JP2016145376A - 無方向性電磁鋼板 - Google Patents

Abstract

【課題】発電機、自動車駆動用・電装用モータ、エアコンや冷蔵庫のコンプレッサなど各種回転機の高効率化ニーズは高い。鉄心材料として用いられる無方向性電磁鋼板には、低鉄損化、高磁束密度化が求められ続けている。本発明は、無方向性電磁鋼板の合金量を増加することで固有抵抗を高め、低鉄損化を図る技術において、合金量増加に伴い劣化する製造性を改善することを課題としている。
【解決手段】Ｓｉ：３．０％超、３．６％以下、Ｍｎ：０．５％以上、１．５％以下、Ａｌ：０．５％以上、１．５％以下を含有する高固有抵抗の無方向性電磁鋼板において、Ｓｉ、Ａｌ含有量に応じてＣ量を制御することにより、素材の靭性を確保し、製造性を改善、特に冷間圧延時の破断を効果的に回避する。
【選択図】なし

Description

本発明は高固有抵抗の低鉄損無方向性電磁鋼板に関するものである。

発電機、自動車駆動用・電装用モータ、エアコンや冷蔵庫のコンプレッサなど各種回転機の高効率化ニーズは高い。鉄心材料として用いられる無方向性電磁鋼板には、低鉄損化、高磁束密度化が求められ続けている。

無方向性電磁鋼板の磁気特性の改善には、固有抵抗の上昇、板厚の減少、集合組織の改善、不純物の低減など多数の方法が提案されている。それらの例を特許文献１〜特許文献６にあげる。

特開２００１−２９５００３号公報 特開２００１−４９４０３号公報 特開平１１−２２２６５３号公報 特開昭５８−１７２４８号公報 特開２００８−４５１５１号公報 特開２００５−３０７２５８号公報

上述したように、無方向性電磁鋼板の磁気特性を改善すべく、無方向性電磁鋼板の固有抵抗を高める１つの方法として、合金量を増加させる方法が知られている。
しかし、無方向性電磁鋼板の合金量を増大させると、固有抵抗を高めることができる一方、靭性が低下して製造性の劣化、具体的には冷間圧延時の破断を招くおそれがある。

本発明は、このような実情に鑑みて案出されたものであり、固有抵抗の高い低鉄損無方向性電磁鋼板を提供するものである。特に、無方向性電磁鋼板の合金量を増加することで固有抵抗を高めて低鉄損化を図る技術において、合金量増加に伴い劣化する製造性を改善することを課題としている。

本発者らは、鋼組成に着目し鋭意検討した結果、Ｓｉ、Ａｌの含有量に応じてＣ量を制御することで、靭性の低下を抑制し、冷間圧延時の鋼帯の破断を防止できることを見出した。

本発明このような知見に基づいてなされたものであり、その概要は以下の通りである。

（１）質量％で、Ｓｉ：３．０％超、３．６％以下、Ｍｎ：０．５％以上、１．５％以下、Ａｌ：０．５％以上、１．５％以下を含有し、さらにＣを、下記式１で規定するＣ１（質量％）以上、０．００５％以下を含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなることを特徴とする無方向性電磁鋼板。
Ｃ１（質量％）＝０．００２６７×（３×［Ｓｉ］＋［Ａｌ］）−０．０２８
・・・（式１）
ここで、［Ｓｉ］はＳｉの質量％、［Ａｌ］はＡｌの質量％である。

（２）下記式２で規定される固有抵抗ρが、６０μΩｃｍ≦ρ≦７５μΩｃｍであることを特徴とする上記（１）に記載の無方向性電磁鋼板。
ρ（μΩｃｍ）＝９．９＋１２．４×［Ｓｉ］＋６．６×［Ｍｎ］＋１０．０×［Ａｌ］
・・・（式２）
ここで、［Ｓｉ］はＳｉの質量％、［Ａｌ］はＡｌの質量％、［Ｍｎ］はＭｎの質量％である。

