JP2018141206A - 電磁鋼板、及びその製造方法 - Google Patents
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Abstract
Description
例えば特許文献1には、打ち抜き性に優れる無方向性電磁鋼板として、特定量のMnを含む特定の無方向性電磁鋼板が開示されている。特許文献1においてMnは種々の目的で添加されているが、その一つとして打ち抜き性が挙げられている。
しかし、Mnを含有させても、打ち抜き性が十分に向上しない場合があることが指摘され、さらなる打ち抜き性の向上が要求されている。
また、特に打ち抜き性については、特許文献2,3では、硬度や降伏応力などの制御が、特許文献4では、強度にも関連した結晶粒径の制御が行われるなど、主として機械的特性の制御が中心として行われている。その他には、特許文献5では結晶方位として{011}方位が好ましいことが示され、特許文献6では粒界強度の影響が検討されている。
前記酸化層の厚みが0.02μm以上、3.0μm以下であることを特徴とする。
式(1) (D1/D2)<1.50
式(2) (Dx/D0)≧0.98
(式(2)中、Dxは、D0測定点を通り、母鋼板に垂直な直線上の点におけるMnの濃度を表す。)
前記母鋼板の表面位置における{100}<011>方位の対ランダム強度比が30以上である。
前記酸化工程が、前記仕上焼鈍工程における昇温過程に含まれていてもよく、
前記酸化工程が、前記冷延板を、露点温度−60℃以上5℃以下の雰囲気下、400℃から800℃の温度を2秒以上10秒以下保持する工程であることを特徴とする。
なお、本明細書において用いる、形状や幾何学的条件並びにそれらの程度を特定する、例えば、「平行」、「垂直」、「同一」等の用語や長さや角度の値等については、厳密な意味に縛られることなく、同様の機能を期待し得る程度の範囲を含めて解釈することとする。
また、本発明において「ppm」は、特に断りがない限り、質量比を表す。
本発明に係る電磁鋼板は、Siを2.0質量%以上4.5質量%以下、Mnを2.5質量%以上5.0質量%以下含有し、Feを主成分とする母鋼板上に、Mnを含有する酸化層を有する電磁鋼板であって、
前記酸化層の厚みが0.02μm以上、3.0μm以下であることを特徴とする。
本発明の電磁鋼板について図を参照して説明する。図1は、本発明に係る電磁鋼板の断面の一例を示す模式図である。また、図2は、グロー放電発光分光分析(GDS)による鋼板の深さ方向の元素分布測定結果の一例を示すグラフである。
本発明の電磁鋼板10は、図1の例に示されるように、少なくとも母鋼板1と、当該母鋼板上に酸化層2を有し、更に、酸化層2上に絶縁被膜(図示せず)を有してもよいものである。
本発明において、鋼板表面3とは、酸化層2の表面をいい、絶縁被膜を有する場合には酸化層2と絶縁被膜との界面を鋼板表面と定義する。本発明においては、任意に一方の鋼板表面3を距離0とおき、鋼板表面から垂直方向に距離x(μm)とおくものとする。このとき他方の鋼板表面は、「鋼板表面からの距離」が鋼板の板厚T(μm)と同値になる。
本発明において酸化層2は、鋼板表面3から酸素濃度が0.5質量%を超過している領域と定義する。図2の例では、鋼板表面からの距離が0〜αの範囲が酸化層となる。
以下、電磁鋼板の各構成について詳細に説明する。
本発明において酸化層は、少なくともMnを含有する層であって、後述する母鋼板上に厚さ0.02μm以上、3.0μm以下で形成された層である。
鋼板の内部酸化を抑制することにより、酸化層の厚みが3.0μm以下を実現することができる。本発明が対象とするMnを比較的高濃度で含有する鋼板において、内部酸化はMnの優先的な酸化を伴うものとなりやすいため、内部酸化が起きると、内部酸化層直下のMn濃度の低下を伴うものとなる。このようなMn濃度が低下した領域は硬度が低下し、打ち抜き性の低下の原因となる。本発明の電磁鋼板は、内部酸化をできるだけ抑制することにより、酸化層が形成される場合でもできる限り外部酸化型の酸化層とすることにより、硬度の低下を抑制し、打ち抜き性が良好な電磁鋼板となる。
酸化が進行し、酸化層が厚くなると、酸化が内部酸化型となり本発明にとって好ましくない酸化層となる。3.0μmはこの限界厚さとして設定するものである。好ましくは2.0μm以下、さらに好ましくは1.0μm以下である。
本発明において好適な組成の緻密な酸化層を0.02μm以上の厚さで形成した場合、酸化層自体に打ち抜き性を改善する効果が見られる。このような打ち抜き性の高い向上効果を得ることが可能であるため、酸化層厚さは好ましくは0.05μm以上である。
式(1) (D1/D2)<1.50
