JP4740400B2 - 無方向性電磁鋼板 - Google Patents

Description

本発明は、高速回転機のロータに好適な無方向性電磁鋼板に関する。

無方向性電磁鋼板は、例えば回転機のロータ等に用いられる。一般的に、ロータに作用する遠心力は、回転半径に比例し、かつ、回転速度の二乗に比例する。このため、高速回転機のロータには非常に大きな応力が作用する。従って、ロータ用の無方向性電磁鋼板の引張強度は高いことが好ましい。つまり、ロータ用の無方向性電磁鋼板は高張力を備えていることが好ましい。このように、ロータ用の無方向性電磁鋼板には、高い引張強度（高張力）が要求される。

その一方で、回転機のロータに限らず、鉄心に用いられる無方向性電磁鋼板では、鉄損が低いことが重要である。特に、高速回転機のロータ用の無方向性電磁鋼板では、高周波鉄損が低いことが重要である。このように、ロータ用の無方向性電磁鋼板には、低い高周波鉄損も要求される。つまり、回転機が高周波で使用される際の効率が高いことも要求される。

しかしながら、高張力及び低高周波鉄損は、物理的に相反する関係にあり、これらを両立させることは極めて困難である。

これらの両立を図った技術が提案されているが、これまで、容易に製造することができるものはない。例えば、Ｓｉ含有量が高い熱間圧延鋼板を得て、その後に種々の温度制御を行う技術が提案されているが、Ｓｉ含有量が高いために、冷間圧延が非常に困難である。また、冷間圧延を可能とするために、種々の温度制御を行っているが、この温度制御が非常に特殊であるため、そのために要する時間、労力及びコストが多大となる。

特開昭６０−２３８４２１号公報 特開昭６１−９５２０号公報 特開昭６２−２５６９１７号公報 特開平２−８３４６号公報 特開２００３−３４２６９８号公報 特開２００２−２２０６４４号公報 特開平３−２２３４４５号公報

本発明は、容易に製造することができ、高い引張強度及び低い高周波鉄損を得ることができる無方向性電磁鋼板を提供することを目的とする。

本発明者らは、無方向性電磁鋼板において、固溶強化、析出強化、加工強化、細粒化強化、変態組織による強化等により、鉄損を低く抑えながら良好な機械特性を得るという観点から鋭意研究を行った。

この結果、詳細は後述するが、Ｓｉ、Ｍｎ及びＮｉ等の含有量を適切なものとし、平均結晶粒径及び＜１１１＞結晶方位軸密度を適切なものとすることにより、高い降伏強度を得ながら、高周波鉄損を低く抑えることができることを見出した。そして、次の無方向性電磁鋼板に想到した。

本発明に係る無方向性電磁鋼板は、Ｓｉ：２．８質量％以上４．０質量％以下、Ａｌ：０．２質量％以上３．０質量％以下、及びＰ：０．０２質量％以上０．２質量％以下、を含有し、更に、Ｎｉ：４．０質量％以下及びＭｎ：２．０質量％以下からなる群から選択された少なくとも１種を、総量で０．５質量％以上含有し、Ｃの含有量が０．０５質量％以下であり、Ｎの含有量が０．０１質量％以下であり、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、平均結晶粒径が１５μｍ以下であり、＜１１１＞結晶方位軸密度が６以上であることを特徴とする。

本発明によれば、平均結晶粒径及び＜１１１＞結晶方位軸密度が適切であるので、高い引張強度及び低い高周波鉄損を得ることができる。また、Ｓｉ等の含有量が適切であるため、製造過程における処理が容易であり、脆化等に基づく複雑な処理の追加を回避することもできる。

図１は、無方向性電磁鋼板の軸密度を示す図である。

以下、本発明について詳細に説明する。先ず、本発明に係る無方向性電磁鋼板の成分について説明する。

Ｃ及びＮは、Ｎｂ等の炭窒化物の形成に用いられる。炭窒化物は、析出強化及び結晶粒の細粒化強化により、無方向性電磁鋼板の張力を高める作用を有する。Ｃの含有量が０．００３質量％未満であるか、又はＮの含有量が０．００１質量％未満であると、この作用が不十分となりやすい。一方、Ｃの含有量が０．０５％を超えているか、又はＮの含有量が０．０１質量％を超えていると、磁気時効等により鉄損特性が著しく低下する。従って、Ｃの含有量は０．０５質量％以下とし、Ｎの含有量は０．０１質量％以下とする。また、Ｃの含有量は０．００３質量％以上であることが好ましく、Ｎの含有量は０．００１質量％以上であることが好ましい。

