JP2019183232A - 電磁鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
Description
これらの方法はいずれも、通常の冷間圧延とは大きく異なるクロス圧延を用いているため、母材のSi含有量を極度に高めた場合、圧延時の割れなどのトラブルが発生し、工業生産が事実上不可能である。
この方法の場合、圧延前粒径を粗大にする必要があるため、圧延時に割れが発生しやすい。特にSi含有量を高めた場合、割れの発生がさらに助長されるため、高Siの材料を製造することが困難である。
この方法においても、高Si材を得るにはSi含有量の高い母材を冷間圧延する必要があり、Si含有量を4質量%以上とすることは困難である。
この方法では、鋳造により所定の厚さの鋼帯を得た後、冷間圧延して目的とする板厚とするため、冷間圧延率を低くすることができるが、急冷鋳造後の鋼帯には組織の不均一やエッジ部および内部に欠陥が生じやすいため、冷間圧延時の割れは通常の圧延よりも発生しやすく、やはり集合組織の発達した高Si材を安定的に得ることは困難といえる。
本発明は、上記の知見に基づき、種々の実験と検討を重ねた末に完成されたものである。
1.質量%で、Si:4.0%以下を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物の組成からなり、圧延方向のB50が1.80T以上、圧延直角方向のB50が1.75T以上の磁気特性を有する板厚0.25mm以下とした母材鋼板に対して、外部からSiを注入し、拡散させることにより、板厚方向に均一に5.0〜7.0%のSiを含有させることを特徴とする電磁鋼板の製造方法。
(1) Si注入前の母材鋼板のSi含有量:4.0%以下(残部は不可避的不純物)
冷間圧延により製造されるSi注入前の母材鋼板のSi含有量が4.0%を超える場合、冷間圧延の荷重が過大となるとともに、鋼帯の割れ発生頻度が増加して通常の工業生産設備での製造が困難となるので、母材鋼板のSi量は4.0%以下に限定する。
Si注入後の飽和磁化の低下を考慮し、Si注入前に十分に高い方位集積度の鋼板を用いる必要がある。圧延方向のB50が1.80Tに満たない母材鋼板にSiを注入して、Si含有量を5%以上に高めたとしても、圧延方向のB50を1.60T以上とすることができない。また、母材鋼板の圧延直角方向のB50が1.75Tに満たないと、Siを注入してSi含有量を5%以上に高めたとしても1.60T以上のB50を得ることができない。
高周波磁気特性改善のため、板厚は0.25mm以下とし、Si含有量を5.0〜7.0%とする。板厚が0.25mmを超えるとSi含有量を高めても高周波磁気特性を十分に改善することができない。また、Si含有量が5.0%未満の場合、渦電流損が増加して鉄損が増加する。一方、Si含有量が7.0%を超えると鋼板の脆化が顕著となるため、7.0%以下に限定する。
板厚については、薄いほどSi含有量が高い効果と相まって効果を発揮するので、0.20mm以下の板厚とするのがより望ましい。
圧延が容易なSi含有量:4.0%以下とした母材鋼板に対し、冷間圧延後にSiを注入することで高Si電磁鋼板を安定的に製造することが可能である。
Siを注入する方法としては種々の方法が適用可能であるが、化学気相浸珪法により鋼板表面のSi量を一時的に増加させた後、高温での焼鈍により板厚方向にSi分布を均一化させる方法が工業的に確立しており、本発明に適用するのに適している。
後述する表1のNo.29〜36に示されるように、Si注入処理前の母材鋼板の平均結晶粒径を200μm以上とすることにより、Si注入処理によるB50の低下が防止されて、モータ鉄心として使用した場合に高いモータ効率が得られる。これは、Si拡散処理が1200℃に達する高温で行われるため、拡散処理中の一次粒成長の過程でB50増加に不利な{111}集合組織が発達するおそれがあるが、Si注入処理前の粒径を大きくしておけば拡散処理中の一次粒成長に伴う{111}集合組織の発達が抑制されると考えられる。