本発明の要点は、Ｓｉ、Ａｌを含有する高固有抵抗の無方向性電磁鋼板において、Ｓｉ、Ａｌ含有量に応じてＣ量を制御することである。

本発明によれば、Ｓｉ、Ａｌを含有する高固有抵抗の無方向性電磁鋼板において、Ｓｉ、Ａｌ含有量に応じてＣ量を制御することにより、素材である鋼板の靭性が確保され、製造性を改善することができる。具体的には、冷間圧延時の破断を効果的に回避できる。
また、本発明によれば、前述のように、固有抵抗の高い無方向性電磁鋼板を安定して製造できることから、発電機、自動車駆動用・電装用モータ、エアコンや冷蔵庫のコンプレッサなど各種回転機の高効率化に寄与することができる。

Ｃ添加に伴う脆性−延性遷移温度（ＤＢＴＴ）の変化を示すグラフである。 Ｓｉ、Ａｌ含有量と靭性確保のために必要なＣ添加量の関係を示すグラフである。

本発明の無方向性電磁鋼板の成分組成の限定理由について説明する。以下で含有量の％は、特に断りがない限り、質量％を意味する。

＜Ｓｉ：３．０％超、３．６％以下＞
Ｓｉは鋼の固有抵抗を増加させ鉄損を低下させるために有効な元素である。本発明では３．０％超とする。好ましくは３．２％以上であり、より好ましくは３．２５％以上である。一方、Ｓｉ含有量が多すぎると鋼の靭性が劣化し製造が困難となるので３．６％以下とする。好ましくは３．４％以下であり、より好ましくは３．３５％である。

＜Ｍｎ：０．５％以上、１．５％以下＞
Ｍｎも鋼の固有抵抗を増加させる効果があるため下限を０．５％とする。好ましくは０．６％以上である。ただし過剰な添加は、効果の割にコストが高くなるので上限は１．５％とする。好ましくは１．２％以下、より好ましくは１．０％以下、更に好ましくは０．８％以下である。

＜Ａｌ：０．５％以上、１．５％以下＞
Ａｌも鋼の固有抵抗を増加させる。その効果を享受するため下限を０．５％とする。好ましくは０．７％以上、より好ましくは０．８％以上、更に好ましくは１．０％以上である。ただし過剰な添加は磁束密度を低下させるので、上限は１．５％とする。好ましくは１．４％以下、より好ましくは１．３％以下、更に好ましくは１．２％以下である。

＜Ｃ：Ｃ１％以上、０．００５％以下＞
Ｃは一般には、鉄損を劣化させる有害な元素であるが、本発明の様な高合金成分組成では、鋼がある程度の量のＣを含有する方が、素材の靭性が改善されることが分かった。

ここで、供試材としてＣ：０〜５０ｐｐｍ、Ｓｉ：３．０〜３．６％、Ｍｎ：０．７％、Ａｌ：１．２％を含有する熱延板を用いて、ＪＩＳ Ｚ２２４２に規定されるシャルピー衝撃試験を行った結果を説明する。当該供試材の平均のフェライト粒径を５０μｍに調整した。

図１に脆性―延性遷移温度（ＤＢＴＴ）の変化を示す。
ＤＢＴＴより高温では延性破壊し、低温では脆性破壊する。従ってＤＢＴＴが低い材料ほど、延性的に破壊するので好ましい。Ｓｉ含有量の増加と共に、ＤＢＴＴは高くなるが、Ｃを添加すると全体的に低下し、靭性が改善されることが分かった。
また冷間圧延では、蒸気供給などの加熱装置を用いれば８０℃前後まで板温を上昇することができる。以下では、ＤＢＴＴを８０℃とすることができることを、加工性（製造性）の良好な材料の指標とした。
図１からＤＢＴＴを８０℃とするために必要なＣ量は、例えば３．３％Ｓｉ−１．２％Ａｌであれば約２０ｐｐｍであることが読み取ることができる。