Ｓｉは、無方向性電磁鋼板の電気抵抗を増大させて渦電流損を低減することにより高周波鉄損等の鉄損を低減する作用を有する。また、Ｓｉは、固溶強化により無方向性電磁鋼板の張力を高める作用を有する。Ｓｉの含有量が２．８質量％未満であると、これらの作用が不十分となる。一方、Ｓｉの含有量が４．０質量％を超えると、磁束密度の低下、脆化、冷間圧延等の処理の困難化、及び材料コストの上昇が引き起こされる。従って、Ｓｉの含有量は２．８質量％以上４．０質量％以下とする。

Ａｌは、Ｓｉと同様に、無方向性電磁鋼板の電気抵抗を増大させて渦電流損を減少することにより、高周波鉄損等の鉄損を低減する作用を有する。Ａｌの含有量が０．２質量％未満であると、これらの作用が不十分となる。一方、Ａｌの含有量が３．０質量％を超えると、磁束密度の低下、脆化、冷間圧延等の処理の困難化、及び材料コストの上昇が引き起こされる。従って、Ａｌの含有量は０．２質量％以上３．０質量％以下とする。また、Ａｌの含有量は、２．０質量％以下であることが好ましく、１．５質量％以下であることがより好ましく、１．０質量％以下であることが更に一層好ましい。

Ｎｉ及びＭｎは、無方向性電磁鋼板の張力の向上に寄与する。即ち、Ｎｉは、固溶強化により張力を高める作用を有し、Ｍｎは、固溶強化及び細粒化強化により張力を高める作用を有する。また、Ｎｉは、無方向性電磁鋼板の電気抵抗を増大させて渦電流損を低減することにより高周波鉄損等の鉄損を低減する作用も有する。更に、Ｎｉは、無方向性電磁鋼板の飽和磁気モーメントの増大に伴う磁束密度の向上にも寄与する。Ｍｎは、無方向性電磁鋼板の電気抵抗を増大させて渦電流損を低減することにより高周波鉄損等の鉄損を低減する作用を有する。Ｎｉの含有量及びＭｎの含有量の総量が０．５質量％未満であると、これらの作用が不十分となり、十分な引張強度を得ることができなくなる。一方、Ｎｉの含有量が４．０質量％を超えると、飽和磁気モーメントの低下に起因した磁束密度の低下が生じる。また、Ｍｎの含有量が２．０質量％を超えると、磁束密度が低下し、材料コストが上昇する。従って、４．０質量％以下のＮｉ、及び／又は２．０質量％以下のＭｎが総量で０．５質量％以上含有されていることとする。

Ｐは、無方向性電磁鋼板の張力を大きく高める作用を有する。従って、張力の更なる向上を目的として含有されていてもよい。Ｐの含有量が０．０２質量％未満であると、この作用が不十分となる。一方、Ｐの含有量が０．２質量％を超えると、製造過程でＰが結晶粒界に偏析して熱間圧延鋼板が脆化し、その後の冷間圧延が非常に困難になることがある。従って、Ｐの含有量は０．０２質量％以上０．２質量％以下とする。

Ｎｂは、Ｃ及びＮと反応してＮｂ炭窒化物を生成し、析出強化及び細粒化強化により無方向性電磁鋼板の張力を高める作用を有する。無方向性電磁鋼板において炭窒化物を形成する金属元素として、Ｎｂの他に、Ｚｒ、Ｖ、Ｔｉ、及びＭｏも挙げられる。これらの中で、Ｎｂ炭窒化物の析出強化が大きい。また、Ｎｂは、冷間圧延及び仕上焼鈍等の際に結晶粒の成長を抑制し、高周波鉄損を低減する作用も有する。このため、Ｎｂが含有されていてもよい。但し、Ｎｂの含有量が高すぎると、再結晶温度が上昇したり、無方向性電磁鋼板が脆化しやすくなったりする。従って、Ｎｂの含有量を［Ｎｂ］質量％、Ｃの含有量を［Ｃ］質量％、Ｎの含有量を［Ｎ］質量％としたとき、［Ｎｂ］／８（［Ｃ］＋［Ｎ］）で表わされる値Ｒ_Ｎｂは１以下であることが好ましい。また、上記の作用を得るために、値Ｒ_Ｎｂは０．１以上であることが好ましい。

