JP2008260996A - 圧延方向の磁気特性に優れる無方向性電磁鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】圧延方向の磁気特性に優れる無方向性電磁鋼板を低コストで提供する。
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．００５％以下、Ｓｉ＋Ａｌ：２．０％以上、６．０％以下、Ａｌ／（Ｓｉ＋Ａｌ）：０．３以上、０．９以下を含有し、残部はＦｅおよび不可避不純物元素からなる、圧延方向の磁束密度Ｂ５０Ｌと飽和磁束密度Ｂｓの比（Ｂ５０Ｌ／Ｂｓ）が０．８５以上である、圧延方向の磁化特性に優れる無方向性電磁鋼板であり、この鋼板は、前記のように成分を限定し、冷延に供する鋼の結晶粒径を３００μｍ以下とするだけで、通常の無方向性電磁鋼板の製造方法で製造できる。
【選択図】図１

Description

本発明は、電気機器の鉄心材料として使用される無方向性電磁鋼板およびその製造方法に関するもので、特に圧延方向の磁気特性に優れる電磁鋼板に関する。

電気機器の高効率化が強く望まれており、中でも回転機の鉄心材料として用いられる無方向性電磁鋼板に対しては、更なる低鉄損、高磁束密度化が要求されている。このような要求に対して、ＳｉやＡｌの含有により固有抵抗を高めかつ製品粒径を大きくすることで鉄損を低減し、熱延板焼鈍や冷延圧下率の適正化により磁束密度化を増加させることは従来からなされている。

一方、機器の設計による高効率化へのアプローチも盛んになされており、例えばモータのステータを分割コアとすることは、鋼板歩留まりの向上だけでなく、巻き線充填率を増加させる効果や、磁束の流れの方向に鋼板の磁化容易方向を一致させる事ができることからモータの高効率化への寄与が期待される。

このような分割コア用の鋼板として、圧延方向の磁性に優れる方向性電磁鋼板の適用が考えられるが、表層のグラス皮膜のために打ち抜き性が悪く、価格も高いため採用例はほとんどない。もし無方向性電磁鋼板の範疇の製造方法で、鋼板の特定方向の磁性を著しく向上させる事ができれば、分割コアの最適材料にする事ができる。

分割コア用の無方向性電磁鋼板として例えば特許文献１には、熱延板焼鈍後の結晶粒径と冷間圧延の圧下率を制御することによって、面内圧延方向と垂直方向に優れた磁気特性を得る方法が開示されている。しかしこの方法では、３００μｍ以上の冷延前結晶粒径を得るため、鋼内の不純物濃度を小さくする必要がある。

同様の用途に対して、特許文献２には、スキンパス圧延を施して製造する、ＳｉとＡｌを特定の範囲に限定した電磁鋼板が開示されている。しかし、この電磁鋼板はスキンパス圧延による製造が必須となっており、通常の無方向性電磁鋼板の製造工程よりも工程数が多く、コストが高くなる。

特開２００４−３３２０４２号公報 特開２００６−２６５７２０号公報

本発明は前述の問題点に鑑み、圧延方向の磁気特性に優れる無方向性電磁鋼板を、低コストで提供しようとするものである。

このような課題に対して、本発明者らは、ＳｉとＡｌの含有量を特定の範囲に限定することによって、特別な製造条件を限定することなく、むしろ通常行われるような冷延前の結晶粒径を大きくするということなしに、圧延方向の磁気特性に極めて優れた鋼板を得ることに成功した。そのような本発明の要旨は次の通りである。

（１）質量％で、Ｃ：０．００５％以下で含有し、ＳｉとＡｌを、
Ｓｉ＋Ａｌ：２．０％以上、６．０％以下、
Ａｌ／（Ｓｉ＋Ａｌ）：０．３以上、０．９以下の関係で
含有し、残部はＦｅおよび不可避不純物元素からなり、圧延方向に磁化力５０００Ａ／ｍで励磁した場合の磁束密度Ｂ５０Ｌと飽和磁束密度Ｂｓの比（Ｂ５０Ｌ／Ｂｓ）が０．８５以上である、圧延方向の磁化特性に優れる無方向性電磁鋼板。
ここで、飽和磁束密度Ｂｓは、次式
Ｂｓ［Ｔ］＝２．１５６１−０．０４１３×［Ｓｉ％］−０．０６０４×［Ａｌ％］］
で求めた値とする。

（２）質量％で、Ｃ：０．００５％以下、
Ｓｉ＋Ａｌ：２．０％以上、６．０％以下、
Ａｌ／（Ｓｉ＋Ａｌ）：０．３以上、０．９以下
を含有し、残部はＦｅおよび不可避不純物元素からなる鋼素材を、熱間圧延し、焼鈍後の鋼板の板厚方向全厚の平均結晶粒径が３００μｍ以上にならないように調整して熱延板焼鈍を施した後、あるいは熱延板焼鈍を省略して、酸洗し、一回の冷間圧延により最終板厚として、仕上げ焼鈍を施す、圧延方向の磁化特性に優れる無方向性電磁鋼板の製造方法。

