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JP6665794B2 - 無方向性電磁鋼板およびその製造方法 - Google Patents

無方向性電磁鋼板およびその製造方法 Download PDF

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Description

本発明は、無方向性電磁鋼板およびその製造方法に関するものである。
近年、工場の省エネルギーニーズの高まりから、高効率誘導モータが使用されるようになっている。このようなモータでは効率を向上させるため、鉄心積厚を増大したり、巻線の充填率を向上させたりしている。さらに、鉄心に使用される電磁鋼板を従来の低グレード材からより鉄損の低い高グレード材に変更することも行われている。
ところで、このような誘導モータのコア材においては、銅損を低減する観点から、低鉄損以外に設計磁束密度での励磁実効電流を低減することが要求される。励磁実効電流を低減するためには、コア材の磁束密度を高めることが有効である。
また、最近急速に普及が進んでいるハイブリッド電気自動車の駆動モータでは、発進時および加速時に高トルクが必要となることから、磁束密度の一層の向上が望まれている。
磁束密度の高い電磁鋼板として、例えば、特許文献１には、Siが4％以下の鋼に、Coを0.1％以上5％以下添加する無方向性電磁鋼板が開示されている。しかし、Coは非常に高価であるため、一般のモータに適用すると著しいコストアップをまねくという問題を有している。
一方、低Siの材料を用いると、磁束密度を高めることが可能であるが、このような材料は軟質であるためにモータコア用に打ち抜き材とした際の鉄損増加が大きいという問題がある。
特開2000-129410号公報
このような背景から、著しいコストアップを招くことなく電磁鋼板の磁束密度を高め鉄損を低減する技術が望まれているのが現状である。
本発明は、上記の課題に鑑み、磁束密度を高めて鉄損を低減する無方向性電磁鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
本発明者らが上記課題の解決に関し鋭意検討したところ、熱間圧延時にγ→α変態（γ相からα相への変態）を生じる成分組成とし、かつビッカース硬度を140HV以上230HV以下とすることにより、熱延板焼鈍を行うことなく磁束密度と鉄損バランスに優れた材料を得られることを見出した。
本発明はかかる知見に基づきなされたもので、以下のような構成を有する。
１．質量％で、
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％以下並びに
Sbおよび／またはSnをそれぞれ0.0010％以上0.10％以下
を含有し、残部はFeおよび不可避不純物である成分組成を有し、Ar3変態点が700℃以上、結晶粒径が80μm以上200μm以下、ビッカース硬度が140HV以上230HV以下であることを特徴とする無方向性電磁鋼板。
２．前記成分組成は、さらに、
質量％で、
Ca: 0.0010％以上0.0050％以下
を含有することを特徴とする、上記１に記載の無方向性電磁鋼板。
３．前記成分組成は、さらに、
質量％で、
Ni：0.010％以上3.0％以下
を含有することを特徴とする、上記１または２に記載の無方向性電磁鋼板。
４．前記成分組成は、さらに、
質量％で、
Ti：0.0030％以下、
Nb：0.0030％以下、
Ｖ：0.0030％以下および
Zr：0.0020％以下
の少なくともいずれかを含有することを特徴とする、上記１から３のいずれかに記載の無方向性電磁鋼板。
５．上記１から４のいずれかに記載の無方向性電磁鋼板を製造する方法であって、γ相からα相の二相域において少なくとも１パス以上熱間圧延を行うことを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法。
本発明によれば、熱延板焼鈍を行うことなく高磁束密度かつ低鉄損の電磁鋼板を得ることができる。
カシメリング試料の模式図である。 磁束密度Ｂ50に及ぼすAr３変態点の影響を示すグラフである。
以下、本発明の詳細をその限定理由とともに説明する。
最初に、磁気特性に及ぼす二相域の影響について調査するため、表１の成分組成を含有する鋼Ａから鋼Ｃを実験室にて溶製し、熱間圧延を行った。熱間圧延は7パスで行い、熱延の初パス（F1）の入り側温度は1030℃、熱延の最終パス（F7）入り側温度は910℃とした。
