JP4589747B2 - 磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板とその製造方法および歪取焼鈍方法 - Google Patents

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と、その製造方法および歪取焼鈍方法に関するものであり、特に歪取焼鈍後の磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板に関するものである。

無方向性電磁鋼板の結晶粒径を大きくすることは、鉄損を低減する手段として極めて有効であるが、一方でダレやカエリが大きくなって、モータコアの打抜き加工性を著しく悪化させる問題があった。このため歪取焼鈍前の結晶粒径を小さくし、歪取焼鈍で結晶粒成長させることで打抜き加工性と磁気特性との両立を図る商品が提供されている。この場合、歪取焼鈍時の粒成長を改善することが最も重要であり、粒成長を阻害する析出物を無害化する方法が提案されてきた。例えば、特許文献1ではS:50ppm以下、Ti:50ppm以下とする方法、特許文献2ではTiを15ppm以下とした上でREM添加によって硫化物を粗大化する方法が開示されている。しかしながら、無方向性電磁鋼板ではAlを0.2%以上含有している鋼種が多く、強脱酸元素であるAlは製鋼においてスラグ中のTiO₂を還元して鋼中のTi量が増加させてしまう問題があった。更にREMを添加した場合、Al同様に強脱酸元素であるがゆえに、鋼中のTi量が更に増加してしまい、期待した効果の得られないという問題があった。このような状況において低Ti化を図るためには、スラグ中のTiO₂濃度を極力低減する必要があり、製造コストの増加や生産性の低下が避けられない問題であった。一方、特許文献3ではTi:15〜50ppmの混入を許容しても歪取焼鈍後の粒成長を改善する方法が開示されているが、そのためには最終冷間圧延前までに700〜900℃で30分〜10時間もの長時間焼鈍と500℃まで50℃/分以下の緩冷却が必要であり、鋼板の生産性を著しく悪化させるという問題があった。

特開平6-108149号公報 特開平8-325678号公報 特開平11-158589号公報

本発明は前述の問題に鑑み、鋼板製造におけるコストや生産性を犠牲にすることなく、歪取焼鈍後の磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板と、その製造方法および歪取焼鈍方法を提供しようとするものである。

本発明は、上記課題を解決するためになされたもので、以下の(1)〜(6)を要旨とするものである。

(1) 質量%で、C:0.0010%以上0.010%以下、Si:3.5%以下、Al:0.2%以上3.0%以下、Mn:3.0%以下、Ni:3.0%以下、Ti:0.0015%以上0.010%以下、S:0.0030%以下、N:0.0030%以下を含有し、残部Fe及び不可避不純物からなり、Si,Al,Mn,Niが質量%でSi＋2×Al−Mn−Ni≦2.0%を満たし、歪取焼鈍前の平均結晶粒径が40μm以下でかつ、歪取焼鈍後の板厚貫通粒が鋼板長手方向に垂直な断面の面積率で全体の20%以上であることを特徴とする無方向性電磁鋼板。

(2) (1)において、更に、Sn,Sbのいずれか1種または2種を質量%の合計として0.01%以上0.20%以下を含有することを特徴とする無方向性電磁鋼板。

(3) (1)または(2)において、更にCuを質量%で0.01%以上0.50%以下を含有することを特徴とする無方向性電磁鋼板。

(4) (1)〜(3)のいずれかの成分からなる鋼を、熱延、酸洗、冷延に引き続いて仕上焼鈍を施す製造工程において、熱延の仕上温度を850℃以上、巻取温度を650℃未満とし、仕上焼鈍の昇温速度15℃/sec以上、均熱時間を60秒以下とすることを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法。

（５） （１）〜（３）のいずれかの成分からなる鋼を、熱延、熱延板焼鈍、酸洗、冷延に引き続いて仕上焼鈍を施す製造工程において、熱延板焼鈍を８５０℃以上１１５０℃以下で均熱時間３０秒以上、６５０℃までの冷却速度を１５℃／ｓｅｃ以上とし、仕上焼鈍の昇温速度を１５℃／ｓｅｃ以上、均熱時間を６０秒以下とすることを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法。

(6) (4)または(5)にて製造した電磁鋼板をコア打抜き加工後に歪取焼鈍を施すに際し、700℃以上900℃以下で10分以上の焼鈍を行なうことを特徴とする無方向性電磁鋼板の歪取焼鈍方法。