本発明によれば、圧延方向の磁気特性が極めて優れた無方向性電磁鋼板を低コストで提供する事ができる。

以下に本発明を詳細に説明する。なお、以下の説明で成分元素の含有量の％は質量％を意味する。
まず本発明の特徴であるＳｉとＡｌの成分比率Ａｌ／（Ｓｉ＋Ａｌ）の限定について、実験結果をもとに説明する。

（実験１）表１に示した種々の成分（残部はＦｅ及び不可避不純物である。）の鋼スラブを２．５ｍｍに熱間圧延後、９００℃×１分の熱延板焼鈍を施し、酸洗後、冷間圧延によって厚さを０．３５ｍｍとした。冷延の圧延率は８６％である。その後９００℃、９５０℃、１０００℃×１分の仕上げ焼鈍を行い、試料を採取し、７５０℃×２時間の歪取り焼鈍後に、磁気特性を測定した。圧延方向に磁化力５０００Ａ／ｍで励磁した場合の磁束密度Ｂ５０Ｌと、下式
Ｂｓ［Ｔ］＝２．１５６１−０．０４１３×［Ｓｉ％］−０．０６０４×［Ａｌ％］
で求めた飽和磁束密度Ｂｓ、および（Ｂ５０Ｌ／Ｂｓ）を表２に示す。図１には、Ａｌ／（Ｓｉ＋Ａｌ）と（Ｂ５０Ｌ／Ｂｓ）の関係を示す。表２や図１から分かるとおり、Ａｌ／（Ｓｉ＋Ａｌ）の増加と共に（Ｂ５０Ｌ／Ｂｓ）も増加し、１に近づくと減少する。

さらに、１０００℃×１分の熱延板焼鈍を施した他は上記と同じ条件で作製した試料についても磁気特性を測定した。図２にＡｌ／（Ｓｉ＋Ａｌ）と（Ｂ５０Ｌ／Ｂｓ）の関係を示す。この場合も同様の傾向が観察される。

以上の実験結果、図１、図２から本発明においては、圧延方向に極めて高い磁束密度を得るために、Ａｌ／（Ｓｉ＋Ａｌ）の範囲を０．３以上、０．９以下と限定する。

ＳｉとＡｌの合計量Ｓｉ＋Ａｌについては、固有抵抗を高め、渦電流損失を低減する目的で２．０％以上とする。また過剰な含有は、製造時の加工性が劣化するため６．０％以下とする。

Ｃは鉄損を増加する有害な元素であり、磁気時効の原因ともなるので、０．００５％以下とする。

また本発明では特に限定しないが、Ｍｎも電気抵抗を高める元素なので、適宜含有させることは問題ない。

更にＳやＮ、ＯおよびＴｉ、Ｖ、Ｚｒ、Ｎｂなど非磁性介在物を構成する可能性のある元素は、極力含有量を少なくすることは言うまでもない。更にこれらをスカベンジするためにＲＥＭやＣａなどを積極的に添加することも、限定はしないが可能である。

またＳｎやＳｂの添加は、これも特に限定しないが、ＧＯＳＳ方位粒を増加させる効果があるので、添加することができる。

圧延方向の磁気特性としては、圧延方向に磁化力５０００Ａ／ｍで励磁した場合の磁束密度Ｂ５０Ｌと、次式
Ｂｓ［Ｔ］＝２．１５６１−０．０４１３×［Ｓｉ％］−０．０６０４×［Ａｌ％］
で求めた飽和磁束密度Ｂｓの比（Ｂ５０Ｌ／Ｂｓ）を、図１、図２から０．８５以上とした。このような特性の鋼板を用いて、圧延方向をコア内の磁束密度の流れ方向に一致させることにより、高効率のモータを得ることができる。なお、Ｍｎを含有する場合の飽和磁束密度Ｂｓは、
Ｂｓ［Ｔ］＝２．１５６１−０．０４１３×［Ｓｉ％］−０．０１９８×［Ｍｎ％］ −０．０６０４×［Ａｌ％］
で求めるものとする。

以上のように構成される本発明の鋼板は、以上のような組成を有する鋼素材を熱間圧延した後、熱延板焼鈍を施しあるいは省略し、酸洗後、一回の冷間圧延により最終板厚としてから仕上げ焼鈍を施す、通常の無方向性電磁鋼板の製造方法で製造でき、熱延板焼鈍を施す場合に、冷間圧延に供する鋼板の板厚方向全厚の平均結晶粒径を限定する他は、特段の条件限定はない。また、スキンパス圧延は必要ない。