ＳｉとＡｌ量を種々変化させた合金について上記試験と同様の試験を行い、ＤＢＴＴを８０℃とするのに必要なＣ量を示したのが図２である。ＳｉとＡｌ含有量に応じて、必要Ｃ量が変化することが分かる。図２から、本発明では、合金の靭性を確保するために、下記式１で規定されるＣ１以上のＣ量を含むものとする。

Ｃ１（質量％）＝０．００２６７×（３×［Ｓｉ］＋［Ａｌ］）−０．０２８
・・・（式１）
ここで、［Ｓｉ］はＳｉの質量％、［Ａｌ］はＡｌの質量％である。

一方で、過剰なＣの含有は鉄損が劣化し、靭性も劣化するので、上限は０．００５％とする。好ましくは０．００３％以下である。

＜その他成分＞
本発明の電磁鋼板の鋼成分は、以上のような元素を含むが、さらに下記の元素が含まれていてもよく、その場合は、下記の様に制御することが有効である。

Ｓ、Ｎ、ＯおよびＴｉ，Ｎｂ，Ｖ，Ｚｒ，Ｍｇなどは析出物を形成して鉄損を劣化させるので、これら元素を含む場合はすべて０．０１％以下に制限することが好ましい。
また、Ｓを無害化させるべく、公知Ｃａ，ＲＥＭなどの添加（約０．０００５〜０．００５％）によって、粗大なオキシサルファイドを鋳造での冷却段階で析出させる技術を採用することも有効である。

さらに、磁気特性を改善するためにＳｎ，Ｓｂなどを添加しても良い。その効果を得るためには０．０５％以上の添加が必要である。一方、過剰な添加は鋼を脆化させるので、添加量を０．２％以下とする。好ましくは０．０５〜０．１２％である。

本発明においては、上記元素以外の残部はＦｅ及び不可避的不純物からなるが、本発明の作用効果を害さない範囲内で他の元素が微量に含まれていてもよい。

＜固有抵抗＞
鋼板の固有抵抗を増加させることは、渦電流損失の低下に有効であることはよく知られている。一方、固有抵抗を上昇させるには合金添加量の増加が必然となるが、それは、上述したように鋼の靭性低下に繋がり、結果、製造性を劣化させるおそれがある。
したがって本発明では、その点を考慮し、下記式２で規定される固有抵抗ρを、
６０μΩｃｍ≦ρ≦７５μΩｃｍ
とする。これにより、鉄損と鋼板製造性の両立を図ることができる。

ρ（μΩｃｍ）＝９．９＋１２．４×［Ｓｉ］＋６．６×［Ｍｎ］＋１０．０×［Ａｌ］
・・・（式２）
ここで、［Ｓｉ］はＳｉの質量％、［Ａｌ］はＡｌの質量％、［Ｍｎ］はＭｎの質量％である。

＜金属組織＞
また本発明の電磁鋼板は、フェライト単相組織である。平均のフェライト結晶粒径に関しては、それが大きいほどヒステリシス損失は低減されるが、渦電流損は逆に増加する。良好な磁気特性を得るためには、平均フェライト結晶粒径は６０μｍ以上、２００μｍ以下が好適である。好ましくは８０〜１５０μｍ、更に好ましくは８０〜１２０μｍである。また、電磁鋼板を利用する時の周波数に応じて平均フェライト結晶粒径を最適に調整することは有効である。

次に、本発明の無方向性電磁鋼板を実現するための製造方法について述べる。
本発明の無方向性電磁鋼板は、上述した成分組成のスラブに熱間圧延を施し熱延板とし、その熱延板に熱延板焼鈍を施し熱延焼鈍板とし、その熱延焼鈍板に一回もしくは中間焼鈍をはさむ二回以上の冷間圧延を施し冷延板とし、その冷延板に仕上げ焼鈍を施すことで製造することができる。

本発明では、Ｓｉ、Ａｌ含有量に応じたＣ量の制御が重要であるが、スラブを加熱し熱間圧延を終了するまでの間に、鋼の表面から脱炭されてしまうことがある。従って、スラブは下記式３で規定されるＣ２以上のＣを含有することが好ましい。

