CN110177897B

CN110177897B - 无方向性电磁钢板及其制造方法

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Publication number: CN110177897B
Application number: CN201880007130.4A
Authority: CN
Inventors: 尾田善彦; 大久保智幸; 财前善彰; 上坂正宪
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2017-01-17
Filing date: 2018-01-12
Publication date: 2021-06-29
Anticipated expiration: 2038-01-12
Also published as: WO2018135414A1; TW201831703A; JP2018115362A; US11286537B2; CN110177897A; EP3572545A4; JP6665794B2; TWI710647B; US20190330710A1; RU2717447C1; KR102248323B1; EP3572545B1; KR20190093615A; EP3572545A1

Abstract

根据本发明，通过具有如下成分组成，即，以质量％计，含有C：0.0050％以下、Si：1.50％～4.00％、Al：0.500％以下、Mn：0.10％～5.00％、S：0.0200％以下、P：0.200％以下、N：0.0050％以下、O：0.0200％以下、以及各0.0010％～0.10％的Sb和/或Sn，剩余部分为Fe和不可避免的杂质，并使Ar₃相变点为700℃以上，晶粒直径为80μm～200μm，维式硬度为140HV～230HV，能够提高磁通密度，减少铁损。

Description

无方向性电磁钢板及其制造方法

技术领域

本发明涉及无方向性电磁钢板及其制造方法。

背景技术

近年来，由于工厂的节能化需求的提高，开始使用高效感应电机。在这样的电机中，为了提高其感应效率而增大铁芯层叠厚度，或者提高绕组的填充率。此外，还将在铁芯中使用的电磁钢板从以往的低等级材料变更为铁损更低的高等级材料。

在这样的感应电机的芯材料中，从除了减少铁损还减少铜损的观点考虑，要求除了实现低铁损化以外，还减少设计磁通密度下的励磁有效电流。而且，为了减少该励磁有效电流，有效的是提高芯材料的磁通密度。

另外，最近，对于正在迅速普及的混合动力电动汽车的驱动电机，在起步时和加速时需要高扭矩，因此期望磁通密度的进一步提高。

作为磁通密度高的电磁钢板，例如，专利文献1中公开了一种无方向性电磁钢板，其在Si为4％以下的钢中添加0.1％～5％的Co。但是，由于Co非常昂贵，因此存在用于一般的电机时导致成本显著上升的问题。

另一方面，如果使用规定的低Si的材料，则能够提高磁通密度。然而，由于上述低Si材为软质的，因此存在作为电机芯用冲裁材料时铁损增加较大的问题。

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

在这样的背景下，期望一种在不导致成本显著上升的情况下提高电磁钢板的磁通密度，同时减少其铁损的技术。

本发明鉴于上述的课题，目的在于提供在提高磁通密度的同时减少铁损的无方向性电磁钢板及其制造方法。

本发明人等为了解决上述课题而进行了深入研究，结果发现通过使钢板为在热轧时产生γ→α相变(从γ相到α相的相变)的成分组成，且使其维式硬度在140HV～230HV的范围，从而在不进行热轧板退火的情况下得到磁通密度与铁损的平衡优异的材料。

本发明是基于上述见解而进行的，具有以下的构成。

1.一种无方向性电磁钢板，具有如下成分组成：以质量％计，含有C：0.0050％以下、Si：1.50％～4.00％、Al：0.500％以下、Mn：0.10％～5.00％、S：0.0200％以下、P：0.200％以下、N：0.0050％以下、O：0.0200％以下、以及各0.0010％～0.10％的Sb和/或Sn，剩余部分为Fe和不可避免的杂质，Ar₃相变点为700℃以上，晶粒直径为80μm～200μm，维式硬度为140HV～230HV。

2.根据上述1所述的无方向性电磁钢板，其中，上述成分组成以质量％计，进一步含有Ca：0.0010％～0.0050％。

3.根据上述1或2所述的无方向性电磁钢板，其中，上述成分组成以质量％计，进一步含有Ni：0.010％～3.0％。

4.根据上述1～3中任一项所述的无方向性电磁钢板，其中，上述成分组成以质量％计，进一步含有Ti：0.0030％以下、Nb：0.0030％以下、V：0.0030％以下和Zr：0.0020％以下中的至少任一者。

