.0030％以下、和
Zr：0.0020％以下。
4.一种无取向性电磁钢板的制造方法，其为制造上述1至3中任一项所述的无取向性电磁钢板的方法，其中，在γ相到α相的两相区中进行至少1道次的热轧。
发明的效果
根据本发明，能够得到高磁通密度且低铁损的电磁钢板。
附图说明
图1是隔环(caulking ring)试样的示意图。
图2是示出Ar3相变点对磁通密度B50产生的影响的曲线图。
具体实施方式
以下，结合其限定理由对本发明的详细情况进行说明。
首先，为了研究两相区对磁特性所产生的影响，在实验室对含有表1的成分组成的钢A至钢C进行熔炼，对于所得到的扁钢坯进行了热轧。热轧以7道次进行，热轧的最初道次(F1)的入口侧温度设为1030℃，热轧的最终道次(F7)入口侧温度设为910℃。
[表1]
表1
对所得到的热轧板进行酸洗后，冷轧至板厚0.35mm，接着，在20％H2-80％N2气氛下进行950℃×10s的最终退火。
通过冲压，由如此得到的最终退火板制作外径55mm、内径35mm的环试样1，如图1所示，在环试样1的6等分各处进行V形嵌缝2，将10个环试样1层积固定。在磁测定中，对该层积体进行初次100匝、二次100匝的绕线，利用功率计法进行评价。另外，关于维氏硬度，根据JIS Z2244将500g的金刚石压头压入钢板的轧制方向的截面，由此进行测定。关于结晶粒径，对同一截面进行研磨，利用硝酸乙醇腐蚀液进行蚀刻后，根据JIS G0551进行测定。
将上述表1的钢A至钢C的磁特性和维氏硬度的测定结果示于表2。首先，着眼于磁通密度，可知在钢A的情况下磁通密度低，在钢B和钢C的情况下磁通密度高。为了调查该原因而调查了最终退火后的材料的织构，结果可知：在钢A的情况下，与钢B、C相比，对磁特性不利的(111)织构发达。已知冷轧前的组织会对电磁钢板的织构形成产生大幅影响，因此对热轧后的组织进行了调查，结果在钢A的情况下形成了未再结晶组织。因此认为，在钢A的情况下，在热轧后的冷轧、最终退火工序中(111)系的织构发达。
[表2]
表2
钢 磁通密度B<sub>50</sub>(T) 铁损W<sub>15/50</sub>(W/kg) HV 结晶粒径(μm)
A 1.64 3.40 145 121
B 1.69 4.00 135 120
C 1.69 2.60 155 122
另一方面，对钢B、C的热轧后的组织进行了观察，结果形成了完全再结晶的组织。因此认为，在钢B、C的情况下，对磁特性不利的(111)织构的形成受到抑制，磁通密度提高。
这样为了调查热轧后的组织因钢种而不同的原因，通过线膨胀系数的测定评价了热轧时的相变行为。其结果，在钢A的情况下从高温区域至低温区域为α单相，可知在热轧时未发生相变。另一方面，在钢B的情况下Ar3相变点为1020℃，在钢C的情况下Ar3相变点为930℃，可知钢B在最初道次发生了γ→α相变，钢C在3～5道次发生了γ→α相变。这样认为，通过在热轧中发生γ→α相变，将相变应变作为驱动力而使再结晶进行。
由此可知，在进行热轧的温度区域中具有γ→α相变很重要。因此，为了调查完成γ→α相变的Ar3相变点为几度，进行了以下的实验。即，在实验室对下述钢进行熔炼，对由各钢制作的扁钢坯进行热轧，上述钢以质量％计将C：0.0016％、Al：0.001％、P：0.010％、S：0.0008％、N：0.0020％、O：0.0050～0.0070％、Ni：0.100％、Ca：0.0029％、Ti：0.0010％、V：0.0010％、Zr：0.0005％和Nb：0.0004％作为基本成分，在其中为了改变Ar3相变点而改变了Si和Mn的含有平衡。热轧以7道次进行，将热轧的最初道次(F1)的入口侧温度设为900℃、热轧的最终道次(F7)入口侧温度设为780℃，至少1道次在从α相向γ相的两相区进行轧制。
对该热轧板进行酸洗后，冷轧至板厚0.35mm，接着，在20％H2-80％N2气氛下进行950℃×10s的最终退火。
通过冲压，由如此得到的最终退火板制作外径55mm、内径35mm的环试样1，如图1所示，在环试样1的6等分各处进行V形嵌缝2，将10个环试样1层积固定。在磁测定中，对该层积体进行初次100匝、二次100匝的绕线，利用功率计法进行评价。
图2中示出Ar3相变点对磁通密度B50产生的影响。可知：Ar3相变点小于700℃的情况下，磁通密度B50降低。其理由并未明确，但认为是由于：Ar3相变点小于700℃的情况下，冷轧前的结晶粒径变小，因此在后续的冷轧至最终退火的过程中，对磁特性不利的(111)织构发达。
