JP4987190B2 - 加工性が良好で、加工して歪取焼鈍した後の鉄損が低い無方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents
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Description
【発明の属する技術分野】
本発明は、電気機器鉄心材料として使用される無方向性電磁鋼板に関し、加工性が良好であり、かつ加工して歪取焼鈍した後の鉄損が低い無方向性電磁鋼板の製造方法に関するものである。
【0002】
【従来の技術】
電気機器の高効率化は、世界的な電力・エネルギー節減さらには地球環境保全の動向の中で近年強く要望されている。特に最近、回転機の高効率化が進展する中でローターまたはステーターとして用いられる無方向性電磁鋼板においては、現状よりもさらに磁気特性の良好、すなわち鉄損が良好である材料が求められつつある。
【0003】
無方向性電磁鋼板の低鉄損化の手段としては、Si、Al、Mn等の合金元素含有量を増加し電気抵抗を増大させ渦電流損失を低減する方法が広く一般に用いられている。さらに成分決定後は、製品板結晶粒径を100〜150μm程度に調節することにより、鉄損の最適化を図ることが肝要である。
また、加工性に関しては、モータコア打ち抜きの際に、製品板の結晶粒径が大き過ぎるとバリ、カエリ等の問題が発生することが最近判明してきた。ところが、製品板結晶粒径が小さ過ぎるとコアの鉄損が劣化してしまう。このため、コア打ち抜き時には結晶粒径が小さく、コアの歪取焼鈍の際にある程度結晶粒成長するような手段が必要となってきた。
【0004】
結晶粒成長を著しく阻害させる不純物として最も有害である析出物は、比較的固溶温度の低いMnSであることが知られている。本析出物低減のため、鋼中SをCe等の希土類元素(REM)を用い固溶温度の高い析出物として固定する方法(特開昭51−62115号公報)や、Caを用いてSを固定する方法(特開昭59−74213号公報)等により、微細MnSの析出を抑制する方法が開示されている。
【0005】
しかしながら、上記方法にて十分な効果を得るためには、高価な副原料を多量に添加する必要が有り、著しいコストアップとなる。そこで、CaやREM等の副原料を添加することなく、結晶粒成長性を改善することが強く望まれる。
【0006】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、コアを歪取焼鈍する際の結晶粒成長性を向上させた無方向性電磁鋼板の製造手段を提供するものである。
【0008】
【課題を解決するための手段】
本発明は、質量%で、C:0.010%以下、Mn:0.05〜1.5%、1.5≦Si+Al≦4.0%を含有し、かつ、S:0.005%を超えないように含有し、残部Fe及び不可避不純物元素よりなる鋼片を熱間圧延後、熱延板焼鈍を施し、次いで、一回または中間焼鈍を挟む二回以上の冷間圧延を施し、次いで連続焼鈍ラインにおける仕上焼鈍を施す、結晶粒径が50μm以下であり、かつ0.1μm以下の析出物存数をN(個/mm 2 )としたとき、任意の断面においてN≦5000を満足する無方向性電磁鋼板の製造方法において、前記熱延板焼鈍における焼鈍温度をT(℃)、焼鈍時間をt(s)、鋼片のMn含有量を[Mn](質量%)としたとき、下記式(1)を満足し、
920+150×[Mn]≦T≦1020+150×[Mn] ・・・(1)
かつ、t≧60を満足する条件で熱延板焼鈍を行うことを特徴とする加工性が良好で、加工して歪取焼鈍した後の鉄損が低い無方向性電磁鋼板の製造方法、を要旨とする。
【0009】
【発明の実施の形態】
以下、本発明を詳細に説明する。
発明者らは、熱延板焼鈍条件と歪取焼鈍(コア焼鈍に相当)後の鉄損の関係について、適正な熱延板焼鈍温度及び時間が存在することを実験にて見出した。以下にその詳細を説明する。
【0010】
実験室の真空溶解炉にて、質量%でSi:2.0%、Al:0.4%、C:0.0015%、およびMnを、0.2%、0.4%、0.7%、1.0%をそれぞれ含有する鋼片を作製した。このときのS量は、20ppmであった。各成分の鋼片に対し1100℃の加熱を施した後、熱延を行い2.1mmの板厚とし、T℃(T=900、950、1000、1050、1100、1150、1200)×60秒にて熱延板焼鈍を行った。さらに酸洗を行い、冷間圧延により板厚0.50mmとした後、800℃×30sにて仕上焼鈍を施した。この試料について750℃×2時間にて歪取焼鈍を行い、その後SST法により磁気測定を行った。磁気測定は、各条件の試料数2で行い、L方向とC方向の平均値を求めた。