Figure 0006665794
この熱間圧延板を酸洗後、板厚0.35mmまで冷間圧延し、20％Ｈ２−80％Ｎ２雰囲気で950℃×10ｓ間の仕上焼鈍を行った。
かくして得られた仕上焼鈍板から外径55mm、内径35mmのリング試料１を打ち抜きにより作製し、図1に示すようにリング試料１の等分6箇所にＶカシメ２を行い、10枚のリング試料１を積層固定した。磁気測定は、この積層体に一次100ターン、二次100ターンの巻き線を行い、電力計法にて評価した。また、ビッカース硬度はJIS Z2244に準拠し、鋼板断面に500ｇのダイヤモンド圧子を押し込むことにより測定した。結晶粒径は断面を研磨し、ナイタールにてエッチングした後、JIS G0551に準拠して測定した。
上記表１の鋼Ａから鋼Ｃの磁気特性およびビッカース硬度の測定結果を表２に示す。まず磁束密度に着目すると、鋼Ａでは磁束密度が低く、鋼Ｂおよび鋼Ｃでは磁束密度が高いことがわかる。この原因を調査するため仕上焼鈍後の材料の集合組織を調査したところ、鋼Ａでは鋼Ｂ，Ｃに比べ磁気特性に不利な（111）集合組織が発達していることが明らかとなった。電磁鋼板の集合組織形成には冷間圧延前の組織が大きな影響を及ぼすことが知られているため、熱間圧延後の組織を調査したところ、鋼Ａでは未再結晶組織となっていた。このため鋼Ａでは、熱間圧延後の冷間圧延、仕上焼鈍工程において（111）系の集合組織が発達したものと考えられる。
Figure 0006665794
一方、鋼Ｂ，Ｃの熱間圧延後の組織を観察したところ、完全に再結晶した組織となっていた。このため鋼Ｂ，Ｃでは磁気特性に不利な（111）集合組織の形成が抑制され、磁束密度が高くなったものと考えられる。
このように鋼種により熱延後の組織が異なることとなった原因を調査するため、熱間圧延時の変態挙動を線膨張係数測定により評価した。その結果、鋼Ａでは高温域から低温域までα単相であり、熱間圧延時には相変態は生じていないことが明らかとなった。一方、鋼ＢではAr3変態点は1020℃、鋼ＣではAr3変態点は930℃となっており、鋼Ｂでは初パスに、鋼Ｃでは3〜5パスでγ→α変態を生じていることが明らかとなった。このように熱間圧延中にγ→α変態を生じることにより変態歪みを駆動力として再結晶が進んだものと考えられる。
以上のことから、熱間圧延を行う温度域においてγ→α変態を有することが重要である。そこで、γ→α変態が完了するAr3変態点が何度であればいいかを調査するため以下の実験を行った。すなわち、質量％で、Ｃ：0.0016％、Al：0.001％、Ｐ：0.010％、Ｓ：0.0008％、Ｎ：0.0020％、Ｏ：0.0050〜0.0070％、Sb：0.0050％、Sn：0.0050％、Ni：0.100％、Ca：0.0010％、Ti：0.0010％、Ｖ：0.0010％、Zr：0.0005％、およびNb：0.0004％を基本成分とし、これにAr3変態点を変化させるためSiおよびMnの含有バランスを変化させた鋼を実験室にて溶製し、各鋼から作製したスラブに対して熱間圧延を行った。熱間圧延は7パスで行い、熱間圧延の初パス（F1）の入り側温度を900℃、熱間圧延の最終パス（F7）入り側温度は780℃とし、少なくとも1パスはα相からγ相への二相域で圧延するようにした。
この熱間圧延板を酸洗後、板厚0.35mmまで冷間圧延し、20％Ｈ２−80％Ｎ２雰囲気で950℃×10ｓ間の仕上焼鈍を行った。
かくして得られた仕上焼鈍板から外径55mm、内径35mmのリング試料１を打ち抜きにより作製し、図1に示すようにリング試料１の等分6箇所にＶカシメ２を行い、10枚のリング試料１を積層固定した。磁気測定は、この積層体に一次100ターン、二次100ターンの巻き線を行い、電力計法にて評価した。
図２に磁束密度Ｂ50に及ぼすAr3変態点の影響を示す。Ar3変態点が700℃未満の場合には磁束密度Ｂ50が低下することがわかる。この理由は明確でないが、Ar3変態点が700℃未満となった場合、冷間圧延前の結晶粒径が小さくなるため、続く冷間圧延から、仕上焼鈍に至る過程で磁気特性に不利な（111）集合組織が発達したためと考えられる。
以上のことから、Ar3変態点は700℃以上とする。Ar3変態点の上限は特に設けないが、熱間圧延中にγ→α変態を生じることが重要であり、熱間圧延時に少なくとも1パスでγ相とα相との二相域で熱間圧延を行う必要があり、この観点からAr3変態点は1000℃以下であることが好適である。これは変態中に熱間圧延を行うことにより、磁気特性に好ましい集合組織の発達が促されるためである。
