JP3421536B2 - 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
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Info
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Description
特に歪取り焼鈍後に優れる無方向性電磁鋼板とその製造
方法を提案するものである。
の高効率化が重要課題としてクローズアップされてきて
おり、なかでも、エアコンや冷蔵庫などは家庭電気製品
のうち電力消費に占める割合が大きく、これらの高効率
化要請が強くなっている。そして、エアコンや冷蔵庫に
は冷媒を循環させるコンプレッサ用のモータが搭載され
ていて、これらの電気機器の電力消費量の大半を占めて
いる。そのためコンプレッサ用のモータの高効率化に開
発の主力が注がれている。
鋼板が使用されていて、この無方向性電磁鋼板の磁気特
性がモータ効率に大きな影響を及ぼす。そのため、従来
にもまして磁気特性に優れる無方向性電磁鋼板の出現が
強く望まれるようになってきている。
改善する技術としては、例えば、特開昭59−43814 号公
報(鉄損の低い無方向性電磁鋼板の製造に供する溶鋼の
取鍋精錬方法)には、無方向性電磁鋼板に希土類元素を
添加する手法が、特開平8−3699号公報(歪取焼鈍後鉄
損に優れる無方向性電磁鋼板およびその製造方法)に
は、希土類元素とAlとを複合添加し、Ti,Zrの含有量を
制限することにより、極めて良好な磁気特性を有する無
方向性電磁鋼板を製造する手法が、それぞれ提案開示さ
れている。これらの手法は、鋼中に不可避的に含まれる
Sの析出物が微細になると歪取り焼鈍時の粒成長を妨げ
るので、希土類元素を添加することでSを粗大な介在物
(希土類硫化物、希土類硫酸化物)としSの析出物の微
細化を抑制し磁気特性を改善しようとするものである。
の向上要求に対しては、これらの従来の技術や技術思想
では限界があり、全く不十分となってきている。
事情に鑑み、従来の技術思想から脱却した、介在物とし
てとくに希土類元素含有介在物の形態制御により磁気特
性を向上する無方向性電磁鋼板およびその製造方法を提
案することを目的とする。
ころは以下の通りである。
残部がFeおよび不可避的不純物からなる無方向性電磁鋼
板であって、鋼中に存在する0.5 μm以上、2μm以下
のサイズの希土類元素含有介在物につき、個数比率で20
%以上が斜方晶RemS2 であることを特徴とする磁気特性
に優れる無方向性電磁鋼板(第1発明)。
残部がFeおよび不可避的不純物からなる無方向性電磁鋼
板を製造する際、その溶鋼の精錬にあたり、溶鋼中のS
濃度を0.0020wt%以上、0.0050wt%以下に調整したの
ち、希土類元素および脱硫フラックスを、それぞれ下記
式(1) および(2) を満たす範囲で添加することを特徴と
する磁気特性に優れる無方向性電磁鋼板の製造方法(第
2発明)。 [記] 0.01<R≦0.1 …(1) 50R≦CF≦2.5 +50R …(2) ただし R:溶鋼1t当たりの希土類元素添加量(kg) CF:溶鋼1t当たりの脱硫フラックス添加量(kg)
ものとし、Yを含み、La, Ceなどのランタノイドのこと
を指す。また、脱硫フラックスとしては、石灰(CaO)、
フッ化カルシウム(CaF2)、石灰石(CaCO3) およびソーダ
灰(Na2CO3) など、通常使用される公知のものあるいは
それらを複合したものでよい。さらに、希土類元素介在
物のサイズとは、電子顕微鏡等で観察される希土類元素
を含有する介在物の円相当直径のことをいう。
用効果を実験例を交えて以下に述べる。発明者らは、希
土類元素を鋼中に添加するという従来技術が単に脱Sや
Sの固定という点のみに注目され、希土類元素の添加に
よって生成した希土類元素含有介在物を磁気特性の向上
に利用するという観点からは全く研究されていなかった
点に着目し、以下の実験を行った。
03wt%(以下単に%で表す)、Si:tr、Mn:0.2 %、
S:0.006 %およびO:0.0300%の溶鋼を溶製した。こ
の溶鋼をRH脱ガス装置を用いて脱ガス処理を行い、Siお
よびAlを添加したのち、種々の量の希土類元素と脱硫フ
ラックスとを添加した。
ブとなし、熱間圧延後、1回冷間圧延法により最終冷延
板厚:0.35mmとしたのち、それぞれ仕上げ焼鈍を施し製
品とした。このとき製品の成分組成は、C:0.0010%、
Si:0.6 %、Mn:0.5 %、Al:0.7 %、希土類元素:0.