このような組成の酸化層が、内部酸化を抑制する理由は明確ではないが、以下のように考えている。本発明の電磁鋼板においては、製造工程中の仕上焼鈍においてMnとSiが競合した酸化が起きるが、Si濃度が高い酸化層はMn濃度が高い酸化層より緻密な構造を有し、このためこれが鋼板表面に外部酸化層として形成されると、鋼板内部への酸素の供給を抑制し、結果として、Mnが優先的に酸化する内部酸化を抑制する効果を生じるものと思われる。好ましくは上記比を1.2未満、さらに好ましくは1.0未満、さらに好ましくは0.8未満とすれば、Mnの酸化が抑制されて、後述する低Mn領域の形成が十分に抑制された好ましい形態となる。
発明に関する酸化挙動の特徴については、製造法、特に仕上焼鈍前の粗度調整および焼鈍における初期酸化との関連でも後述する。
本発明の酸化層中の含有元素の最適な形態についての詳細な検討は実施していないが、本発明母鋼板の組成を考慮すると、Mn酸化物、Si酸化物、さらにFeを加えてこれらの複合酸化物からなる酸化物で形成されるものとなる。
注意を要するのは、本発明にとって好ましくない酸化層が形成されてしまった場合は、母鋼板の中心層と同程度の組成の領域が表面となるまで、酸化層を後述の低Mn領域とともに酸洗や研削などによって除去すれば、とりあえず打ち抜き性を低下させる原因となる低Mn領域を有さない鋼板を得ることができる点である。本発明で規定している緻密かつ適切な厚さで形成された外部酸化型の酸化層は、それ自体が鋼板表面を硬くしており、打ち抜き性にとって好ましい効果をもたらしている。つまり、上記のように、酸化層を後述の低Mn領域とともに酸洗や研削などによって除去した鋼板は、確かに低Mn領域による打ち抜き性低下は回避できるが、それ以上に良好な打ち抜き性を得ることはできない。
なお、上記のように、酸化層を後述の低Mn領域とともに酸洗や研削などによって除去した鋼板の表面に、母鋼板の組成変化を伴わない方法、例えば、蒸着や溶射、または、MnやSiをめっきした後、これを酸素存在雰囲気下で加熱して、表面のMnやSiを酸化させる方法、さらには、MnやSiを含有する酸化物の粉末を鋼板表面に塗布し、加熱により酸化物粉末を溶解させて鋼板表面に酸化膜を形成する、いわゆるホーローのようなプロセスなどにより、本発明で示す好適な酸化層を形成することで、本発明に合致する鋼板を得ることは可能であり、本発明効果を得ることは可能である。しかし、これらの方法は生産コストの増大が大きく、実用的なものとは言えない。
本発明の電磁鋼板において、母鋼板は、Siを2.0質量%以上4.5質量%以下、Mnを2.5質量%以上5.0質量%以下含有し、本発明の効果を損なわない範囲でその他の元素を含有してもよい、Fe(鉄)を主成分とする化学組成を有する。
なお、本発明において主成分とは、最も高い割合を示す成分のことをいい、通常、元素含有率が50質量%以上である。
電磁鋼板の酸化層および絶縁被膜を除去する方法としては、例えば次のものがある。まず、酸化層または絶縁被膜を有する電磁鋼板を、NaOH:10質量%+H2O:90質量%の水酸化ナトリウム水溶液に、80℃で15分間、浸漬する。次いで、H2SO4:10質量%+H2O:90質量%の硫酸水溶液に、80℃で3分間、浸漬する。その後、HNO3:10質量%+H2O:90質量%の硝酸水溶液によって、常温で1分間弱、浸漬して洗浄する。最後に、温風のブロアーで1分間弱、乾燥させる。これにより、後述の酸化層および絶縁被膜が除去された母鋼板を得ることができる。また、母鋼板の表層は、後述の低Mn領域となっていることがあるが、鋼成分は低Mn領域を含めての値として測定されるものとする。
本発明の電磁鋼板において、Siの含有率は2.0質量%以上4.5質量%以下である。Siの含有率が2.0質量%以上であることにより、鋼板の電気抵抗が高くなり、鉄損を低減することができる。さらに本発明においては、Siが優先的に酸化して、内部酸化の進行を阻害する高Si組成の外部酸化層を形成させるために重要な元素である。また、Siの含有率が4.5質量%以下であることにより、冷間圧延時における鋼板の割れを防ぐことができる。
本発明の電磁鋼板において、Mnの含有割合は2.5質量%以上5.0質量%以下である。Mnは一般的に鋼板の電気抵抗を高め、鉄損を低減させるのに有効な元素である。
Mnの含有割合を2.5質量%以上とすることにより、鉄損が抑制された電磁鋼板を得ることができる。また、Mnの含有割合が5.0質量%以下であることにより、飽和磁束密度の低下を抑制することができるばかりでなく、酸化層を高Si組成とするのに有効である。さらに上限は製造過程による鋼材の割れなどを考慮して設定した。
さらにMn濃度がこの範囲内であれば、後述する製造法により、鋼板の結晶方位を{100}<011>方位が強く集積したものとして、磁束密度を高めることも可能となる。
好ましくは3.1%以上、さらに好ましくは3.6%以上、さらに好ましくは4.1%以上である。