上記表２における鉄損の評価に着目すると、鋼Ａ，Ｃでは鉄損が低いが、鋼Ｂでは鉄損が高いことがわかる。この原因は明確ではないが、鋼Ｂでは仕上焼鈍後鋼板の硬度（ＨＶ）が低いため、打ち抜きおよびカシメによる圧縮応力場が広がりやすく鉄損が増加したものと考えられる。このことからビッカース硬度は140HV以上、好ましくは150HV以上とする。一方、ビッカース硬度が230HVを超えると金型損耗が激しくなり、いたずらにコストアップとなるため、上限は230HVとする。金型損耗抑制の観点から、好ましくは200HV以下とする。
以下、本発明の一実施形態による無方向性電磁鋼板について説明する。まず、鋼の成分組成の限定理由について述べる。なお、本明細書において、各成分元素の含有量を表す「％」は、特に断らない限り「質量％」を意味する。
Ｃ：0.0050％以下
Ｃは磁気時効防止の観点から0.0050％以下とする。一方、Ｃは磁束密度を向上させる効果があるため0.0010％以上が好ましい。
Si：1.50％以上4.00％以下
Siは鋼板の固有抵抗を上げるために有効な元素であるため1.50％以上とする。一方、4.00％を超えると飽和磁束密度の低下に伴い磁束密度が低下するため上限は4.00％とする。好ましくは、3.00％以下とする。これは3.00％を超えると二相域とするために多量のＭｎを添加する必要があり、いたずらにコストアップとなるためである。
Al：0.500％以下
Alはγ域閉鎖型の元素であるため少ないほうが好ましく、0.500％以下、好ましくは0.020％以下、より好ましくは0.002％以下とする。
Mn：0.10％以上5.00％以下
Mnはγ域を拡大するために効果的な元素であるため、下限を0.10％とする。一方、5.00％超になると磁束密度を低下させるので上限を5.00％とする。好ましくは、3.00％以下とする。これは3.00％を超えるといたずらにコストアップとなるためである。
Ｓ：0.0200％以下
Ｓは0.0200％を超えるとMnＳの析出により鉄損が増大するため、上限を0.0200％とする。
Ｐ：0.200％以下
Ｐは0.200％を超えて添加すると鋼板が硬くなるため0.200％以下、より好ましくは0.100％以下とする。さらに好ましくは0.010％以上0.050％以下とする。これはＰが表面偏析して窒化を抑制する効果があるためである。
Ｎ：0.0050％以下
Ｎは、含有量が多い場合にはAlＮの析出量が多くなり、鉄損を増大させるため0.0050％以下とする。
Ｏ：0.0200％以下
Ｏは、含有量が多い場合には酸化物が多くなり、鉄損を増大させるため0.0200％以下とする。
Sbおよび／またはSnをそれぞれ0.0010％以上0.10％以下
SbおよびSnは集合組織改善のために効果的な元素であり、それぞれの下限を0.0010％とする。特にAlが0.010％以下の場合には磁束密度向上効果が大きく、0.050％以上の添加により磁束密度が大きく向上する。一方、0.10％を超えて添加しても効果が飽和し、いたずらにコストアップとなるため、それぞれの上限を0.10％とする。
以上、本発明の基本成分について説明した。上記成分以外の残部はFeおよび不可避的不純物であるが、その他にも必要に応じて、以下の元素を適宜含有させることができる。
Ca: 0.0010％以上0.0050％以下
Caは硫化物をCaＳとして固定し鉄損を低減できる。このため下限を0.0010％とする。一方、0.0050％を超えるとCaSが多量に析出し、鉄損を増加させるため上限を0.0050％とする。なお、鉄損を安定して低減するため、0.0015％以上0.0035％以下とすることが好ましい。
Ni：0.010％以上3.0％以下
Niはγ域を拡大するために効果的な元素であるため、下限を0.010％とする。一方、3.0％超になるといたずらにコストアップを招くため、上限を3.0％とし、より好ましい範囲は0.100％以上1.0％以下である。
Ti：0.0030％以下
Tiは、含有量が多い場合にはTiＮの析出量が多くなり、鉄損を増大させるおそれがあるため0.0030％以下とする。
Nb：0.0030％以下
Nbは、含有量が多い場合にはNbＣの析出量が多くなり、鉄損を増大させるおそれがあるため0.0030％以下とする。
Ｖ：0.0030％以下
Ｖは、含有量が多い場合にはＶＮ、ＶＣの析出量が多くなり、鉄損を増大させるおそれがあるため0.0030％以下とする。
Zr：0.0020％以下
Zrは、含有量が多い場合にはZrＮの析出量が多くなり、鉄損を増大させるおそれがあるため0.0020％以下とする。