0010〜0.0050%、S:0.0020〜0.0040%およびN:0.00
20%であった。
℃・2時間の歪取り焼鈍を施してそれぞれ磁気特性(最
大透磁率μmax )の測定に供した。また、これらの製品
の希土類元素含有介在物について、レプリカ法により介
在物を取り出し、透過型電子顕微鏡(TEM)を用いてそれ
ぞれ介在物を観察し、さらに円相当直径が0.5 μm 〜2
μm の介在物につき電子線回折によりそれぞれ結晶構造
を同定した。
在物中の斜方晶Rem S2の個数割合(%)と最大透磁率と
の関係のグラフを図1に示し、Rem S2の個数割合および
最大透磁率に及ぼす溶鋼1t当たりの希土類元素添加量
と脱硫フラックス添加量との関係のグラフを図2に示
す。
フラックスの量に応じて、結晶構造の異なる希土類元素
含有介在物(立方晶Rem S 、斜方晶RemS2 および六方晶
Rem2O2S)の個数割合がそれぞれ異なって生成するが、
図1から明らかなように、斜方晶Rem S2の個数割合が多
いすなわちその割合が20%以上になると特に磁気特性す
なわち最大透磁率が優れていることがわかる。
元素含有介在物中のRem S2の個数割合を20%以上とする
ためには、溶鋼1t当たりの希土類元素の添加量:R(k
g)と脱硫フラックスの添加量:CF (kg)とをそれぞれ 0.01<R≦0.1 …(1) 50R≦CF ≦2.5 +50R …(2) の範囲とすることが必要であることがわかる。
ぞれa:8Å、b:16ÅおよびC:4Åの斜方晶の希土
類原子1個に対してS原子2個よりなる結晶であり、S
の一部がOに置換したいわゆるRem −Oxy Sulfide も含
むものとする。
組織写真を示す。図3より、Rem S2介在物の回りにはAl
N が多数析出していることがわかる。このRem S2は溶鋼
の時点ですでに形成されていると考えられることから、
鋳造以降の工程でAlN がRem S2を核に複合析出したもの
と考えられる。
る。そのため、結晶粒径は大きい方が鉄損が低くなるこ
とがよく知られている。そして、鋼中の微細析出物は、
歪取り焼鈍時の結晶粒成長を阻害し、歪取り焼鈍による
結晶粒の粗大化を阻害する。
が向上したのは、Rem S2がAlN の析出核となり、歪取り
焼鈍時の結晶粒成長を阻害するAlN の微細析出を抑制し
たためと考えられる。一方、希土類元素含有介在物中の
Rem S2以外の介在物はAlN の析出核としての働きがな
く、そのためRem S2の個数比率が少なすぎる場合はAlN
が微細に鋼中に析出し、これらが歪取り焼鈍時の結晶粒
成長を妨げる結果、磁気特性の向上が得られなかったも
のと考えることができる。
提案開示されている従来技術は、希土類元素の添加によ
りSを磁気特性に無害な粗大Rem S あるいは粗大Rem2 O
2Sとして固定する技術である。しかしながら、この場
合、Nは無害化されず微細に析出し、磁気特性の向上を
妨げていた。
無害化することを狙いとし、試行錯誤した結果、希土類
元素含有介在物を粗大な斜方晶Rem S2とすることが有効
であることを見出したものである。すなわち、Sは磁気
特性に無害な粗大斜方晶RemS2介在物として固定し、N
が粗大斜方晶Rem S2介在物にAlN として複合析出するこ
とによりNの鋼中への微細析出がなくなり無害化され
る。
される希土類系介在物における斜方晶Rem S2の割合を増
加させることにより、SおよびNの両者が無害化され磁
気特性を向上させることができるのである。
る。 C:0.01%以下 Cは、含有量が0.01%を超えるときには炭化物による磁
気特性の劣化を生じるので、その含有量の上限を0.01%
とする。
が、含有量が4.5 %を超えると冷間圧延性が著しく劣化
するので、その含有量は4.5 %以下とする。
下するので、その含有量の上限を2.0 %とする。
かかわらずAlN が微細析出してしまい、2.0 %を超える
と磁束密度が著しく低下する。したがって、その含有量
は0.2 %以上、2.0 %以下とする。
の複合析出による鉄損改善効果が小さくなる。一方、0.