Alは無方向性電磁鋼板において一般的には、鋼板の電気抵抗を増大させ低鉄損化のために添加される。同時に、Alは強酸化元素として知られており、本発明の母鋼板においては、その含有量には注意すべき元素である。Alの含有量が高くなると、本発明の特徴である酸化層を適切な厚さおよび組成に制御することが困難となる。Alを高濃度で含有する酸化層は、外部酸化型とは言え、本発明で回避すべき内部酸化を抑制する効果は大きくない。このため、Alは0.10質量%未満であることが好ましい。好ましくは0.03質量%以下、さらに好ましくは0.01質量%以下である。含有量は、0(ゼロ)であってもよい。
Sn及びSbは、一般的には集合組織を改善させたり、製造中の酸化、窒化、浸炭の抑制を目的として含有量が制御される他、特に高周波特性を向上させること等が知られているが、合計で0.80質量%を超えると、圧延性が低下して生産性を阻害する懸念が増大する。本発明においては、鋼板が、Sn及びSbより選択される1種以上の元素を合計で0.05質量%以上含有することが好ましい。Sn及びSbはいずれも鋼板の焼鈍中に、当該鋼板の表層に偏析しやすい傾向がある。これにより内部酸化の進行を抑制し、酸化した場合にも外部酸化にとどめることが可能となる。その結果、酸化層直下のMnの低下が抑制され、打ち抜き性の向上に有効に作用する。好ましくは0.10%以上、さらに好ましくは0.30%以上である。
Cは、炭化物を形成して高磁場での磁気特性を劣化させる場合がある。また、磁気時効が生ずると高磁場での磁気特性も劣化してしまうため、C含有量は低くすることが好ましい。このため、C含有量は好ましくは0.0040質量%以下である。
製造コストの観点から、溶鋼段階で脱ガス設備(例えばRH真空脱ガス設備)によりC含有量を低減することが有利であり、C含有量を0.0030質量%以下とすれば磁気時効の抑制効果が大きい。本発明に係る電磁鋼板では、高強度化の主たる手段として炭化物等の非金属析出物を用いないため、敢えてCを含有させるメリットはなく、C含有量は少ないことが好ましい。このため、C含有量は、好ましくは0.0020質量%以下であり、さらに好ましくは0.0015質量%以下である。電析などの技術を用いれば、化学的分析の限界以下である0.0001質量%以下に下げることも可能で、C含有量は0%であっても構わない。一方で工業的なコストを考えると、下限は0.0003%となる。
Nは、Cと同様に、窒化物の形成や磁気時効性により高磁場での磁気特性を劣化させる。このため、N含有量は好ましくは0.0040質量%以下である。高磁場での磁気特性の劣化を避けるためN含有量は、低いほうが好ましく、0.0027質量%以下とすれば磁気時効や窒化物の形成による高磁場での磁気特性への悪影響を十分に回避できる。N含有量は、さらに好ましくは0.0022質量%以下であり、よりいっそう好ましくは0.0015質量%以下である。電析などの技術を用いれば、化学的分析の限界以下である0.0001質量%以下に下げることも可能で、N含有量は0質量%であっても構わない。一方で工業的なコストを考えると、下限は0.0003質量%となる。
Sは、硫化物を形成して高磁場での磁気特性を劣化させる場合があるため、S含有量は低いことが好ましい。S含有量は、好ましくは0.020質量%以下であり、さらに好ましくは0.0040質量%以下であり、よりいっそう好ましくは0.0020質量%以下であり、最も好ましくは0.0010質量%以下である。S含有量は0質量%であっても構わない。
Pは、強度調整、製造中の窒化、浸炭の抑制を目的として含有量が制御される他、さらに特に冷延前の粒界に偏析させた場合に集合組織を改善して磁束密度を向上させること等が知られており、0.001質量%以上含有させることが可能である。一般的な実用製鋼法では、不純物として、0.002質量%以上程度含有されることもある。一方で、過剰な添加は鋼を脆化させ、冷延性や製品の加工性を低下させるため、P含有量は、好ましくは0.5質量%以下であり、さらに好ましくは0.3質量%以下である。
Crは、強度調整や耐食性、製造中の酸化挙動制御を目的として含有量が制御される他、特に高周波特性を向上させること等が知られており、0.001質量%以上含有させることが可能である。スクラップ等が混入する実用製鋼法では、不純物として、0.01質量%以上程度含有されることもある。一方で、過剰な添加は添加コストが増加し、磁気特性を低下させるため、Cr含有量は、好ましくは20質量%以下であり、さらに好ましくは5質量%以下である。
Niは、強度調整や耐食性、製造中の酸化挙動制御を目的として含有量が制御される他、特に高周波特性を向上させること等が知られており、0.001質量%以上含有させることが可能である。スクラップ等が混入する実用製鋼法では、不純物として、0.01質量%以上程度含有されることもある。一方で、過剰な添加は添加コストが増加し、磁気特性を低下させるため、Ni含有量は、好ましくは10質量%以下であり、さらに好ましくは3質量%以下である。