【0011】
歪取焼鈍後の熱延板焼鈍条件と磁気特性の結果を表1に示す。鉄損W15/50の値は各Mn量に応じて熱延板焼鈍温度Tに最適値が存在することがわかる。すなわち、3.0W/kg以下の鉄損値を有する温度条件は、Mn:0.2%のときに950〜1050℃、Mn:0.4%のときに1000〜1050℃、Mn:0.7%のときに1050〜1100℃、Mn:1.0%のときに1100〜1150℃、であった。
【0012】
【表1】
【0013】
熱延板焼鈍温度に最適値が存在する理由は、Mn:0.2%材を例にとると、以下のように推定される。T=900℃にて鉄損が3.0W/kgを越える理由は、Tが低過ぎるために熱延板にて存在するMnSの微細析出物がそのまま仕上げ焼鈍後まで残存し、その結果、歪取焼鈍にて結晶粒成長が十分でなかったため、と推察される。一方、T=950〜1050℃にて鉄損が3.0W/kg以下で良好であった理由は、Tが適度に高いため熱延板中に存在したMnSの微細析出物が固溶し、その結果、MnSの粗大析出が進行し歪取焼鈍にて結晶粒が十分に成長したため、と推察される。また、T≧1100℃にて鉄損が3.0W/kgを越える理由は、Tが高過ぎるためにMnSが相当量再固溶し、そのSが熱延板焼鈍冷却中または仕上焼鈍中に再度微細析出してしまい、その結果、歪取焼鈍にて結晶粒が十分に成長しなかったため、と推察される。
【0014】
上記推察を確認するため、歪取焼鈍前の析出物観察を行った。各試料についてレプリカを作製し、透過電子顕微鏡にて粒成長性に有害な0.1μm以下の微細析出物の個数を測定した。その結果、鉄損3.0W/kg以下の試料2,3,4,10,11,18,19,26,27においては、微細析出物の数は5000個/mm2以下であり、上記考察を裏付ける結果となった。
【0015】
鉄損3.0W/kg以下となる最適温度は、Mn量の増加に伴い増大する傾向であった。この理由は、Mn量増加に伴いMnS固溶温度が増加するため、と推察される。具体的な鉄損良好温度Tの範囲は、Mn量の関数として以下の式で示される。
920+150×[Mn(%)]≦T≦1020+150×[Mn(%)]…(1)
上記Tの範囲において、さらなる鉄損良好な範囲、すなわち鉄損2.9W/kg以下の領域は、Mn量の関数として以下で示される。
【0016】
945+150×[Mn(%)]≦T≦995+150×[Mn(%)]…(2)
次に上記試験材のうちの一つである、Si:2.0%、Al:0.4%、C:0.0015%、Mn:0.2%、S:20ppmを含有する鋼片において、1100℃加熱の後2.1mmの熱延板を作製し、1020℃×t秒(t=10、40、60、90、120、180、300、600)にて熱延板焼鈍を行なった。さらに酸洗を行い、冷間圧延により板厚0.50mmとした後、800℃×30sにて仕上焼鈍を施した。本試料について750℃×2時間にて歪取焼鈍を行い、その後SST法により磁気測定を行った。磁気測定は、各条件の試料数2で行い、L方向とC方向の平均値を求めた。
【0017】
【表2】
【0018】
歪取焼鈍後の熱延板焼鈍条件と磁気特性の結果を表2に示す。本試験における熱延板焼鈍温度Tは、表1の鉄損良好範囲内、すなわち式(1)さらには(2)を満足する範囲に含まれる。表2のうち、鉄損W15/50≦3.0W/kgを満足する良好な熱延板焼鈍時間tの領域はt≧60秒であった。さらに鉄損良好な範囲、すなわちW15/50≦2.8W/kgを満足する範囲は、t≧120秒であった。
【0019】
熱延板焼鈍時間tが高い領域で鉄損が良好であった理由は、熱延板中に存在したMnSの微細析出物が固溶し、さらにMnSの粗大析出が進行する際に、ある程度の時間が必要であるため、と推察される。
以上より、本発明者らは、無方向性電磁鋼鈑の歪取焼鈍時の結晶粒成長性を改善する手段として、CaやREMなどを添加することなく、Mn量に応じた熱延板焼鈍を施すことにより、本発明を完成させた。
【0020】