01%を超えると介在物量が多くなりすぎて磁性を劣化さ
せる。したがって、その含有量は0.0005%以上、0.01%
以下とする。
存在する0.5 μm以上、2μm以下の希土類元素含有介
在物につき、個数比率で20%以上がRem S2であることを
必要とする。すなわち、希土類元素含有介在物としては
Rem S , Rem S2およびRem2O2S2が認められるが、これら
のうちAlN の析出核として有効に働くのはRem S2のみで
あり、析出核として働く介在物のサイズは0.5 μm以
上、2μm以下であるので、この発明では、0.5 μm以
上、2μm以下の希土類元素含有介在物におけるRem S2
の個数比率で限定し、加えて、Rem S2の個数比率が20%
未満では、AlN が微細析出し磁気特性の向上が得られな
いのでその個数比率の下限を20%とするものである。
品までの製造工程について述べる。まず、転炉など公知
の製鋼方法で溶製したのち、炉外精錬(たとえばRH脱ガ
スによる脱ガス処理)を行う。この炉外精錬において
は、リムド処理後、SiおよびAlを添加して溶鋼を脱酸し
たのち、溶鋼中のS濃度を0.0020%以上、0.0050%以下
の範囲に調整してから、希土類元素と脱硫フラックスと
を同時に添加する。
Rem2 O2Sの生成量が増加し、0.0050%を超えるとRem S
の生成量が増加し、共にRem S2の生成量が減少して製品
の歪取り焼鈍後の磁気特性の向上が得られなくなる。
添加量は、下記式(1) および(2) を満たす範囲とする。 0.01<R≦0.1 …(1) 50R≦CF ≦2.5 +50R …(2) ただし R:溶鋼1t当たりの希土類元素添加量(kg) CF :溶鋼1t当たりの脱硫フラックス添加量(kg) 添加量がこれらの条件を満たさない場合は、Rem S2以外
の介在物(Rem S, Rem2O2S) が増加し、Rem S2の個数割
合が20%以下となって磁気特性の向上は得られなくな
る。
後、連続鋳造など公知の鋳造方法によりスラブとし、熱
間圧延ののち、必要に応じて熱延板焼鈍を行い、1回あ
るいは中間焼鈍を挟む2回の冷間圧延により、最終冷延
板厚としてから仕上げ焼鈍する。この仕上げ焼鈍として
は、通常800 ℃・30秒間程度の連続焼鈍を施すが、公知
の方法いずれもが適用し得る。その後、公知の方法で絶
縁被膜を被成することもよい。
S:0.0080%およびO:0.0300%の成分組成になる溶鋼
を溶製した。この溶鋼をRH脱ガス装置を用いて脱ガス
し、SiおよびAlを添加したのち、脱硫フラックスを添加
して溶鋼のSを0.0015〜0.0060%の範囲に調整したの
ち、表1に示す種々の量の希土類元素(75%Ca−20%La
−残り他の希土類元素)と脱硫フラックス(20%CaF −
CaO )とを添加した。
ブとなし、熱間圧延後1回冷間圧延法により最終冷延板
厚:0.50mmとしたのち、それぞれ800 ℃・20秒間の仕上
げ焼鈍を施し製品とした。
ともに磁気特性として、せん断後に750 ℃・2時間の歪
取り焼鈍を施し、圧延方向最大透磁率(μmax )を測定
した。また、希土類介在物については、レプリカ法によ
り製品から介在物を取り出し、透過型電子顕微鏡(TEM)
により観察し、電子線回折による結晶構造の同定を行っ
た。これらの調査結果を上記表1に併記して示す。
量および脱硫フラックス添加量がそれぞれにこの発明の
限定範囲を外れる試料No. 1,4,5,8,9,12,14
および16の比較例は、Rem S2の個数割合もこの発明の限
定範囲を外れており、最大透過率もこの発明の適合例に
比し大幅に劣っている。
元素含有介在物の形態を制御し、希土類元素含有介在物
中に占めるRem S2の個数割合を特定するものであり、こ
の発明によれば、近年のモータ類の高効率化要請に対応
できる歪取り焼鈍後の磁気特性に優れる無方向性電磁鋼
板を得ることができる。
割合と最大透磁率との関係のグラフである。
鋼1t当たりの希土類元素添加量と脱硫フラックス添加
量との関係のグラフである。
ある。
Claims (2)
- 【請求項1】C:0.01wt%以下、 Si:4.5 wt%以下、 Mn:2.0 wt%以下、 Al:0.2 wt%以上、2.0 wt%以下および 希土類元素:0.0005wt%以上、0.01wt%以下を含有し、
残部がFeおよび不可避的不純物からなる無方向性電磁鋼
板であって、鋼中に存在する0.5 μm以上、2μm以下
のサイズの希土類元素含有介在物につき、個数比率で20
%以上が斜方晶RemS2であることを特徴とする磁気特性
に優れる無方向性電磁鋼板。 - 【請求項2】C:0.01wt%以下、 Si:4.5 wt%以下、 Mn:2.0 wt%以下、 Al:0.2 wt%以上、2.0 wt%以下および 希土類元素:0.0005wt%以上、0.01wt%以下を含有し、
残部がFeおよび不可避的不純物からなる無方向性電磁鋼
板を製造する際、その溶鋼の精錬にあたり、溶鋼中のS
濃度を0.0020wt%以上、0.0050wt%以下に調整したの
ち、希土類元素および脱硫フラックスを、それぞれ下記
式(1) および(2) を満たす範囲で添加することを特徴と
する磁気特性に優れる無方向性電磁鋼板の製造方法。 [記] 0.01<R≦0.1 …(1) 50R≦CF≦2.5 +50R …(2) ただし R:溶鋼1t当たりの希土類元素添加量(kg) CF:溶鋼1t当たりの脱硫フラックス添加量(kg)
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