本発明は、歪取焼鈍工程を活用し、鋼板製造時におけるTi低減や長時間焼鈍を施さなくても歪取焼鈍後の磁気特性を改善せしめるもので、コスト増加や生産性の問題がない。

本発明者らは不純物元素であるTiを極度に低減することなく、また製造の途中工程で長時間焼鈍を施すことなく、歪取焼鈍後の鉄損を改善する方法について鋭意研究を行なった。その結果、成分と熱処理条件を工夫することで、Tiはむしろ0.0015%以上0.01%以下の範囲で含有させた方が、歪取焼鈍後に板厚を貫通する粗大粒が得られ、低鉄損が実現できることを知見した。以下にその発明に至った詳細を説明する。

(実験1)
実験室の真空溶解炉にて、質量%で、C:0.0020%、Si:2.0%、Al:1.0%、Mn:1.5%、Ni:1.0%、S:0.0010%、N:0.0020% を含有し、Tiを0.0007〜0.0055%に変化させた鋼片を作製した。この鋼片を加熱温度1100℃、仕上温度870℃、巻取温度を600℃で熱延して板厚2.7mmとした。この熱延板に酸洗を施し、板厚0.50mmに冷延後、昇温速度20℃/secで800℃、30秒の仕上焼鈍を行ない、続いて750℃で5時間の歪取焼鈍を施した。なお歪取焼鈍時の昇温速度12℃/secであった。こうして作製した試料について、歪取焼鈍後の結晶組織を観察するとともに鉄損を測定した。その結果、表1に示す通り、Tiが0.0015%以上の試料3〜5で鋼板断面の板厚貫通粒の面積率が20%以上となり、鉄損が著しく低減することを知見した。

(実験2)
次に変態の影響を調査するため、質量%でMnを0.2〜2.0%に変化させた。なお他の成分および工程条件については、実験1の試料4と同じとした。こうして作製した試料について歪取焼鈍後の結晶組織を観察するとともに鉄損を測定した。その結果、表2に示す通り、Mnが1.0%以上である試料4〜6で鋼板断面の板厚貫通粒の面積率が20%以上となり、鉄損が著しく低減することを知見した。

これらの結果については以下のように考えられる。実験1でTi:0.0015%以上の試料で板厚を貫通する粗大粒が得られたのは、Tiの析出物によって粒成長が著しく抑制された後にその抑止力が急激に消失することで著しい結晶粒成長が生じたもので、いわゆる異常粒成長によるものと考えられる。Tiが0.0015%未満の場合、初期の粒成長の抑止力が小さいために異常粒成長が生じず、歪取焼鈍後に板厚貫通粒が得られなかったものと考えられる。実験2でMn:1.0%以上で面積率20%以上の板厚貫通粒が得られたのはγ→α変態によるものと考えられる。変態しないMn:1.0%未満の成分では歪取焼鈍前の結晶粒径が不均一で、歪取焼鈍で発生する異常粒も僅かであった。変態しない材料の場合、鋳造組織が残存するために結晶粒径が不均一になり易く、これが異常粒成長の発生を阻害するものと考えられる。

以上の経緯により、無方向性電磁鋼板の歪取焼鈍においてTi析出物とγ→α変態を積極的に活用することで、歪取焼鈍における結晶粒の粗大化と鉄損低減を達成する上述の技術手法を知見した。これは析出物の影響を低減して粒成長を向上させる従来知見とは全く異なるものである。特許文献1および2は勿論であるが、Ti:15〜50ppmの混入を許容して歪取焼鈍後の粒成長を改善する特許文献3についても、最終冷間圧延前までに施す700〜900℃の長時間焼鈍と50℃/分以下の緩冷却は、歪取焼鈍より前にTi析出物を粗大に析出させて粒成長の抑止力を低減させることを目的としており、本発明とは技術発想が全く異なるものである。

次いで本発明における製品の数値限定理由について説明する。

CはTi析出物を生成するために必要な元素であり、その目的のためには0.0010%以上含有する必要がある。ただし0.010%を超えると炭化物量が増大し、著しく鉄損劣化するので上限を0.01%とした。

Siは電気抵抗を増加させるために有効な元素であるが、過度に添加すると冷延性を著しく悪くするため、3.5%を上限とした。

Alは脱酸と鋼中の窒素を固定するために必要な元素であり、その目的のためには0.2%以上添加する必要がある。またSi同様に電気抵抗を増加させるのに有効な元素であるが、添加量が3.0%を超えるとSi同様に硬度上昇を招くのに加え、鋳造性を悪化させるため、生産性を考慮して3.0%を上限とした。