熱延板焼鈍を施す場合における冷延前結晶粒径を限定する理由は、以下の実験に基づいている。

（実験２）表１に示した鋼成分のうち本発明範囲外のＡと本発明範囲Ｅの鋼スラブを、２．５ｍｍに熱間圧延後、熱延板焼鈍せずに、あるいは９００℃〜１１００℃×１分の熱延板焼鈍を施し、酸洗後、冷間圧延によって厚さを０．５ｍｍとした。その後９００℃×１分の仕上げ焼鈍を行い、試料を採取し、７５０℃×２時間の歪取り焼鈍後に、磁気特性を測定した。冷延前結晶粒径と（Ｂ５０Ｌ／Ｂｓ）を表３に示す。

本発明範囲の成分Ｅは冷延前結晶粒径が小さい方が、（Ｂ５０Ｌ／Ｂｓ）が大きくなる傾向を持ち、特に３００μｍ未満で大きいことが分かる。従って本発明では、冷間圧延に供する鋼板の平均結晶粒径を３００μｍ未満に限定する。なお、実験２では、熱延板焼鈍なしとした場合の実験も合わせて行った。Ｅの鋼スラブを用いた場合には、未再結晶部を一部含んでいても高い（Ｂ５０Ｌ／Ｂｓ）が得られており、未再結晶部を含有していても問題はなかった。

因みに冷延前結晶粒径が大きいと圧延方向の磁束密度が低下することは、従来知見とは異なった挙動である。一方、本発明範囲外の成分Ａは、冷延前結晶粒径が大きいほど（Ｂ５０Ｌ／Ｂｓ）が大きくなり、一般に知られた傾向を示す。本発明は、従来とは異なった冶金学的挙動を利用した発明であり、成分を限定する事が重要であることが分かる。

前記平均結晶粒径が３００μｍ以上とならないように調整するには、熱延板焼鈍の条件を変更することによって行う。その条件は鋼板の不純物濃度や、Ｓｉ、Ａｌの含有濃度に応じて最適に調整する。鋼純度が高い場合は、焼鈍温度を高めすぎると、結晶粒径が大きくなりすぎるので注意が必要である。

以上述べてきたように、Ａｌ／（Ｓｉ＋Ａｌ）を特定範囲とする事により、圧延方向に非常に高い磁束密度が得られ、しかも、冷延前の結晶粒径は小さい方が、圧延方向に高い磁束密度が得られる傾向を持つ。これは本発明の組成を有する鋼板の再結晶集合組織が、｛１１１｝方位粒の発達が抑制され、｛１１０｝および｛１００｝方位粒が促された集合組織であることによる。しかしこのような再結晶集合組織が得られるメカニズムは明確ではない。ＳｉとＡｌを適度に含有することにより、冷延時の転位すべり挙動が、所望の集合組織を得るために最適なものになるためと考えられる。

熱延板焼鈍９００℃×１分、圧延率８６％で製造した鋼板のＡｌ／（Ｓｉ＋Ａｌ）と（Ｂ５０Ｌ／Ｂｓ）の関係を示す図である。 熱延板焼鈍１０００℃×１分、圧延率８６％で製造した鋼板のＡｌ／（Ｓｉ＋Ａｌ）と（Ｂ５０Ｌ／Ｂｓ）の関係を示す図である。

Claims (2)

1. 質量％で、Ｃ：０．００５％以下で含有し、ＳｉとＡｌを、
   Ｓｉ＋Ａｌ：２．０％以上、６．０％以下及び
   Ａｌ／（Ｓｉ＋Ａｌ）：０．３以上、０．９以下の関係で
   含有し、残部はＦｅおよび不可避不純物元素からなり、圧延方向に磁化力５０００Ａ／ｍで励磁した場合の磁束密度Ｂ５０Ｌと飽和磁束密度Ｂｓの比（Ｂ５０Ｌ／Ｂｓ）が０．８５以上である、圧延方向の磁化特性に優れる無方向性電磁鋼板。
   ここで、飽和磁束密度Ｂｓは、次式
   Ｂｓ［Ｔ］＝２．１５６１−０．０４１３×［Ｓｉ％］−０．０６０４×［Ａｌ％］
   で求めた値とする。
2. 質量％で、Ｃ：０．００５％以下で含有し、ＳｉとＡｌを、
   Ｓｉ＋Ａｌ：２．０％以上、６．０％以下、
   Ａｌ／（Ｓｉ＋Ａｌ）：０．３以上、０．９以下の関係で
   含有し、残部はＦｅおよび不可避不純物元素からなる鋼素材を、熱間圧延し、焼鈍後の鋼板の板厚方向全厚の平均結晶粒径が３００μｍ以上にならないように調整して熱延板焼鈍を施した後、あるいは熱延板焼鈍を省略して、酸洗し、その後一回の冷間圧延により最終板厚として、仕上げ焼鈍を施す、圧延方向の磁化特性に優れる無方向性電磁鋼板の製造方法。

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