無方向性電磁鋼板の上述の成分以外は、例えばＦｅ及び不可避不純物である。なお、高張力化に伴う結晶粒界の脆化を回避する目的で、Ｂが含有されていてもよい。この場合、Ｂの含有量は０．００１質量％以上であることが好ましい。一方、Ｂの含有量が０．００７質量％を超えると、磁束密度の低下、及び熱間圧延時の脆化等が引き起こされる。このため、Ｂの含有量は０．００７質量％以下であることが好ましい。

更に、種々の磁気特性を更に向上させる目的で、Ｃｕ：０．０２％以上１．０％以下、Ｓｎ：０．０２％以上０．５％以下、Ｓｂ：０．０２％以上０．５％以下、Ｃｒ：０．０２％以上３．０％以下、及び／又は希土類金属（ＲＥＭ：rare earth metal）：０．００１％以上０．０１％以下が含有されていてもよい。即ち、これらの複数種類の元素からなる群から選択された１種以上の元素が含有されていてもよい。

そして、これらの成分からなる無方向性電磁鋼板によれば、高い降伏強度及び低い高周波鉄損を得ることができる。また、以下に示すように、この無方向性電磁鋼板の平均結晶粒径及び＜１１１＞結晶方位軸密度が適切な範囲内にあれば、より一層高い張力を得ることができ、高周波鉄損を抑制することができる。

ここで、平均結晶粒径及び＜１１１＞結晶方位軸密度の適切な範囲について説明する。本発明者らは、次のような実験により適切な範囲を見出した。先ず、Ｃ：０．０２９質量％、Ｓｉ：３．１７質量％、Ａｌ：０．６９質量％、Ｎｉ：２．５５質量％、Ｐ：０．０３質量％、Ｎ：０．００２質量％、及びＮｂ：０．０３７質量％を含有するスラブを熱間圧延し、熱間圧延鋼板を得た。この熱間圧延鋼板の値Ｒ_Ｎｂは０．１５である。次いで、熱間圧延鋼板を表１に示す圧下率で冷間圧延し、厚さが０．３５ｍｍの冷間圧延鋼板を得た。その後、冷間圧延鋼板に表１に示す条件で連続仕上焼鈍を施し、無方向性電磁鋼板を得た。

そして、無方向性電磁鋼板の平均結晶粒径及び＜１１１＞結晶方位軸密度を測定した。更に、無方向性電磁鋼板からエプスタイン試料及び引張試験片を切り出し、これらを用いて磁気特性及び機械特性を測定した。これらの結果を表２に示す。以下の表中の「Ｗ_{１５／５０}」は鉄損Ｗ_{１５／５０}を示し、「Ｂ５０」は磁束密度Ｂ５０を示し、「Ｗ_{１０／１０００}」は、鉄損Ｗ_{１０／１０００}を示している。また、「ＹＰ」は降伏強度を示し、「ＴＳ」は引張強度を示し、「ＥＬ」は伸びを示している。

表２に示すように、試料Ｎｏ．５では、高い降伏強度及び引張強度が得られ、また、高周波鉄損Ｗ_{１０／１０００}が低かった。一方、試料Ｎｏ．１〜Ｎｏ．４では、試料Ｎｏ．５と比較すると、降伏強度及び引張強度が低く、高周波鉄損Ｗ_{１０／１０００}が高かった。また、試料Ｎｏ．１及びＮｏ．２では、降伏強度及び引張強度が特に低かった。従って、平均結晶粒径は１５μｍ以下とし、図１に示すように、＜１１１＞結晶方位軸密度は６以上とする。特に、平均結晶粒径は１３μｍ以下であることが好ましく、１１μｍ以下であることが更に一層好ましい。また、特に、＜１１１＞結晶方位軸密度は９以上であることが好ましく、１０以上であることが更に一層好ましい。なお、＜００１＞結晶方位等の他の結晶方位の軸密度は特に限定されないが、＜００１＞結晶方位軸密度は高いことが好ましい。