由此，Ar3相变点设为700℃以上。从磁通密度的观点来看，优选设为730℃以上。对Ar3相变点的上限没有特别设定，但在热轧中发生γ→α相变很重要，需要在热轧时至少在1道次在γ相和α相的两相区进行热轧，从该观点来看，Ar3相变点适宜为1000℃以下。这是因为，通过在相变中进行热轧，可促进有利于磁特性的织构的发达。
着眼于上述表2中的铁损的评价，可知钢A、C的铁损低，但钢B的铁损高。其原因并未明确，但认为是：钢B由于最终退火后钢板的硬度(HV)低，因此基于冲压和嵌缝的压缩应力场容易扩散，铁损增加。因此，钢板的维氏硬度设为140HV以上、优选设为150HV以上。另一方面，若维氏硬度超过230HV，则模具损耗剧烈，不必要地增加了成本，因此上限设为230HV、优选设为200HV以下。另外，为了使维氏硬度为140HV以上230HV以下，需要适当地添加Si、Mn、P等固溶强化元素。另外，关于维氏硬度，根据JIS Z2244将500g的金刚石压头压入钢板的轧制方向的截面，由此进行测定。关于结晶粒径，对同一截面进行研磨，利用硝酸乙醇腐蚀液进行蚀刻后，根据JIS G0551进行测定。
以下，对本发明的一个实施方式的无取向性电磁钢板进行说明。首先，对钢的成分组成的限定理由进行说明。需要说明的是，本说明书中，只要没有特别声明，则表示各成分元素的含量的“％”是指“质量％”。
C：0.0050％以下
从防止磁时效的观点来看，C设为0.0050％以下。另一方面，C具有提高磁通密度的效果，因此优选为0.0010％以上。
Si：1.50％以上4.00％以下
Si是对提高钢板的电阻率有效的元素，因此设为1.50％以上。另一方面，若超过4.00％，伴随着饱和磁通密度的降低，磁通密度降低，因此上限设为4.00％。优选设为3.00％以下。这是因为，若超过3.00％，为了形成两相区而需要添加大量的Mn，会不必要地增加成本。
Al：0.500％以下
Al是γ相区封闭型的元素，因此优选较少，设为0.500％以下、优选设为0.020％以下、更优选设为0.002％以下。需要说明的是，在以工业规模制造时难以小于0.0005％，因此允许含有0.0005％以上。
Mn：0.10％以上5.00％以下
Mn是对扩大γ相区有效的元素，因此将下限设为0.10％。另一方面，若超过5.00％，使磁通密度降低，因此上限设为5.00％。优选设为3.00％以下。这是因为，若超过3.00％，会不必要地增加成本。
S：0.0200％以下
S超过0.0200％时，由于MnS的析出会使铁损增大，因此上限设为0.0200％。需要说明的是，在以工业规模制造时难以小于0.0001％，因此允许含有0.0001％以上。
P：0.200％以下
P添加超过0.200％时，钢板变硬，因此设为0.200％以下、更优选设为0.100％以下。进一步优选设为0.010％以上0.050％以下。这是因为，P具有发生表面偏析而抑制氮化的效果。
N：0.0050％以下
N的含量多的情况下，AlN的析出量变多，使铁损增大，因此设为0.0050％以下。需要说明的是，在以工业规模制造时难以小于0.0005％，因此允许含有0.0005％以上。
O：0.0200％以下
O在含量多的情况下，氧化物变多，使铁损增大，因此设为0.0200％以下。需要说明的是，在以工业规模制造时难以小于0.0010％，因此允许含有0.0010％以上。
Ca：0.0010％以上0.0050％
Ca将硫化物以CaS的形式固定，能够降低铁损。因此，下限设为0.0010％。另一方面，若超过0.0050％，则CaS大量析出，使铁损增加，因此上限设为0.0050％。需要说明的是，为了稳定地降低铁损，优选设为0.0015％以上0.0035％以下。
以上，对本发明的基本成分进行了说明。上述成分以外的剩余部分为Fe和不可避免的杂质，除此以外，可以根据需要适当含有以下的元素。
Ni：0.010％以上3.000％以下
Ni是对扩大γ相区有效的元素，因此下限设为0.010％。另一方面，若超过3.000％，会不必要地增加成本，因此上限设为3.000％，更优选的范围为0.100％以上1.000％以下。需要说明的是，Ni也可以为0％。
另外，成分组成优选以质量％计抑制为Ti：0.0030％以下、Nb：0.0030％以下、V：0.0030％以下和Zr：0.0020％以下，这些成分组成全部设为不超过分别规定的上限。
Ti：0.0030％以下
Ti的含量多的情况下，TiN的析出量变多，有可能使铁损增大，因此设为0.0030％以下。需要说明的是，Ti也可以为0％。
Nb：0.0030％以下