Ｃ２（質量％）＝０．００２６７×（３×［Ｓｉ］＋［Ａｌ］）−０．０２７８
・・・（式３）
ここで、［Ｓｉ］はＳｉの質量％、［Ａｌ］はＡｌの質量％である。

一方でスラブの場合も、過剰なＣの含有は鉄損が劣化するので、Ｃ２の上限は０．００６％とする。好ましくは０．００４％以下である。
スラブの他の成分は、上述にて規定した範囲の成分組成でよい。

熱間圧延では、スラブ加熱温度１１００〜１２００℃、熱延仕上げ温度７５０〜９００℃、巻き取り温度５５０〜６５０℃の範囲とすることで、最終製品の磁気特性を損なわずに、熱延以降の製造性を改善させることができる。熱延後の板厚は、最終製品の板厚に応じて、冷延圧下率が７５％以上、９０％以下となる様にする。この範囲とすることで、高い磁束密度を得ることができる。

熱延板焼鈍の条件については特に限定しないが、熱延焼鈍板の平均フェライト結晶粒径は、大きい方が冷延再結晶後の集合組織が改善され磁束密度が上昇するので、６０μｍ以上とすることが好ましい。ただし大きすぎると鋼の靭性が低下するので２００μｍ以下が好ましく、８０〜１２０μｍがより好ましい。

最終製品板の結晶粒径について先に好適な範囲を記述したが、その範囲とするため、最終焼鈍（仕上げ焼鈍）は９５０℃以上で行う事が望ましい。あまり高いと炉の構成部品が劣化しやすくなるので１１５０℃以下とする。９５０℃〜１１００℃がより好ましい。

その後必要に応じて、絶縁皮膜を表面に形成させ、本発明の無方向性電磁鋼板とすることができる。

以下、本発明の実施例を挙げながら、本発明の技術的内容について更に説明する。なお、以下に示す実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。また本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。

＜実施例１＞
実験室で表１に示す成分組成の合金を溶製し、スラブ加熱温度１１５０℃、熱延仕上げ温度８５０℃、巻き取り温度６００℃の熱間圧延を施し、厚さ１．８ｍｍの熱延板を製造した。
１０５０℃、保持時間１分の熱延板焼鈍を施し、熱延焼鈍板を得た。
得られた熱延焼鈍板から３０ｍｍ×２５０ｍｍの試験片を切り出し、試験温度５０℃で繰り返し曲げ試験を行った。繰り返し曲げ回数が多いほど、冷延加工が容易である。
熱延焼鈍板に酸洗を施した後、０．３０ｍｍに冷間圧延し、１０００℃、保持時間３０秒の仕上げ焼鈍を行い仕上げ焼鈍板（無方向性電磁鋼板の製品板）を得た。

次に、得られた熱延焼鈍板および仕上げ焼鈍板（製品板）において、平均フェライト粒径（μｍ）をそれぞれ求めた。
平均フェライト粒径（μｍ）は、ＪＩＳ Ｇ０５５１に準拠して求めた。

また、得られた仕上げ焼鈍板から５５ｍｍ×５５ｍｍの試料を切り出し、ＪＩＳ−Ｃ−２５５６に基づき、単板試験機で磁気測定を行った。
また、２００℃、４８時間の時効処理を施した後の磁気特性も評価した。

時効処理前の磁気特性を「製品板磁気特性」、時効処理後の磁気特性を「時効処理後磁気特性」として表１に併せて示す。
なお、今回磁気特性としては、磁束密度として「Ｂ５０（Ｔ）」、鉄損として「Ｗ１０／４００（Ｗ／ｋｇ）」を評価した。「Ｂ５０」は磁界の強さ５０００Ａ／ｍにおける磁束密度、「Ｗ１０／４００」は、周波数４００Ｈｚ、最大磁束密度１．０Ｔのときの鉄損である。
磁気特性の評価基準は、Ｂ５０は１．６５０Ｔ以上、Ｗ１０／４００は１４．０Ｗ／ｋｇ以下で、時効処理後の特性劣化がないこととした。