Cuは、固溶元素として母鋼板の飽和磁束密度Bsを大幅に低下させる。飽和磁束密度Bsの低下は磁気特性の低下につながる。このため、本発明に係る電磁鋼板の母鋼板では、特別の目的がない限り、敢えてCuを含有させる必要はない。スクラップ等が混入する実用製鋼法では、不純物として、0.01質量%以上程度含有されることもある。したがって、Cu含有量は、好ましくは0.2質量%以下であり、さらに好ましくは0.15質量%以下である。一方で、Cu析出により高強度化を図ることができることなども知られており、本発明に係る電磁鋼板の母鋼板においても公知技術に準じて適宜用いることができる。
Bは、製造中の窒化、浸炭の抑制を目的として含有量が制御される他、特に酸化物、窒化物を含む複合酸化物を形成して磁気特性を向上させること等が知られており、0.0001質量%以上含有させることが可能である。一方で、過剰な添加は鋼が脆化し、磁気特性を低下させるため、B含有量は、好ましくは0.01質量%以下であり、さらに好ましくは0.005質量%以下である。
Tiは、析出物による強度調整を目的として含有量が制御される他、特に酸化物、硫化物を含む複合酸化物を形成して磁気特性を向上させること等が知られており、0.0001質量%以上含有させることが可能である。スクラップ等が混入する実用製鋼法では、不純物として、0.0002質量%以上程度含有されることもある。一方で、これら析出物が磁壁移動を阻害し、磁気特性を大幅に劣化させることがあるため、Ti含有量は、好ましくは0.0020質量%以下であり、さらに好ましくは0.0015質量%以下である。
Nbは、NbCなどの析出物が高強度化に有効に作用するものの、これら析出物が磁壁移動を阻害し、高磁場での磁気特性を大幅に劣化させるため、敢えて含有させる必要はない。このため、Nb含有量は、好ましくは0.0020質量%以下であり、さらに好ましくは0.0010質量%以下である。スクラップ等が混入する実用製鋼法では、不純物として、0.0002質量%以上程度含有されることもある。
Moは、製造中の窒化、浸炭の抑制を目的として含有量が制御される他、特に酸化物、炭化物を含む複合酸化物を形成して磁気特性を向上させること等が知られており、0.0001質量%以上含有させることが可能である。一方で、これら析出物が磁壁移動を阻害し、高磁場での磁気特性を大幅に劣化させることがあるため、Mo含有量は、好ましくは0.0020質量%以下であり、さらに好ましくは0.0015質量%以下である。
Caは、特に酸化物、硫化物を含む複合酸化物を形成して磁気特性を向上させること等が知られており、0.0001質量%以上含有させることが可能である。一方で、これら析出物が磁壁移動を阻害し、高磁場での磁気特性を大幅に劣化させることがあるため、Ca含有量は、好ましくは0.050質量%以下であり、さらに好ましくは0.010質量%以下である。
Mgは、特に酸化物、硫化物を含む複合酸化物を形成して磁気特性を向上させること等が知られており、0.0001質量%以上含有させることが可能である。一方で、これら析出物が磁壁移動を阻害し、高磁場での磁気特性を大幅に劣化させることがあるため、Mg含有量は、好ましくは0.050質量%以下であり、さらに好ましくは0.010質量%以下である。
REMは、特に酸化物、硫化物を含む複合酸化物を形成して磁気特性を向上させること等が知られており、0.0001質量%以上含有させることが可能である。一方で、これら析出物が磁壁移動を阻害し、高磁場での磁気特性を大幅に劣化させることがあるため、REM含有量は、好ましくは0.050質量%以下であり、好ましくは0.010質量%以下である。
本発明の電磁鋼板は、前述の通り鋼板表層でのMn低下を抑制しているため、結晶方位としては打ち抜き性にとって決して好ましい方位ではない可能性がある{100}<011>方位を有する鋼材においても、結晶方位を起因とする打ち抜き性低下要因を補い、良好な打ち抜き性を確保することが可能となる。
上記母鋼板のT1は特に限定されないが、{100}<011>方位の対ランダム強度比向上の点から、600℃以上1100℃以下の範囲内に有することが好ましい。
また、母鋼板のT2は特に限定されないが、通常、T2−T1>0であり、T2−T1≧10となる化学組成を有することが好ましい。
なお、A3点は、α相とγ相の熱膨張率の違いを利用して測定することができる。具体的には、対象とする鋼を加熱しながら熱膨張率を測定し、当該熱膨張率の変曲点をA3点とする。
上記の元素を含有するα−γ変態系のインゴットを用いることにより、粒界の移動速度が著しく遅くなるため、熱間圧延工程で得られる熱延板は、冷却時に加工オーステナイトが維持されながら、ひずみが解放されることなくフェライト相へと変態したものとなる。この熱延板を、冷延し、焼鈍することで、{100}<011>方位が強く集積し、磁気特性にとって好都合なものとなる。