5.一种无方向性电磁钢板的制造方法，制造上述1～4中任一项所述的无方向性电磁钢板，在从γ相到α相的两相区进行至少1道次以上的热轧。

根据本发明，能够在不进行热轧板退火的情况下得到高磁通密度且低铁损的电磁钢板。

附图说明

图1是铆接环试样的示意图。

图2是表示Ar₃相变点对磁通密度B₅₀的影响的图。

具体实施方式

以下，对本发明的详细内容和其限定理由一起进行说明。

最初，为了针对从γ相到α相的两相区对磁特性的影响进行调查，在实验室对含有表1的成分组成的钢A～钢C进行熔炼，进行热轧。上述热轧以7道次进行，其首道次(F1)的入口侧温度为1030℃，另外最终道次(F7)的入口侧温度为910℃。

[表1]

将该热轧后的热轧板在酸洗后，冷轧至板厚0.35mm，在20％H₂—80％N₂气氛中，在950℃保持10s的条件下进行最终退火而制成最终退火板。

由这样得到的最终退火板通过冲裁制成外径55mm、内径35mm的环试样1。接着，如图1所示对环试样1的6等分处进行V铆接2，层叠固定10张环试样1，测定磁特性、维式硬度和晶粒直径。磁特性的测定是对将环试样1层叠固定而成的层叠体进行初级100匝、次级100匝的绕组，通过电力计法进行评价。另外，维式硬度根据JIS Z2244将金刚石压头以500gf压入钢板截面来测定。此外，晶粒直径通过对钢板的截面进行研磨，用硝酸酒精进行蚀刻后，根据JISG0551进行测定。

将上述表1的钢A～钢C的磁特性和维式硬度的测定结果示于表2。首先，着眼于磁通密度时，可知在钢A中磁通密度低，在钢B和钢C中磁通密度高。为了调查其原因，对最终退火后的材料的织构进行调查，结果表明在钢A中与钢B、钢C相比不利于磁特性的(111)织构发达。已知冷轧前的组织对电磁钢板的织构的形成有很大影响，因此对冷轧前热轧后的组织进行调查，结果在钢A中成为未再结晶组织。因此，认为钢A在热轧后的冷轧，最终退火工序中(111)已经发展出织构。

[表2]

表2

钢	磁通密度B<sub>50</sub>(T)	铁损W<sub>15/50</sub>(W/kg)	HV	晶粒直径(μm)
					A	1.65	3.39	145	119
B	1.71	3.98	135	120
					C	1.71	2.55	156	123

另一方面，对钢B、钢C的热轧后的组织进行观察，结果成为完全再结晶的组织。因此，认为在钢B、钢C中不利于提高磁特性的(111)织构的形成得到抑制，磁通密度变高。

这样，为了对热轧后的组织因钢种而不同的原因进行调查，利用线膨胀系数测定来评价热轧时的相变行为。其结果表明在钢A中从高温区域到低温区域为α单相，并在热轧时未发生相变。另一方面，表明钢B中Ar₃相变点为1020℃，钢C中Ar3相变点为930℃，钢B中在首道次发生了γ→α相变，钢C中在3～5道次发生了γ→α相变。即，认为因钢种所致的热轧后的组织的差异是将在热轧中发生γ→α相变而产生的相变应作为驱动力而促进了钢板内的再结晶所导致的。

由以上事实，可知为了提高磁通密度，重要的是在进行热轧的温度区域进行γ→α相变。因此，为了对多少Ar₃相变点足以完成γ→α相变进行调查，进行了以下的实验。即，以质量％计，使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％和Nb：0.0004％为基本成分，为了使其改变Ar₃相变点而将改变Si和Mn的含量平衡的钢在实验室进行熔炼，对由各钢制作的板坯进行热轧。热轧以7道次进行，热轧的首道次(F1)的入口侧温度为900℃，热轧的最终道次(F7)入口侧温度为780℃，至少1道次在发生从α相到γ相的相变的两相区进行轧制。

将按该热轧条件制作的热轧板在酸洗后，冷轧至板厚0.35mm，在20％H₂—80％N₂气氛中进行950℃×10s的条件的最终退火，制作最终退火板。

由这样得到的最终退火板通过冲裁制作出外径55mm、内径35mm的环试样1，如图1所示对环试样1的6等分处进行V铆接2，层叠固定10张环试样1，制成层叠体。对于该层叠体的磁特性的测定，对层叠体进行初级100匝、次级100匝的绕组，利用电力计法进行评价。

在图2中示出Ar₃相变点对磁通密度B₅₀的影响。可知Ar₃相变点小于700℃时，磁通密度B₅₀降低。其原因尚不明确，但认为由于Ar₃相变点小于700℃时，冷轧前的晶粒直径变小，因此在从后续的冷轧到最终退火的过程中，不利于磁特性的(111)织构发达。