なお、本発明に係る無方向性電磁鋼板は、例えば、次のようにして製造することができる。先ず、上記の組成を有するスラブを溶製し、このスラブに加熱及び熱間圧延を施して熱間圧延鋼板を得る。次いで、この熱間圧延鋼板に冷間圧延を施して冷間圧延鋼板を得る。その後、仕上焼鈍を行う。なお、結晶粒の成長に伴う強度の低下及び脆化を回避するために、熱間圧延鋼板に対する焼鈍は行わないことが好ましく、冷間圧延の中間焼鈍も行わないことが好ましい。上記の組成を有する熱間圧延鋼板を用いていれば、熱間圧延鋼板に対する焼鈍及び中間焼鈍を行わずとも、張力の向上及び高周波鉄損の低減の効果を得ることができる。また、熱間圧延鋼板に対する焼鈍の省略により曲げ加工性を向上させることもできる。つまり、本発明に係る無方向性電磁鋼板は上記の組成を有しているため、張力の向上及び高周波鉄損の低減を、比較的簡易な処理により実現することができる。

そして、平均結晶粒径は、例えば、仕上焼鈍の条件により調整することができる。平均結晶粒径を１５μｍ以下とするためには、仕上焼鈍を、７５０℃以下、２５秒間以下の条件で行うか、７４０℃以下、３０秒間以下の条件で行うことが好ましく、７４０℃以下、２５秒間以下の条件で行うことがより好ましい。これらの範囲は、上記の実験からも明らかである。また、上記のように、熱間圧延鋼板に対する焼鈍は行わないことが好ましく、冷間圧延の中間焼鈍も行わないことが好ましい。これは、これらの焼鈍を行うと、平均結晶粒径を１５μｍ以下としにくくなるためでもある。

また、＜１１１＞結晶方位軸密度は、例えば冷間圧延時の圧下率により調整することができる。＜１１１＞結晶方位軸密度は６以上とするためには、圧下率を８５％以上とすることが好ましく、８８％以上とすることがより好ましく、９０％以上とすることが更に一層好ましい。これらの範囲は、上記の実験からも明らかである。また、＜１１１＞結晶方位軸密度は、例えば熱間圧延時の仕上圧延の温度、及び熱間圧延後の冷却の条件等により調整することもできる。即ち、熱間圧延として、粗圧延及びその後の仕上圧延を行う場合、仕上圧延時の熱間圧延鋼板の温度により＜１１１＞結晶方位軸密度を調整することができる。また、熱間圧延後に熱間圧延鋼板を巻き取る場合、その際の熱間圧延鋼板の温度（巻き取り温度）を調整することにより＜１１１＞結晶方位軸密度を調整することができる。仕上圧延の温度が低いほど、熱間圧延鋼板中の再結晶が生じていない部分の面積比率が高くなる。このため、仕上圧延の温度が低いほど、冷間圧延の圧下率が高い場合と同様の効果が得られる。従って、仕上圧延の温度は低くすることが好ましく、特に８５０℃以下とすることが好ましい。また、巻き取り温度が低いほど、熱間圧延鋼板中の再結晶が生じていない部分の面積比率が高くなる。従って、巻き取り温度も低くすることが好ましく、特に６５０℃以下とすることが好ましい。

（第１の実験）
先ず、表３に示す成分を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなるスラブを熱間圧延し、熱間圧延鋼板を得た。次いで、熱間圧延鋼板を表４に示す圧下率で冷間圧延し、厚さが０．２０ｍｍの冷間圧延鋼板を得た。その後、冷間圧延鋼板に表４に示す条件で連続仕上焼鈍を施し、無方向性電磁鋼板を得た。

そして、無方向性電磁鋼板の平均結晶粒径及び＜１１１＞結晶方位軸密度を測定した。更に、無方向性電磁鋼板からエプスタイン試料及び引張試験片を切り出した。次いで、エプスタイン試料を用いて磁気特性を測定し、引張試験片を用いて機械特性を測定した。この結果を表５に示す。

表５に示すように、比較例Ｎｏ．１２〜Ｎｏ．１４では、Ｎｉ及び／又はＭｎの固溶強化により、比較例Ｎｏ．１１と比較して、降伏強度及び引張強度が高かった。また、比較例Ｎｏ．１５では、＜１１１＞結晶方位軸密度が６以上であるため、比較例Ｎｏ．１２〜Ｎｏ．１４よりも降伏強度及び引張強度が高かった。