平均結晶粒径は80μm以上200μm以下とする。平均結晶粒径が80μm未満の場合には、低Siの材料であってもビッカース硬度を140HV以上とすることができるが、結晶粒径が小さいと鉄損が増加することとなる。このため、結晶粒径は80μm以上とする。一方、結晶粒径が200μmを超える場合には、打ち抜きやカシメによる塑性変形が大きくなり、鉄損が増加することとなる。このため結晶粒径の上限を200μmとする。結晶粒径を80μm以上200μm以下とするためには仕上焼鈍温度を適切に制御することが必要である。また、ビッカース硬度を140HV以上230HV以下とするためにはSi、Mn、Ｐ等の固溶強化元素を適切に添加することが必要である。
次に、本発明に係る無方向性電磁鋼板の製造条件について説明する。
本発明の無方向性電磁鋼板は、本発明で規定する成分組成および熱間圧延条件が所定の範囲内であれば、それ以外の工程は通常の無方向性電磁鋼板の製造方法により製造することができる。すなわち、転炉で吹練した溶鋼を脱ガス処理し所定の成分に調整し、引き続き鋳造、熱間圧延を行う。熱間圧延時の仕上温度、巻取り温度は特に規定する必要はないが、熱間圧延時の少なくとも1パスをγ相とα相との二相域で行う必要がある。なお、巻取り温度は巻取り時の酸化を防止するため650℃以下が好ましい。本発明では熱延板焼鈍を行わなくても優れた磁気特性が得られるが、熱延板焼鈍を行ってもよい。次いで１回の冷間圧延、もしくは中間焼鈍をはさんだ２回以上の冷間圧延により所定の板厚とした後に、仕上焼鈍を行う。
（実施例）
転炉で吹練した溶鋼を脱ガス処理し、表３の成分に鋳造後、1120℃×1ｈのスラブ加熱を行い、板厚2.0mmまで熱間圧延を行った。熱間の仕上圧延は7パスで行い、初パスおよび最終パスの入り側板温は表３に示す温度とし、巻き取り温度は650℃とした。その後、酸洗を行い、板厚0.35mmまで冷間圧延を行い、20％Ｈ２−80％Ｎ２雰囲気で表３に示す条件において焼鈍時間10秒で仕上焼鈍を行い、磁気特性（Ｗ15/50，Ｂ50）および硬度（ＨＶ）を評価した。磁気測定は圧延方向および圧延直角方向よりエプスタインサンプルを切り出し、エプスタイン測定を行った。ビッカース硬度はJIS Z2244に準拠し、鋼板断面に500ｇのダイヤモンド圧子を押し込むことにより測定した。結晶粒径は断面を研磨し、ナイタールにてエッチングした後、JIS G0551に準拠して測定した。
Figure 0006665794
表３から、成分組成、Ar3変態点、結晶粒径およびビッカース硬度が本発明に適合する本発明例の無方向性電磁鋼板は、本発明の範囲から外れる比較例の鋼板と比較して、磁束密度と鉄損特性の双方に優れていることがわかる。
本発明によれば、熱延板焼鈍を行うことなく磁束密度と鉄損バランスに優れた無方向性電磁鋼板を得ることが可能となる。
１ リング試料
２ Ｖカシメ

Claims (5)

  1. 質量％で、
    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％以下並びに
    Sbおよび／またはSnをそれぞれ0.0010％以上0.10％以下
    を含有し、残部はFeおよび不可避不純物である成分組成を有し、Ar3変態点が700℃以上1000℃以下、結晶粒径が80μm以上200μm以下、ビッカース硬度が140HV以上230HV以下であることを特徴とする無方向性電磁鋼板。
  2. 前記成分組成は、さらに、
    質量％で、
    Ca: 0.0010％以上0.0050％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. 前記成分組成は、さらに、
    質量％で、
    Ni：0.010％以上3.0％以下
    を含有することを特徴とする、請求項１または２に記載の無方向性電磁鋼板。
  4. 前記成分組成は、さらに、
    質量％で、
    Ti：0.0030％以下、
    Nb：0.0030％以下、
    Ｖ：0.0030％以下および
    Zr：0.0020％以下
    の少なくともいずれかを含有することを特徴とする、請求項１から３のいずれかに記載の無方向性電磁鋼板。
  5. 請求項１から４のいずれかに記載の無方向性電磁鋼板を製造する方法であって、γ相からα相の二相域において少なくとも１パス以上熱間圧延を行うことを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法。
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