根据以上，本发明中，Ar₃相变点为700℃以上。Ar₃相变点的上限没有特别设定，但重要的是在热轧中发生γ→α相变，需要在热轧时以至少1道次在γ相和α相的两相区进行热轧，从该观点考虑，优选Ar₃相变点为1000℃以下。这是由于通过在相变中进行热轧而促进对磁特性优选的织构的发达。

着眼于上述表2中的铁损的评价时，可知在钢A、钢C中铁损较低，但在钢B中铁损较高。其原因尚不明确，但认为由于在钢B中最终退火后的钢板的硬度(HV)较低，因此由冲裁和铆接所致的压缩应力场容易扩展，其结果铁损增加。因此，本发明使维式硬度为140HV以上，优选为150HV以上。另一方面，如果维式硬度超过230HV，则冲裁用的模具的损耗严重，导致成本不必要地上升，因此，上限为230HV。从抑制模具损耗的观点考虑，优选为200HV以下。

以下，对基于本发明的一个实施方式的无方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阐述。应予说明，本说明书中，表示各成分元素的含量的“％”只要没有特别说明，就表示“质量％”。

C：0.0050％以下

从防止磁时效的观点考虑，C为0.0050％以下。另一方面，C具有提高磁通密度的效果，因此优选含有0.0010％以上。

Si：1.50％～4.00％

Si是对提高钢板的电阻率有效的元素，因此为1.50％以上。另一方面，如果超过4.00％，随着饱和磁通密度的降低，磁通密度降低，因此上限为4.00％。优选为3.00％以下。这是由于如果超过3.00％，则为了得到两相区而需要添加大量的Mn，导致成本不必要地上升。

Al：0.500％以下

Al是γ相的出现温度区域成为封闭型的元素，因此越少越好，为0.500％以下。应予说明，Al优选为0.020％以下，更优选为0.002％以下。另一方面，从制造成本等观点考虑，Al的添加量优选为0.0005％以上。

Mn：0.10％～5.00％

Mn是对扩大γ相的出现温度区域有效的元素，因此使下限为0.10％。另一方面，如果超过5.00％，则会使磁通密度降低，因此使上限为5.00％。优选为3.00％以下。这是由于超过3.00％时会导致成本不必要地上升。

S：0.0200％以下

S超过0.0200％时因MnS的析出而使铁损增大。因此，使上限为0.0200％。另一方面，从制造成本等观点考虑，S的添加量优选0.0005％以上。

P：0.200％以下

P添加超过0.200％时钢板变硬，因此为0.200％以下，更优选为0.100％以下。进一步优选为0.010％～0.050％。这是由于P发生表面偏析而具有抑制氮化的效果。

N：0.0050％以下

N在含量较多时AlN的析出量变多，使铁损增大。因此为0.0050％以下。另一方面，从制造成本等观点考虑，N的添加量优选为0.0005％以上。

O：0.0200％以下

O在含量较多时氧化物变多，使铁损增大。因此为0.0200％以下。另一方面，从制造成本等观点考虑，O的添加量优选为0.0010％以上。

Sb和/或Sn各为0.0010％～0.10％

Sb和Sn是对改善织构有效的元素，使各自的下限为0.0010％。特别是，Al为0.010％以下时，因Sb和Sn的添加所致的磁通密度的提高效果较大，因添加0.050％以上而使磁通密度大大提高。另一方面，即便添加超过0.10％，效果也饱和，还会导致成本不必要地上升，因此使各自的上限为0.10％。

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，也可以根据需要适当地含有以下元素。

Ca：0.0010％～0.0050％

Ca能够使硫化物以CaS的形式固定而减少铁损。因此，添加时的下限优选为0.0010％。另一方面，如果超过0.0050％，则CaS大量析出，使铁更优选为0.0015％～0.0035％。

Ni：0.010％～3.0％

Ni是对扩大γ区域有效的元素，因此，添加时优选下限为0.010％。另一方面，如果超过3.0％，则导致成本不必要地上升，上限优选为3.0％，更优选的范围为0.100％～1.0％。

Ti：0.0030％以下

Ti的含量较多时TiN的析出量变多，有可能使铁损增大。因此，在含有时为0.0030％以下。另一方面，从制造成本等观点考虑，Ti的添加量优选为0.0001％以上。

Nb：0.0030％以下

Nb的含量多时NbC的析出量变多，有可能使铁损增大。因此，在含有时为0.0030％以下。另一方面，从制造成本等观点考虑，Nb的添加量优选为0.0001％以上。

V：0.0030％以下

V的含量多时VN、VC的析出量变多，有可能使铁损增大。因此，在含有时为0.0030％以下。另一方面，从制造成本等观点考虑，V的添加量优选为0.0005％以上。

Zr：0.0020％以下

Zr的含量多时ZrN的析出量变多，有可能使铁损增大。因此，在含有时为0.0020％以下。另一方面，从制造成本等观点考虑，Zr的添加量优选为0.0005％以上。

钢板的平均晶粒直径为80μm～200μm。平均晶粒直径小于80μm时，虽然能够以低Si的材料使维式硬度为140HV以上，但铁损增加。因此，晶粒直径为80μm以上。另一方面，在晶粒直径超过200μm时，因冲裁、铆接所致的塑性变形变大，导致铁损增加。因此，使晶粒直径的上限为200μm。