従って、本発明においては、Si注入処理前の鋼板において、圧延方向のB50を1.80T以上、圧延直角方向のB50を1.75T以上とすると同時に、一次粒径を200μm以上としておくのが好ましい。このような母材鋼板を得るためには、熱延板焼鈍温度を1080℃程度以上とし、冷間圧延を180℃程度以上、冷間圧延後の焼鈍温度を1080℃以上とするのがよい。また、母材鋼板の平均結晶粒径(一次再結晶粒径)は板厚方向に直交する平面で切った断面において計測するのが適している。
製品の圧延方向のB50を1.60T以上、圧延直角方向のB50を1.55T以上とすることにより、回転機として用いたときに十分に高いトルクを得ることが可能となるだけでなく、銅損の増加を防止することができる。また、分割鉄心として用いたとき、磁束密度が高くなるティース方向を圧延方向とすることで、より良好な特性を得ることができる。このため、圧延直角方向よりも圧延方向の磁束密度を高めておくことは実機特性改善の観点から有利である。
さらに回転機の効率高めようとする場合は、Si注入処理前の母材鋼板の方位集積度を高めることにより、製品における圧延方向のB50を1.65T以上、圧延直角方向のB50を1.60T以上とするのが望ましい。
Mn:0.005〜2.0%
Mnは、熱間加工性を改善するのに有用な元素であるが、含有量が0.005%に満たないとその効果がなく、一方2.0%を超えると集合組織形成が困難となるので、Mn含有量は0.005〜2.0%の範囲とすることが好ましい。
Snは、0.01%以上の添加で集合組織改善により正キューブ方位鋼板あるいは面内無方向鋼板の方位集積度向上に寄与するが、0.5%を超えると効果が飽和する一方、コストアップを招くため、上限は0.5%とすることが好ましい。
Sbも、Sn同様、磁束密度向上に効果のある元素である。しかしながら、含有量が0.005%に満たないとその添加効果に乏しく、一方0.50%を超えるとその効果は飽和に達するので、Sb含有量は0.005〜0.50%とすることが好ましい。
Moは、熱間圧延における鋼板表面の欠陥を防止すると共に、表層酸化抑制により鉄損低減に効果のある元素である。しかしながら、含有量が0.005%に満たないとその添加効果に乏しく、一方0.50%を超えた場合には炭化物を形成し、鉄損が増加するため、Mo含有量は0.005〜0.50%とすることが好ましい。
Crは、Siとともに鋼板の電気抵抗率を増加させることにより渦電流損を低減する作用を有する元素である。しかしながら、添加量が0.05%を下回るとこのような効果が得られず、一方1.50%を超えて添加すると炭化物を形成して磁気特性の劣化を招くため、Cr含有量は0.05〜1.50%の範囲とすることが好ましい。
Niは、強磁性体元素であることも磁束密度の向上に寄与しているものと推察される。しかしながら、添加量が0.005%に満たないと磁気特性の向上量が小さく、一方2.0%を超えると集合組織形成が不安定になり磁気特性が劣化するので、Ni添加量は0.005〜2.0%とすることが好ましい。
上掲した各成分は母材鋼板中に添加することで集合組織形成に寄与すると共に、製品の地鉄中に存在することで磁気特性を改善する効果を有する。
Pは、集合組織改善効果を有するが、この効果は0.005%以上で発現する。一方、0.5%を超えて添加すると鋼板の脆化を招く。従って、P含有量は0.005〜0.5%の範囲とすることが好ましい。
C:0.002〜0.10%
Cは、冷間圧延において、結晶粒内における局所変形を促進させ、{100}<001>組織の発達を促して磁気特性を向上させるのに有効に寄与する。しかしながら、冷間圧延前の鋼中の含有量が0.002%に満たないと{100}<001>粒の生成効果が小さくなるために磁束密度の低下を招く。一方、C量が0.10%を超えると脱炭焼鈍で除去することが困難になるだけでなく、熱延板焼鈍時に部分的にγ変態を起こし集合組織の形成が困難となる。従って、C含有量は0.002〜0.10%とするのがよい。
Alは、母材鋼板を得るための集合組織形成のための焼鈍の際に{100}<001>粒を適度に発達させる作用を有する。Al量が0.0010%に満たないと{100}<001>方位の集積度が低下して良好な磁束密度が得られず、一方Al量が0.015%を超えると、やはり{100}<001>方位の集積度が低下するだけでなく、{110}<001>方位が増加して、圧延面内における平均的な磁気特性の劣化を招く。従って、Al含有量は0.0010〜0.015%の範囲とするのがよい。