続いて本発明における数値限定理由について示す。Cを0.010%以下としたのは、この値を超えると炭化物析出のため鉄損劣化が著しくなるためである。
Mnは、結晶粒成長性を劣化させないため硫化物を粗大析出させる必要から、その下限を0.05%とした。また、Mnは過度に添加すると変態を生じてしまい、熱延板焼鈍中の粒組織に多大な悪影響を及ぼすため上限を1.0%とした。
【0021】
Si、Al量は、鉄損低減を目的とした電気抵抗の増加、及び、熱延板焼鈍中に変態を生じさせない意味である程度の量添加する必要があるものの、過度に添加すると結晶粒成長性を低下させるため、その範囲を1.5≦Si+Al≦4.0%とした。
鋼中のS量は、実施例1に示すように、0.005%を超えると結晶粒成長性を劣化させるため、この値を上限とした。この範囲内でさらに良好な範囲は0.003%以下であり、さらに言えば0.002%以下がより好ましい。
【0022】
製品板の結晶粒径、すなわち歪取焼鈍前の結晶粒径については、その上限を50μmに限定した。この理由は、金型にてモータコアを打ち抜く際に結晶粒径が50μmを越えるとダレ、カエリ等の加工性不良が発生する場合があるからである。
製品板の微細析出物の個数、すなわち歪取焼鈍前の鋼板における0.1μmサイズ以下の析出物の存在数上限を5000個/mm2とした。この理由は、微細析出物の個数が5000個/mm2を越えると結晶粒成長性を劣化させるためである。
【0023】
次に製造工程について説明する。スラブ加熱温度は特に限定しないが、MnS固溶防止の観点から1200℃以下、さらには1150℃以下が好ましい。熱延板焼鈍に関しては、これまで詳述した通りである。冷延圧下率は、65〜90%の範囲で行うことが製品板における集合組織制御、すなわち磁束密度向上の観点から好ましい。仕上焼鈍に関しては、温度950℃以下、かつ、時間90秒以下で行うことが好ましい。この理由は、温度が高過ぎるまたは時間が長過ぎると、製品板結晶粒径が50μmを越えてしまい、加工性劣化を引き起こすためである。
【0024】
【実施例】
(実施例1)
Si:1.0%、Al:1.2%、Mn:0.3%、C:0.0014%からなる成分において、S量を4種類変化させた鋼片を実験室真空溶解にて作製した。続いて、本鋼片を1100℃に加熱した後熱延を行い、2.3mm板厚とし、1000℃×t秒(t=30、60、120、240)にて焼鈍を行った。酸洗を行なった後、冷間圧延により板厚を0.5mmとした後、800℃×40秒にて仕上焼鈍を施した。
【0025】
この試料について750℃×2時間にて歪取焼鈍を行い、その後SST法により磁気測定を行った。磁気測定は、各条件の試料数2で行い、L方向とC方向の平均値を求めた。
歪取焼鈍後の熱延板焼鈍条件と磁気特性の結果を表3に示す。S量が50ppm以下でかつ焼鈍時間tが60秒以上の条件において、鉄損が3.0W/kg以下であり良好であった。S量に関しては、30ppm以下であれば鉄損の観点からより好ましく、20ppm以下であればさらに好ましい。
【0026】
【表3】
【0027】
【発明の効果】
本発明は、電気機器鉄心材料として使用される無方向性電磁鋼板に関し、加工性が良好であり、かつ加工して歪取焼鈍した後の鉄損が低い無方向性電磁鋼板の製造方法に関するものであり、その工業的効果は甚大である。
Claims (1)
- 質量%で、C:0.010%以下、Mn:0.05〜1.5%、1.5≦Si+Al≦4.0%を含有し、かつ、S:0.005%を超えないように含有し、残部Fe及び不可避不純物元素よりなる鋼片を熱間圧延後、熱延板焼鈍を施し、次いで、一回または中間焼鈍を挟む二回以上の冷間圧延を施し、次いで連続焼鈍ラインにおける仕上焼鈍を施す、結晶粒径が50μm以下であり、かつ0.1μm以下の析出物存数をN(個/mm 2 )としたとき、任意の断面においてN≦5000を満足する無方向性電磁鋼板の製造方法において、
前記熱延板焼鈍における焼鈍温度をT(℃)、焼鈍時間をt(s)、鋼片のMn含有量を[Mn](質量%)としたとき、下記式(1)を満足し、
920+150×[Mn]≦T≦1020+150×[Mn] ・・・(1)
かつ、t≧60を満足する条件で熱延板焼鈍を行うことを特徴とする加工性が良好で、加工して歪取焼鈍した後の鉄損が低い無方向性電磁鋼板の製造方法。
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