为了使晶粒直径为80μm～200μm，重要的是对最终退火温度进行适当的控制。另外，为了使维式硬度为140HV～230HV，需要适当地添加Si、Mn和P等固溶强化元素。

接下来，对本发明的无方向性电磁钢板的制造条件进行说明。

本发明的无方向性电磁钢板只要在本发明规定的成分组成和热轧条件的范围内，则除此以外的工序可以通过通常的无方向性电磁钢板的制造方法进行制造。即，对用转炉吹炼而得的钢水进行脱气处理而调整为规定的成分，继续进行铸造、热轧。热轧时的卷取温度无需特别规定，但需要在γ相和α相的两相区进行热轧时的至少1道次。应予说明，为了防止卷取时的氧化，卷取温度优选为650℃以下。另外，最终退火温度优选为满足钢板的粒径的条件，例如，900～1050℃的范围。本发明中，即便不进行热轧板退火也能够得到优异的磁特性，但也可以进行热轧板退火。接下来，通过1次的冷轧、或夹有中间退火的2次以上的冷轧而制成规定的板厚，然后进行最终退火。

(实施例)

对用转炉吹炼而得的钢水进行脱气处理，调整为表3中示出的成分并进行铸造后，以1120℃×1h的条件进行板坯加热，进行热轧直到板厚为2.0mm厚。热精轧以7道次进行，首道次和最终道次的入口侧板温为表3中示出的温度，卷取温度为650℃。然后，进行酸洗，进行冷轧直到板厚为0.35mm厚，在20％H₂—80％N₂气氛中、表3中示出的条件下以退火时间10秒进行最终退火，制成试验片。对上述试验片的磁特性(W_15/50，B₅₀)、维式硬度(HV)和晶粒直径(μm)进行评价。磁特性的测定通过由轧制方向和轧制直角方向切出爱泼斯坦(Epstein)样品，根据爱泼斯坦测定进行。维式硬度根据JISZ2244，将金刚石压头以500gf的力压入钢板截面进行测定。晶粒直径通过对钢板的截面进行研磨，用硝酸酒精进行蚀刻后，根据JISG0551进行测定。

[表3]

根据表3，可知成分组成、Ar₃相变点、晶粒直径和维式硬度适合本发明的无方向性电磁钢板与偏离本发明的范围的比较例的钢板相比，磁通密度和铁损特性这两者都优异。

产业上的可利用性

根据本发明，能够在不进行热轧板退火的情况下得到磁通密度和铁损的平衡优异的无方向性电磁钢板。

符号说明

1 环试样

2 V铆接

Claims

1.一种无方向性电磁钢板，具有如下成分组成：以质量％计，含有C：0.0050％以下、Si：1.50％～4.00％、Al：0.002％以下、Mn：0.51％～5.00％、S：0.0200％以下、P：0.200％以下、N：0.0050％以下、O：0.0200％以下、以及各0.0010％～0.10％的Sb和/或Sn，剩余部分为Fe和不可避免的杂质，Ar₃相变点为700℃～1000℃，晶粒直径为80μm～200μm，维氏硬度为140HV～230HV。

2.根据权利要求1所述的无方向性电磁钢板，其中，所述成分组成以质量％计，进一步含有Ca：0.0010％～0.0050％。

3.根据权利要求1或2所述的无方向性电磁钢板，其中，所述成分组成以质量％计，进一步含有Ni：0.010％～3.0％。

4.根据权利要求1或2所述的无方向性电磁钢板，其中，所述成分组成以质量％计，进一步含有Ti：0.0030％以下、Nb：0.0030％以下、V：0.0030％以下和Zr：0.0020％以下中的至少任一者。

5.根据权利要求3所述的无方向性电磁钢板，其中，所述成分组成以质量％计，进一步含有Ti：0.0030％以下、Nb：0.0030％以下、V：0.0030％以下和Zr：0.0020％以下中的至少任一者。

6.一种无方向性电磁钢板的制造方法，制造权利要求1～5中任一项所述的无方向性电磁钢板，在从γ相到α相的两相区进行至少1道次以上的热轧。