本発明の電磁鋼板において母鋼板は、本発明の効果を損なわない範囲で、不可避的に混入する各種元素(不可避不純物)を含むものであってもよい。
本発明の電磁鋼板は、前記母鋼板の板厚1/2厚位置におけるMnの濃度をD0(質量%)としたときに、母鋼板の板厚方向の全領域について下記式(2)を満たすことが打ち抜き性の点から好ましい。
式(2) (Dx/D0)≧0.98
(式(2)中、Dxは、D0測定点を通り、母鋼板に垂直な直線上の点におけるMnの濃度を表す。)
本発明においては、母鋼板において、式(2)を満たさない領域、すなわち(Dx/D0)<0.98となる領域を「低Mn領域」と定義する。
なお、母鋼板の板厚1/2厚位置におけるMnの濃度D0を基準とするのは、図2に示される通り、Mnは板厚中心部で一定の濃度となるからである。
GDSは、例えばリガク製GDA750を使い、アノード径4mm、圧力3hPaで分析する。測定を必要とする厚さにより最適なスパッタ時間は変わるが、母鋼板の表面に酸化層を形成した時点の鋼板であれば、一般的には200秒間行えば母鋼板まで分析することができる。また、測定試料の最表面から連続的にGDSのスパッタで深さ方向に掘り進める必要はなく、適当な厚さを別途研磨により除去して、除去後のサンプルの最表面濃度を分析することで、元の鋼板の特定の深さ位置での元素濃度を得ることも可能である。
本発明において、結晶方位および結晶面は一般的に鋼板内の結晶の方位や測定される結晶面および集合組織を表現する際に用いられる、鋼板表面に対するもので記述する。すなわち、結晶方位は鋼板表面に垂直な方位であり、結晶面は鋼板表面に平行な面である。また、Feのα相である体心立方の結晶構造に起因した、結晶面についてのX線測定における消滅則を適用した表現している。例えば、結晶方位については、{100}を用い、結晶面や集合組織については、{200}を用いているが、これらは同じ結晶粒に関する情報を表すものである。
本発明の電磁鋼板は、板面における{100}<011>のX線ランダム強度比を高めて、圧延方向に対して45°方向に高い磁束密度を得ることができる。X線ランダム強度比が30以上であることにより、圧延方向に対して45°方向に十分に高い磁束密度を得ることができ、中でも60以上であることが好ましい。また、X線ランダム強度比の上限は特に限定されないが、磁束密度を高める効果は飽和するため、通常、X線ランダム強度は200以下で十分である。
{100}<011>のα−Fe相のX線ランダム強度比はX線回折によって測定されるα−Fe相の{200}、{110}、{310}、{211}の極点図を基に級数展
開法で計算した、3次元集合組織を表す結晶方位分布関数(Orientation Distribution Function;ODF)から求めることができる。
なお、ランダム強度比とは、特定の方位への集積を持たない標準試料と供試材のX線強度を同条件で測定し、得られた供試材のX線強度を標準試料のX線強度で除した数値である。測定は試料の最表面で行ってもよいし、任意の板厚位置で行ってもよい。その際、測定面は滑らかになるよう化学研磨等で仕上げる。
注意を要するのは、本発明は、「絶縁被膜を有する電磁鋼板」はもちろん、「絶縁被膜を有していない電磁鋼板」も対象としていることである。「絶縁被膜を有する電磁鋼板」であれば、その状態で被膜密着性が良好であるという効果を有していることになり、「絶縁被膜を有していない電磁鋼板」であっても、その後、絶縁被膜を形成して使用されれば、本発明効果である良好な打ち抜き性を得ることになるからである。
上記絶縁被膜の厚みは、特に限定されないが、片面当たりの膜厚が0.05μm以上、2μm以下であることが好ましい。0.05μm未満では十分な絶縁性が確保できず、2μmを超えるとコアとして積層した際の占積率が低下し、モーター効率が低下してしまう。
本発明の電磁鋼板は、絶縁被膜の密着性に優れた無方向性電磁鋼板である。一般に絶縁被膜の剥離は打ち抜き性に問題となることが多い。そのため、本発明の電磁鋼板は任意の形状に打ち抜き加工して用いられる用途に特に適している。例えば、電気機器に用いられるサーボモータ、ステッピングモータ、電気機器のコンプレッサー、産業用途に使用されるモータ、電気自動車、ハイブリッドカー、電車の駆動モータ、様々な用途で使用される発電機や鉄心、チョークコイル、リアクトル、電流センサー等、電磁鋼板が用いられている従来公知の用途にいずれも好適に適用できる。
本発明に係る電磁鋼板の製造方法は、Siを2.0質量%以上4.5質量%以下、Mnを2.5質量%以上5.0質量%以下含有し、Feを主成分とするインゴットを熱延板とする熱間圧延工程と、前記熱延板を冷延板とする冷間圧延工程と、前記冷延板に酸化層を形成する酸化工程と、仕上焼鈍工程とを有し、
前記酸化工程が、前記仕上焼鈍工程における昇温過程に含まれていてもよく、
前記酸化工程が、前記冷延板を、露点温度−60℃以上5℃以下の雰囲気下、400℃から800℃の温度を2秒以上10秒以下保持する工程であることを特徴とする。