本発明の鋼板を製造するには、Siを4.0%以下含有し、必要に応じてMn、Sn、Sb、Mo、Cr、Ni、P、C、Alを含有する鋼スラブを、熱間圧延により板厚1.5〜3.5mmの熱延板とした後、必要に応じて温度1080℃〜1170℃の熱延板焼鈍を施し、ついで酸洗後、1回または中間焼鈍を挟む2回以上の冷間圧延により厚さ0.25mm以下の最終板厚としたのち、1回または複数の焼鈍を施すことにより母材鋼板を得る。
その後、CVD、電着塗装およびメッキなどの方法で鋼板表面にSiを濃化させた(外部からのSiの注入)のち、1150℃以上の高温の焼鈍で鋼中に拡散させて所望の鋼板を得る。ここで、冷間圧延は、鋼板最高温度が180℃以上の温度に1回以上達する条件で行うことが望ましい。また、鋼板表面にSiを濃化させる前に鋼中のC含有量が5ppm以上60ppm以下とする脱炭焼鈍を施してから、900℃以上に8時間以上保持するボックス焼鈍を施すのがよい。
このような一連の焼鈍においては、脱炭焼鈍後に所定のCを鋼中に残存させることにより、その後のボックス焼鈍により、圧延方向のB50が1.80T以上、圧延直角方向のB50が1.75T以上を実現する組織の形成が促進される。このボックス焼鈍では900℃以上に8時間以上保持することで、二次再結晶による粗大な結晶粒が得られるので、浸珪のための高温焼鈍で結晶粒成長が起こらず、磁束密度の低下を防止することが可能となる。
その後、水素:75%、窒素:25%、露点:50℃の雰囲気中にて表1に示す焼鈍温度で均熱時間:20秒の再結晶と脱炭焼鈍を兼ねた焼鈍を行い、鋼中Cを10ppmまで低減した。ついで、窒素雰囲気中にて950℃、35時間の仕上焼鈍を行った。仕上げ焼鈍後の地鉄中にはC:8ppm、Al:0.0015%が不純物として残留した。
続いて、上記仕上げ焼鈍後の鋼帯に対して化学気相浸珪法により鋼板表面のSi濃度を濃化させた後、1200℃で10分間保持する焼鈍を行い、全板厚のSi分布を均一化させたのち、重クロム酸アルミニウム、エマルジョン樹脂、エチレングリコールを混合したコーティング液を塗布し、300℃で焼き付けて電磁鋼板の製品とした。この製品からエプスタイン試験片を切り出し、圧延方向および圧延直角方向の磁束密度B50を測定した。
得られた結果を表2に示す。
特に、母材鋼板の平均結晶粒径が200μm以上とし(No.29〜36)、さらに適量の任意成分を添加した場合(No.31〜36)には、高いモータ効率が得られている。
Claims (5)
- 質量%で、Si:4%以下を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物の組成からなり、圧延方向のB50が1.80T以上、圧延直角方向のB50が1.75T以上の磁気特性を有する板厚0.25mm以下とした母材鋼板に対して、外部からSiを注入し、拡散させることにより、板厚方向に均一に5.0〜7.0%のSiを含有させることを特徴とする電磁鋼板の製造方法。
- 前記母材鋼板の平均結晶粒径が200μm以上であることを特徴とする請求項1記載の電磁鋼板の製造方法。
- 前記母材鋼板が、質量%で、さらにMn:0.005〜2.0%、Sn:0.01〜0.50%、Sb:0.005〜0.50%、Mo:0.005〜0.50%、Cr:0.05〜1.50%、Ni:0.005〜2.0%およびP:0.005〜0.5%のうちから選んだ少なくとも一種を含有する組成になることを特徴とする請求項1または2記載の電磁鋼板の製造方法。
- Siを板厚方向に均一に質量%で5.0〜7.0%含有し、残部がFeおよび不可避的不純物の組成からなる板厚が0.25mm以下の電磁鋼板であって、圧延方向のB50が1.60T以上、圧延直角方向のB50が1.55T以上であることを特徴とする電磁鋼板。
- 前記電磁鋼板が、質量%で、さらにMn:0.005〜2.0%、Sn:0.01〜0.50%、Sb:0.005〜0.50%、Mo:0.005〜0.50%、Cr:0.05〜1.50%、Ni:0.005〜2.0%およびP:0.005〜0.5%のうちから選んだ少なくとも一種を含有する組成になることを特徴とする請求項4記載の電磁鋼板。
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