発明例である鋼Ｎｏ．Ａ１〜Ａ９はいずれも、冷延時に破断することなく、製造性が確保されているとともに、高く磁気特性を満足できた。
一方、Ｂ１は、製品板、製鋼ともにＣ量がＣ１よりも低く、靭性が低下したため、冷延時に破断が生じてしまった。
Ｂ２は、製品板、製鋼ともにＣ量が多くすぎたため、時効処理後の磁気特性が低下してしまった。
Ｂ３は、Ｍｎ、Ａｌ量が低く、固有抵抗ρが低下してしまった。
Ｂ４は、Ａｌ量が多く、またＣ量がＣ１よりも低かったため、固有抵抗ρが低下するとともに、靭性低下による、冷延時の破断が生じてしまった。

＜実施例２＞
Ｓｉ：３．３％、Ｍｎ：０．７％、Ａｌ：１．１５％を含有し、Ｃ量を（Ａ）０．００１２％、（Ｂ）０．００２５％、（Ｃ）０．００５２％に変化させたスラブを製造し、スラブ加熱温度１１５０℃、熱延仕上げ温度８６０℃、巻き取り温度６３０℃、熱延仕上げ板厚１．８ｍｍの熱間圧延を実施し、単重約２０トンのコイルをそれぞれ５本得た。
全てのコイルに炉温１０６０℃、保持時間６０秒の熱延板焼鈍を施し、酸洗の後、冷延を施し０．３０ｍｍの板厚とし、炉温１０００℃、保持時間３０秒の仕上げ焼鈍を施し、表面に絶縁皮膜を形成し無方向性電磁鋼板の製品を得た。
その後、２００℃、２４時間の時効処理を施した。当該時効処理後の材料について、ＪＩＳ−Ｃ−２５５０に基づきエプスタイン試験によって磁気特性を評価した。
スラブ、熱延板および製品板のＣ量、冷延時の破断状況、製品板を２００℃で２４時間時効処理した後の磁気特性（Ｂ５０（Ｔ）、Ｗ１０／４００（Ｗ／ｋｇ））を表２に示す。
なお、磁気特性の評価基準は、Ｂ５０は１．６５０Ｔ以上、Ｗ１０／４００は１４．０Ｗ／ｋｇ以下とした。

条件（Ａ）、（Ｂ）、（Ｃ）とも熱延板、製品板のＣ量は製鋼溶製時のＣ量（スラブＣ量）よりも低下している。
（Ａ）ではＣ量がＣ１よりも低く、靭性低下による冷延破断が発生したが、（Ｂ）、（Ｃ）では冷延での破断は見られなかった。磁気特性は（Ａ）、（Ｂ）は良好、（Ｃ）においては磁気時効により鉄損は劣化した。
尚、固有抵抗ρは６６．９４であった。

Claims (2)

1. 質量％で、
   Ｓｉ：３．０％超、３．６％以下、
   Ｍｎ：０．５％以上、１．５％以下、
   Ａｌ：０．５％以上、１．５％以下を含有し、
   さらにＣを、下記式１で規定するＣ１（質量％）以上、０．００５％以下を含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなることを特徴とする無方向性電磁鋼板。
   Ｃ１（質量％）＝０．００２６７×（３×［Ｓｉ］＋［Ａｌ］）−０．０２８
   ・・・（式１）
   ここで、［Ｓｉ］はＳｉの質量％、［Ａｌ］はＡｌの質量％である。
2. 下記式２で規定される固有抵抗ρが、６０μΩｃｍ≦ρ≦７５μΩｃｍであ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。
   ρ（μΩｃｍ）＝９．９＋１２．４×［Ｓｉ］＋６．６×［Ｍｎ］＋１０．０×［Ａｌ］ ・・・（式２）
   ここで、［Ｓｉ］はＳｉの質量％、［Ａｌ］はＡｌの質量％、［Ｍｎ］はＭｎの質量％である。

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