単純に考えると、酸化層中のMnとSiの濃度比は、母鋼板に含有されるMnとSiの濃度比で決定するようにも思え、単純に鋼板を酸化するだけで十分なように思えるが、本発明が目的とする、打ち抜き特性にとって好適な効果をもたらす酸化層は、母鋼板のMnとSiの成分制御だけでは形成するものではない。もちろん母鋼板のMn/Si比を低めれば、本願で規定する(D1/D2)も低くなるが、母鋼板の組成の影響を除外したとして、好ましい酸化層を形成するには、以下の条件で母鋼板を酸化することが重要である。
本発明にとって必要な厚みが3.0μm未満の酸化層を得るには、母鋼板を酸化する初期過程において、露点温度−60℃以上5℃以下の雰囲気下、400℃から800℃の温度を2秒以上10秒以下保持することが好ましい。このように敢えて酸化が進みにくい条件で酸化層を形成することによって、酸化層の厚みを3.0μm未満に制御することができる。
また、このような条件で酸化を行うことにより、打ち抜き性向上に有効な(D1/D2)範囲を有する酸化層が形成される。
この理由は明確ではないが、本発明鋼において、磁気特性の確保のために必須元素である、SiとMnの酸化挙動の違いが原因と考えている。これら元素はどちらもFeよりも酸化されやすく、母鋼板を酸化するとその中に濃化するようになる。基本的にはSiの方が酸化傾向が強いうえに、Fe相中での拡散速度がSiの方が速くはあるが、単純に高温または高露点で酸化した場合は、この優位性が失われてしまい、酸化層には相当量のMnが濃化してしまう。また内部酸化が起きやすくなり、本発明においては好ましい状態とはなりにくい。酸化初期の上記温度範囲で、上記の露点および時間を保持して酸化を行うことで、Siが優先的に酸化した高Si組成の外部酸化層が形成されることとなり、打ち抜き性向上に有効な(D1/D2)範囲を有する酸化層が形成される。これらの範囲は実験的に得たものであるが、詳細な現象については今後の解明に期待したい。
この酸化処理は、工業的には仕上焼鈍の加熱過程で行うことがコストや生産性の点で有利である。または、仕上焼鈍とは別に、仕上焼鈍の前または後で、別工程として実施しても良い。この場合も、電磁鋼板製造で一般的に使用される焼鈍炉をそのまま活用できるので、コストや生産性への悪影響は許容できる程度のものである。
以下、上記の製造方法の各工程について好ましい具体例を挙げて説明するが、各工程は下記に限られることなく、公知の方法を適宜採用することができる。
Siを2.0質量%以上4.5質量%以下、Mnを2.5質量%以上5.0質量%以下含有し、Feを主成分とするインゴットに熱間圧延を行い熱延板を得る工程である。具体的には、例えば、上記の組成を有する溶鋼を鋳造で厚さ50mm以上の鋼片に凝固させ、その後、熱延工程において粗圧延および仕上圧延を行う。仕上圧延時の圧延温度は特に限定されないが、800℃以上1100℃以下とすることが生産性の点で好ましい。また、インゴットがα−γ変態系の化学組成を有する場合には、仕上圧延時の圧延温度を800℃以上T2以下とすることがより好ましい。T2以下とすることにより粒界の移動速度を抑制して、加工オーステナイトが維持され、冷延、仕上げ焼鈍後に得られる電磁鋼板の{100}<011>を高集積化させることができる。また、圧延温度をT2超とする場合には、次いで、T2超の前記熱延板を、3sec以内に200℃/sec以上の冷却速度で250℃以下まで冷却すれば、加工オーステナイトを維持することができる。
熱延板の厚みは特に限定されないが、通常1mm以上4mm以下であり、2mm以上3mm以下であることが生産性の点で好ましい。
冷間圧延工程は、特に限定されず、従来公知の電磁鋼板の製造方法における冷間圧延工程を適宜採用することができる。例えば、冷間圧延工程は、一回の冷間圧延もしくは中間焼鈍を挟む二回以上の冷間圧延を施して冷延板とすることができる。一回の冷間圧延とは、中間焼鈍を途中に施すことなく圧延機に一回又は複数回通板させることで所望の板厚へ仕上げることを意味する。また、中間焼鈍とは、圧延機に一回又は複数回通板させることで中間板厚とした後に施す焼鈍工程であり、当該中間焼鈍後、圧延機に一回又は複数回通板させることで所望の板厚へ仕上げる。中間焼鈍を含む二回以上の冷間圧延とは、前記中間焼鈍を一回以上実施する冷間圧延を意味する。
中間焼鈍条件は特に限定されず、例えば、750〜1200℃の温度域で30秒〜10分間実施するなど適宜条件を選択すればよい。
本発明においては、トータルの冷間圧延圧下率を88%以上とすることが、得られる電磁鋼板の{100}<011>方位が増加し、高い磁束密度かつ高周波領域で低鉄損であり、さらに高強度となる電磁鋼板が得られる点から好ましく、トータルの冷間圧延圧下率を90%以上とすることがより好ましい。ここで「トータルの」とは、熱間圧延後、冷間圧延を開始する時点での板厚と、一回または二回以上の冷間圧延工程を経て、仕上げ焼鈍を実施する時点での板厚から計算される圧下率であることを意味する。