MnとNiは本発明の発現に必要なγ→α変態を生じさせるために、非常に重要な添加元素である。SiとAlを多量添加してもなお、変態を有するための必要添加量を規定する式として、Si＋2×Al−Mn−Ni≦2.0%とした。なお添加量の上限はコストを考慮して3.0%とした。上述の式よりMnとNiの変態寄与は同等であるが、その他の特性として、Mnは固有抵抗を高める効果やMnSを無害化する効果があり、一方Niは磁束密度を向上させる効果や靭性を向上させる効果があるため、MnとNiの添加量は目的に応じて適宜調整できるものとする。

SとNは歪取焼鈍時の粒成長を阻害させるため、共に0.0030%以下とした。

Tiは本発明を発現させる析出物の構成元素であり、その目的のためには0.0015%以上含有する必要がある。ただし0.010%を超えると析出物量が増大し、鉄損劣化するので上限を0.01%とした。

SnとSbは歪取焼鈍時の窒化や酸化を抑制する効果に加え、その歪取焼鈍で発現する異常粒の集合組織を改善する効果があり、本発明において非常に有用な添加元素である。従ってそれらの効果が享受できる0.01%以上0.20%以下の範囲で添加することが望ましい。

Cuも歪取焼鈍で発現する異常粒の集合組織を改善する効果があるため、0.01%以上0.50%以下の範囲で添加する。さらにSnやSbとの複合添加がより効果的で望ましい。

歪取焼鈍前の結晶粒径については、40μmを超えると打抜き加工性が悪化するのに加え、歪取焼鈍時の粒成長を悪化させてしまうことから、40μm以下にする必要がある。

歪取焼鈍後の板厚貫通粒は異常粒成長によって得られるものであるが、それによる鉄損改善効果を得るためにはある程度の量が必要である。実験より十分に効果の得られる量として、鋼板長手方向に垂直な断面の面積率で20%以上と規定した。

次に本発明における製造条件の限定理由について説明する。

熱延は熱延板焼鈍を施さない場合、仕上温度を850℃以上、巻取温度を650℃未満とした。歪取焼鈍で異常粒成長させるためにはその初期段階で粒成長を著しく抑制しておく必要あり、このためには熱延段階でTiを析出させない必要がある。Tiの析出温度は650℃以上850℃未満であることから、仕上温度を上限以上、巻取温度を下限以下として析出を回避することとした。

熱延板焼鈍は磁性や形状改善を目的に行なっても良い。ただし熱延と同じくTiを析出させないようにするため、焼鈍温度は850℃以上、650℃までの冷却は15℃/sec以上と規定した。焼鈍温度の上限はコストや設備を勘案し1150℃とした。また熱延でTiの析出が生じたとしても、熱延板焼鈍で再び固溶させることができるので熱延板焼鈍を施す場合、熱延条件は特に規定するものではない。

仕上焼鈍は結晶粒径が40μm以下となるように条件調整されるが、昇温速度が遅いあるいは均熱時間が長いと、仕上焼鈍時に異常粒成長を引き起こし、加工性を損なう可能性があるので、昇温速度を15℃/sec以上、均熱時間を60sec以下に規定した。

次に歪取焼鈍条件の限定理由について述べる。異常粒成長を生じさせるためには、析出物による粒成長の抑止力が急激に変化する温度で焼鈍することが必要であり、本発明におけるTi析出物では700℃以上900℃以下の焼鈍温度が最適である。700℃未満では析出物の抑止力が強いままで変化せず、また900℃を超えると粒成長の抑止力が不十分なままで粒成長してしまうので正常粒成長となってしまう。焼鈍時間は析出物が挙動変化するのに必要な時間として10分以上と規定した。ただし板厚貫通粒の面積率を更に増加させるためには、規定範囲内で可能な限り低温かつ長時間焼鈍が望ましい。

実験室の真空溶解炉にて、質量%で、C:0.0035%、Si:0.62%、Al:0.25%、Mn:0.25%、Sn:0.021%、Ti:0.0017%、S:0.0025、N:0.0019%を含有した鋼片を作製した。この鋼片を加熱温度1100℃、仕上温度を800〜900℃、巻取温度を500〜700℃に変化させて熱延し板厚2.7mmとした。この熱延板に酸洗を施し、板厚0.50mmに冷延後、昇温速度20℃/secで均熱時間30秒の仕上焼鈍を行ない、続いて昇温速度10℃/secにて775℃で1時間の歪取焼鈍を施した。こうして作製した試料について結晶粒径と鉄損を測定した。