更に、実施例Ｎｏ．１６及びＮｏ．１７では、＜１１１＞結晶方位軸密度が６以上であり、平均結晶粒径が１５μｍ以下であるため、比較例Ｎｏ．１５よりも降伏強度及び引張強度が著しく高く、高周波鉄損Ｗ_{１０／１０００}が著しく低かった。このように、実施例Ｎｏ．１６及びＮｏ．１７では、良好な磁気特性及び機械特性が得られた。

また、表４及び表５から、圧下率が高いほど、＜１１１＞結晶方位軸密度が高くなり、連続仕上焼鈍の温度が低く、時間が短いほど、平均結晶粒径が小さくなることが明らかである。

（第２の実験）
先ず、表６に示す成分を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなるスラブを熱間圧延し、熱間圧延鋼板を得た。次いで、熱間圧延鋼板を表７に示す圧下率で冷間圧延し、厚さが０．２５ｍｍの冷間圧延鋼板を得た。その後、冷間圧延鋼板に表７に示す条件で連続仕上焼鈍を施し、無方向性電磁鋼板を得た。

そして、無方向性電磁鋼板の平均結晶粒径及び＜１１１＞結晶方位軸密度を測定した。更に、無方向性電磁鋼板からエプスタイン試料及び引張試験片を切り出した。次いで、エプスタイン試料を用いて磁気特性を測定し、引張試験片を用いて機械特性を測定した。この結果を表８に示す。

表８に示すように、比較例Ｎｏ．２２では、Ｎｉの固溶強化により、比較例Ｎｏ．２１と比較して、降伏強度及び引張強度が高かった。また、比較例Ｎｏ．２３及びＮｏ．２４では、微細に析出したＮｂ炭窒化物の析出強化により、比較例Ｎｏ．２２よりも降伏強度及び引張強度が高かった。なお、比較例Ｎｏ．２２の無方向性電磁鋼板にもＮｂが含有されているが、値Ｒ_Ｎｂが０．１未満であるため、ほとんどＮｂ炭窒化物が微細に析出しなかった。また、比較例Ｎｏ．２４では、＜１１１＞結晶方位軸密度が６以上であるため、比較例Ｎｏ．２３よりも降伏強度及び引張強度が高かった。

更に、実施例Ｎｏ．２５及びＮｏ．２６では、値Ｒ_Ｎｂが０．１以上であり、＜１１１＞結晶方位軸密度が６以上であり、平均結晶粒径が１５μｍ以下であるため、比較例Ｎｏ．２４よりも降伏強度及び引張強度が著しく高く、高周波鉄損Ｗ_{１０／１０００}が著しく低かった。このように、実施例Ｎｏ．２５及びＮｏ．２６では、良好な磁気特性及び機械特性が得られた。

また、表７及び表８からも、圧下率が高いほど、＜１１１＞結晶方位軸密度が高くなり、連続仕上焼鈍の温度が低いほど、平均結晶粒径が小さくなることが明らかである。

本発明は、例えば、電磁鋼板製造産業及び電磁鋼板利用産業において利用することができる。

Claims (4)

1. Ｓｉ：２．８質量％以上４．０質量％以下、
   Ａｌ：０．２質量％以上３．０質量％以下、及び
   Ｐ：０．０２質量％以上０．２質量％以下、
   を含有し、
   更に、Ｎｉ：４．０質量％以下及びＭｎ：２．０質量％以下からなる群から選択された少なくとも１種を、総量で０．５質量％以上含有し、
   Ｃの含有量が０．０５質量％以下であり、
   Ｎの含有量が０．０１質量％以下であり、
   残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、
   平均結晶粒径が１５μｍ以下であり、
   ＜１１１＞結晶方位軸密度が６以上であることを特徴とする無方向性電磁鋼板。
2. Ｃの含有量が０．００３質量％以上であり、
   Ｎの含有量が０．００１質量％以下であり、
   更に、Ｎｂ：Ｎｂの含有量を［Ｎｂ］質量％、Ｃの含有量を［Ｃ］質量％、Ｎの含有量を［Ｎ］質量％としたとき、［Ｎｂ］／８（［Ｃ］＋［Ｎ］）で表わされる値Ｒ_Ｎｂが０．１以上１以下を含有することを特徴とする請求項１に記載の無方向性電磁鋼板。
3. Ｂ：０．００１質量％以上０．００７質量％以下を含有することを特徴とする請求項１に記載の無方向性電磁鋼板。
4. Ｂ：０．００１質量％以上０．００７質量％以下を含有することを特徴とする請求項２に記載の無方向性電磁鋼板。

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