本発明において冷延板の板厚は、上記冷間圧延圧下率を満たす範囲で適宜選択すればよく、特に限定されないが、0.1mm以上0.5mm以下であることが好ましく、0.15mm以上0.40mm以下であることがより好ましい。
表面粗度は、一般的に鋼板粗度の調整手段である、冷間圧延で使用する圧延ロールの粗度、特に最終スタンドの圧延ロールの粗度を調整することで制御しても良いし、冷間圧延後、酸洗や研磨などを実施して表面を平滑にすることも可能である。
本発明においては、前記冷間圧延工程で得られた冷延板の表面に酸化層を形成する酸化工程を有することを特徴とする。当該酸化工程は、後述する仕上焼鈍工程における昇温過程内に含まれていてもよく、前記冷間圧延工程後、後述する仕上焼鈍工程前に独立に有する工程であってもよい。
前記冷延工程により得られた冷延板は、必要に応じて公知の方法により脱炭焼鈍、窒化焼鈍を行った後、酸化工程を含む仕上焼鈍を行う。
この場合、仕上焼鈍は、昇温過程を、露点温度−60℃以上5℃以下の雰囲気下、400℃から800℃に達するまでの時間が2秒以上10秒以下となるように制御すればよい。
仕上焼鈍工程の上記以外の条件は、従来公知の方法を適宜採用することができる。例えば、仕上焼鈍の最高到達温度は、800℃以上1200℃以下に設定することができ、鋼板がα−γ変態系の場合には、T1未満の温度範囲に設定することが{100}<011>を高集積化させる点から好ましい。最終仕上焼鈍温度の保持時間は特に限定されず、例えば、10秒以上240時間以下の範囲で適宜設定することができる。最高到達温度を800℃以上とする場合、800℃以上の温度域における雰囲気は、酸化を促進させない点から、露点温度0℃未満とすることが好ましい。
仕上焼鈍後の冷却速度は特に限定されないが、鋼板がα−γ変態系の場合には、変態に伴う歪発生を起因とする磁気特性への悪影響を回避するため、最高到達温度がT1超である場合はT1までの冷却速度V1を3℃/s以上600℃/s以下とすることが好ましく、更に最高到達温度がT1以上である場合はT1から、最高到達温度がT1未満である場合は最高到達温度から400℃までの冷却速度を、上記V1未満とすることが好ましい。
前記冷延工程により得られた冷延板は、必要に応じて公知の方法により脱炭焼鈍、窒化焼鈍を行った後、前記冷延板を、露点温度−60℃以上5℃以下の雰囲気下、400℃から800℃の温度を2秒以上10秒以下保持することにより酸化層を形成する。400℃から800℃の間の温度変化は任意であり特に規定されるものではない。
酸化工程を独立に有する場合、その後、公知の方法により仕上焼鈍を行う。この場合仕上焼鈍工程は、特に限定されないが、既に酸化層が形成されているため、昇温過程を含めた全過程において露点温度が0度未満の雰囲気下で仕上焼鈍を行うことが好ましい。仕上焼鈍工程の上記以外の条件は、上記(A)に記載の仕上焼鈍と同様のものとすることができる。
また、800℃以下の温度域で好適な初期酸化が起きたとしても、その後、800℃超の高温域でさらに酸化が進行すると、酸化層が好適な範囲から外れてしまうため、その後800℃以上の熱処理をする場合は、その雰囲気の露点温度は−20℃未満とすべきである。さらに好ましい露点温度は、−30℃以下とする。
また750℃に達するまでに初期酸化を完了させて、750℃以上の雰囲気の露点温度を−20℃未満とすることは好ましい形態である。本発明鋼において、上記のような低露点、短時間処理を行うことにより、鋼板表面に適切な組成の緻密な外部酸化層が形成され、結果として内部酸化に伴う低Mn領域の形成が抑制される。この結果、得られた鋼板は前記式(2)をより満たし易くなり、打ち抜き性に優れた鋼板となるものと推定される。
上記400〜800℃の温度域および雰囲気中での保持時間は、0.2〜10秒とする。
0.2秒未満では発明に好適な酸化層を形成する時間としては不十分であり、10秒超では、外部酸化におけるSi酸化の優位性が失われ好ましい組成の酸化層を形成するための支障となるばかりでなく効果が飽和する。なお、ここで規定する保持時間は上記温度域での保持時間、言い換えると上記温度域に滞留している時間であり、一定温度で保持(いわゆる保定)する必要はない。一般的な仕上焼鈍の前段で実施するのであれば加熱過程をこのプロセスとして利用すればよい。