その結果、表3に示す通り、仕上温度が850℃以上でかつ巻取温度が650℃未満であった試料4,5,7,8において、鋼板断面の板厚貫通粒の面積割合が20%以上となり、鉄損が著しく低減した。

実験室の真空溶解炉にて、質量%で、C:0.0032%、Si:3.0%、Al:1.2%、Mn:2.0%、Ni:0.2〜2.8%、Ti:0.0038%、S:0.0012%、N:0.0025%、Sn:0.06%、Cu:0.04%を含有した鋼片を作製した。この鋼片を加熱温度1130℃、仕上温度を875℃、巻取温度を630℃で熱延して板厚2.5mmとし、970℃×60秒で600℃までの冷却速度50℃/secの熱延板焼鈍を施し、酸洗を施し、板厚0.35mmに冷延した。そして昇温速度20℃/secで仕上焼鈍を行ない、歪取焼鈍前の結晶粒径を30〜40μmとした後、昇温速度5℃/secで800℃、5時間の歪取焼鈍を施した。こうして作製した試料について結晶粒径と鉄損を測定した。

その結果、表4に示す通り、Si＋2×Al−Mn−Ni≦2.0%を満たすNi:1.4%以上の試料4〜6で鋼板断面の板厚貫通粒の面積割合が20%以上となり、鉄損が著しく低減した。

実験室の真空溶解炉にて、質量%で、C:0.0024%、Si:1.6%、Al:0.6%、Mn:0.5%、Ni:0.01〜1.0%、Ti:0.0022%、S:0.0010%、N:0.0021%、Sn:0.03%、Cu:0.2%を含有した鋼片を作製した。この鋼片を加熱温度1150℃、仕上温度を840℃、巻取温度を620℃で熱延して板厚2.7mmとし、1000℃×60秒で600℃までの冷却速度50℃/secの熱延板焼鈍を施し、酸洗を施し、板厚0.50mmに冷延した。そして昇温速度20℃/secで均熱時間45秒の仕上焼鈍を行ない、歪取焼鈍前の結晶粒径を約30μmとした後、昇温速度5℃/secで800℃、5時間の歪取焼鈍を施した。こうして作製した試料について結晶粒径と鉄損を測定した。

その結果、表5に示す通り、Si＋2×Al−Mn−Ni≦2.0%を満たすNi:0.3%以上の試料3〜5で鋼板断面の板厚貫通粒の面積割合が20%以上となり、鉄損が著しく低減した。

Claims (6)

1. 質量%で、C:0.0010%以上0.010%以下、Si:3.5%以下、Al:0.2%以上3.0%以下、Mn:3.0%以下、Ni:3.0%以下、Ti:0.0015%以上0.010%以下、S:0.0030%以下、N:0.0030%以下を含有し、残部Fe及び不可避不純物からなり、Si,Al,Mn,Niが質量%でSi＋2×Al−Mn−Ni≦2.0%を満たし、歪取焼鈍前の平均結晶粒径が40μm以下でかつ、歪取焼鈍後の板厚貫通粒が鋼板長手方向に垂直な断面の面積率で全体の20%以上であることを特徴とする無方向性電磁鋼板。
2. 請求項1において、更に、Sn,Sbのいずれか1種または2種を質量%の合計として0.01%以上0.20%以下を含有することを特徴とする無方向性電磁鋼板。
3. 請求項1または2において、更にCuを質量%で0.01%以上0.50%以下を含有することを特徴とする無方向性電磁鋼板。
4. 請求項1〜3のいずれかに記載の成分からなる鋼を、熱延、酸洗、冷延に引き続いて仕上焼鈍を施す製造工程において、熱延の仕上温度を850℃以上、巻取温度を650℃未満とし、仕上焼鈍の昇温速度15℃/sec以上、均熱時間を60秒以下とすることを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法。
5. 請求項１〜３のいずれかに記載の成分からなる鋼を、熱延、熱延板焼鈍、酸洗、冷延に引き続いて仕上焼鈍を施す製造工程において、熱延板焼鈍を８５０℃以上１１５０℃以下で均熱時間３０秒以上、６５０℃までの冷却速度を１５℃／ｓｅｃ以上とし、仕上焼鈍の昇温速度を１５℃／ｓｅｃ以上、均熱時間を６０秒以下とすることを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法。
6. 請求項4または5にて製造した電磁鋼板をコア打抜き加工後に歪取焼鈍を施すに際し、700℃以上900℃以下で10分以上の焼鈍を行なうことを特徴とする無方向性電磁鋼板の歪取焼鈍方法。