Nb的含量多的情况下，NbC的析出量变多，有可能使铁损增大，因此设为0.0030％以下。需要说明的是，Nb也可以为0％。
V：0.0030％以下
V的含量多的情况下，VN、VC的析出量变多，有可能使铁损增大，因此设为0.0030％以下。需要说明的是，V也可以为0％。
Zr：0.0020％以下
Zr的含量多的情况下，ZrN的析出量变多，有可能使铁损增大，因此设为0.0020％以下。需要说明的是，Zr也可以为0％。
接着，对钢组织进行说明。
平均结晶粒径设为80μm以上200μm以下。平均结晶粒径小于80μm时，利用低Si的材料也能使维氏硬度为140HV以上，但结晶粒径如此小时，铁损会增加。因此，结晶粒径设为80μm以上。另一方面，结晶粒径超过200μm的情况下，基于冲压或嵌缝的塑性变形变大，铁损会增加。因此，结晶粒径的上限设为200μm。此处，关于平均结晶粒径，对钢板轧制方向的截面进行研磨，利用硝酸乙醇腐蚀液蚀刻后，根据JIS G0051进行测定。为了使结晶粒径为80μm以上200μm以下，需要适当地控制最终退火温度。即，通过使最终退火温度为900℃～1050℃，能够控制为特定的结晶粒径。另外，从铁损的观点来看，平均结晶粒径优选为100μm以上150μm以下。
接着，对本发明的无取向性电磁钢板的制造条件进行说明。
本发明的无取向性电磁钢板可以利用通常的无取向性电磁钢板的制造方法进行制造，只要本发明中规定的成分组成和热轧条件为特定的范围内即可。即，对在转炉中进行了吹炼的钢液进行脱气处理，调整为特定的成分，接着进行铸造，制成扁钢坯，并对该扁钢坯进行热轧。热轧时的最终温度、卷取温度无需进行特别规定，但需要热轧时的至少1道次在γ相和α相的两相区进行。需要说明的是，为了防止卷取时的氧化，卷取温度优选为650℃以下。本发明中，即使不进行热轧板退火也可得到优异的磁特性，但也可以进行热轧板退火。接下来，通过1次冷轧、或者中间插有中间退火的2次以上的冷轧而制成特定的板厚，之后按照上述条件进行最终退火。
(实施例)
对在转炉中进行了吹炼的钢液进行脱气处理，熔炼成表3所示的各种成分组成，通过铸造制成扁钢坯。之后，进行1120℃×1h的扁钢坯加热，进行热轧至板厚为2.0mm为止。最终热轧以7道次进行，最初道次和最终道次的入口侧板温设为表3所示的温度，卷取温度设为650℃。之后进行酸洗，进行冷轧至板厚为0.35mm为止。对于如此得到的钢板，在20％H2-80％N2气氛中，以表3所示的条件，以退火时间10秒进行最终退火，对磁特性(W15/50、B50)和硬度(HV)进行评价。在磁测定中，从钢板的轧制方向和轧制直角方向切割出Epstein样品，进行Epstein测定。关于维氏硬度，根据JIS Z2244将500g的金刚石压头压入钢板的轧制正交方向的截面，由此进行测定。关于结晶粒径，对相同截面进行研磨，利用硝酸乙醇腐蚀液进行蚀刻后，根据JIS G0551进行测定。
[表3]
由表3可知，成分组成、Ar3相变点、结晶粒径和维氏硬度适于本发明的本发明例的无取向性电磁钢板与不在本发明范围的比较例的钢板相比，磁通密度和铁损特性的两者优异。
工业实用性
根据本发明，不进行热轧板退火而能够得到磁通密度与铁损的平衡优异的无取向性电磁钢板。
符号说明
1 环试样
2 V形嵌缝

Claims (4)

1.一种无取向性电磁钢板，其具有下述成分组成：
以质量％计，含有
C：0.0050％以下、
Si：1.50％以上4.00％以下、
Al：0.500％以下、
Mn：0.10％以上5.00％以下、
S：0.0200％以下、
P：0.200％以下、
N：0.0050％以下、
O：0.0200％以下、和
Ca：0.0010％以上0.0050％，
剩余部分为Fe和不可避免的杂质，
Ar3相变点为700℃以上，结晶粒径为80μm以上200μm以下，维氏硬度为140HV以上230HV以下。
2.如权利要求1所述的无取向性电磁钢板，其中，所述成分组成以质量％计进一步含有Ni：0.010％以上3.000％以下。
3.如权利要求1或2所述的无取向性电磁钢板，其中，所述成分组成以质量％计进一步抑制为
Ti：0.0030％以下、
Nb：0.0030％以下、
V：0.0030％以下、和
Zr：0.0020％以下。
4.一种无取向性电磁钢板的制造方法，其为制造权利要求1至3中任一项所述的无取向性电磁钢板的方法，其中，在γ相到α相的两相区中进行至少1道次的热轧。
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