本発明成分を有する母鋼板のうち、α−γ変態系であり、Siを2.0質量%以上4.5質量%以下、Mnを2.5質量%以上5.0質量%以下含有し、Alが0.03質量%未満である場合は、{100}<011>方位の対ランダム強度比が30以上を製造することができる。このような組成を有するα−γ変態系の鋼塊は、粒界の移動速度が著しく遅くなるため、熱間圧延工程で得られる熱延板は、冷却時に加工オーステナイトが維持されながら、ひずみが解放されることなくフェライト相へと変態したものとなりやすい。この熱延板を、冷延し、焼鈍することで、{100}<011>方位が強く集積し、非常に良好な磁気特性を付与することが可能である。例えば、前記母鋼板の製造過程において、前述のように熱延工程で、加工オーステナイト相を維持して熱延を完了し、熱延鋼板の再結晶化率を制御し、冷間圧延時の圧下率を88%以上とし、α単相領域で仕上焼鈍することにより、{100}<011>方位の対ランダム強度比が30以上の鋼板を製造することができる。
真空溶解炉で表1の鋼種A〜Mに示す成分組成に調整したインゴットをそれぞれ鋳造する。得られるインゴットを用い、表2に従って電磁鋼板を製造する。具体的には、インゴットを表2に記載の仕上げ圧延温度で熱間圧延しそれぞれ厚さ2.2〜2.9mmの熱延板を得る。得られる熱延板の表面粗度Raは、JIS B 0601に規定される算術平均粗さに基づいて算出する。得られる熱延板に熱延板焼鈍をせずに、冷間圧延を行い表2〜表3に記載の厚さを有する冷延板とする。次いで冷延板を酸化する。表中のプロセス「A」は酸化工程が仕上焼鈍工程における昇温過程内に含まれている場合、プロセス「B」は酸化工程が、冷間圧延工程後、仕上焼鈍工程前に独立に有する工程である場合を示す。プロセス「A」の場合、表中の「露点温度」は仕上焼鈍の昇温工程における雰囲気を示し、「保持時間」は400℃から800℃に達するまでの時間を示している。また、プロセス「B」の場合、酸化工程は最高到達温度を750℃として行い、表中の「露点温度」は当該酸化工程における雰囲気を示し、「保持時間」は冷却過程も含めた400℃から750℃の温度域での保持時間を示している。その後、表2に示される温度条件で仕上焼鈍を行って、電磁鋼板を得る。
本実施例では、圧延方向と45°の方向が磁化方向となるように切り出したサンプルにて、JIS C 2556に記載の電磁鋼板単板磁気特性試験方法に準拠して5000A/mの磁場における磁束密度B50を測定する。また、鉄損は、最大磁束密度が1.0T、周波数800Hzの時の鉄損W10/800を測定する。
{100}<011>のランダム強度比は、得られた電磁鋼板の表層から1/5t位置の圧延面に平行な面でX線回折により測定し、結晶方位分布関数から求める。
また、打ち抜き性の評価は得られた電磁鋼板をクリアランス12%で50mmφの円形に打ち抜き、端面のバリ高さをそれぞれの鋼板について5回繰り返し測定(n=5)し、その平均バリ高さが電磁鋼板の板厚tに対して、1/20t未満、すなわち、平均バリ高さを板厚tで除した値が0.05未満であれば、打ち抜き性に優れていると評価される。
結果を表3に示す。
2 酸化層
3 鋼板表面
10 電磁鋼板
Claims (8)
- Siを2.0質量%以上4.5質量%以下、Mnを2.5質量%以上5.0質量%以下含有し、Feを主成分とする母鋼板上に、Mnを含有する酸化層を有する電磁鋼板であって、
前記酸化層の厚みが0.02μm以上、3.0μm以下である、電磁鋼板。 - 前記酸化層におけるMnの最高濃度D1(質量%)と、前記酸化層におけるSiの最高濃度D2(質量%)とが、下記式(1)を満たす、請求項1に記載の電磁鋼板。
式(1) (D1/D2)<1.50 - 前記母鋼板の板厚1/2厚位置におけるMnの濃度をD0(質量%)としたときに、母鋼板の板厚方向の全領域について下記式(2)を満たす、請求項1又は2に記載の電磁鋼板。
式(2) (Dx/D0)≧0.98
(式(2)中、Dxは、D0測定点を通り、母鋼板に垂直な直線上の点におけるMnの濃度を表す。) - 前記母鋼板中のSn及びSbの合計の含有量が0.05質量%以上である、請求項1乃至3のいずれか一項に記載の電磁鋼板。
- 前記母鋼板がα−γ変態系であり、
前記母鋼板の表面位置における{100}<011>方位の対ランダム強度比が30以上である、請求項1乃至4のいずれか一項に記載の電磁鋼板。 - 前記酸化層上に、更に、絶縁被膜を有する、請求項1乃至5のいずれか一項に記載の電磁鋼板。
- Siを2.0質量%以上4.5質量%以下、Mnを2.5質量%以上5.0質量%以下含有し、Feを主成分とするインゴットを熱延板とする熱間圧延工程と、前記熱延板を冷延板とする冷間圧延工程と、前記冷延板に酸化層を形成する酸化工程と、仕上焼鈍工程とを有し、
前記酸化工程が、前記仕上焼鈍工程における昇温過程に含まれていてもよく、
前記酸化工程が、前記冷延板を、露点温度−60℃以上5℃以下の雰囲気下、400℃から800℃の温度を2秒以上10秒以下保持する工程であることを特徴とする、電磁鋼板の製造方法。 - 前記熱間圧延工程後、前記冷間圧延工程前に、鋼板の表面粗度Raを0.30未満とする工程を有する、請求項7に記載の電磁鋼板の製造方法。
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