JP5655295B2 - 低炭素鋼板およびその製造方法 - Google Patents

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Description

本発明は、パワーエレクトロニクス用の高周波トランス、リアクトル、モーターの鉄芯として好適な低炭素鋼板に関し、特に高周波特性の向上、および外部応力による鉄損劣化の低減を図ろうとするものである。
電磁鋼板の鉄損は、鋼中の析出物や結晶粒径、集合組織等に強く依存する履歴損と、板厚、比抵抗、磁区構造等に強く依存する渦電流損からなっている。
一般的な電磁鋼板は、鋼中不純物を極力減らすことで、結晶粒の成長性を高め、履歴損の低減化を図っている。また、Ｓｉを0.5〜3.5質量％添加して比抵抗を高めたり、板厚を薄肉化することで、渦電流損の低減化を図っている。
ここに、履歴損は周波数に比例し、渦電流損は周波数の２乗に比例するため、商用周波数（50/60Ｈｚ）においては、電磁鋼板の鉄損の中で履歴損の占める割合が大きいが、数ｋＨｚ以上の高周波になると、逆に渦電流損の占める割合が大きくなる。
近年、パワーエレクトロニクス分野でスイッチング素子の高周波化が進み、トランスやリアクトル、モーター等の鉄芯材料として用いられる電磁鋼板に対しても、高周波鉄損の低減が強く望まれるようになってきた。
この要望に対し、電磁鋼板の板厚を0.2mm以下としたり、Ｓｉを４質量％近くまで高めたりすることで、渦電流損を低減することができる。しかしながら、今後は10ｋＨｚを超える高周波での駆動も予想され、従来開発の延長線上にはない革新的な材料開発が求められている。
従来、このような、高周波領域の励磁条件では、ソフトフェライト、金属圧粉体、アモルファスなどの材料が用いられてきた。しかしながら、フェライトは磁束密度が低いため鉄心が大型化してしまうこと、アモルファスは低鉄損である反面ビルディングファクターが電磁鋼板に比べて著しく劣ること、さらにセンダスト合金粉は磁歪・鉄損とも低いが高価であり、また電磁鋼板に比べて飽和磁束密度も低いことなど、それぞれ一長一短を有している。そこで、電磁鋼板の高周波鉄損を低減するため、最近でも種々の検討が行われている。
電磁鋼板の高周波鉄損を低減する手段として、特許文献１には、浸珪法による6.5質量％Ｓｉ鋼板の製造方法が記載されている。この技術は、板厚：0.05〜0.3mmの３質量％Ｓｉ鋼板を高温で、四塩化珪素ガスと反応させて、鋼中のＳｉ濃度を高めるプロセスである。古くから知られているように、6.5質量％Ｓｉ鋼板は３質量％Ｓｉ鋼板の約２倍の固有抵抗を有し、渦電流損失を効果的に低減できるため、高周波用材として有利である。また、磁歪が実質的にゼロであるため、鉄心の低騒音化に優れた効果を発揮する。
特許文献２には、浸珪プロセスにおいて表層Ｓｉ濃度が6.5質量％となった時点で、Ｓｉ均一化拡散を中断することにより、板厚方向にＳｉ濃度勾配が存在する鋼板を得て、この材料が、Ｓｉを均一化した場合よりも、高周波での鉄損が低減できることが示されている。
特許文献３には、板厚方向にＳｉ濃度勾配を有する珪素鋼板に関して、高周波鉄損を低減するために、板厚方向のＳｉ濃度差（最大−最小）と表層Ｓｉ濃度および鋼板表裏面のＳｉ濃度の差についても規定している。とりわけ表層Ｓｉ濃度が6.5質量％の場合に最も低い鉄損が得られる旨の記載がある。
さらに、特許文献４には、電磁鋼板をフェライト相で浸珪処理して、表層が高Ｓｉ濃度、板厚中央部が低Ｓｉ濃度の電磁鋼板とすることにより、外部応力による磁性劣化が少ない電磁鋼板について記載されている。
また、特許文献５には、低炭素鋼をオーステナイト相の少ない900〜1000℃の温度域で浸珪処理して表層のＳｉ濃度を高めた鋼板を作製することで、加工性が良く高周波特性に優れたモータ用珪素鋼板が得られるとしている。
特公平６−４５８８１号公報 特公平５−４９７４４号公報 特開２００５−２４０１８５号公報 特願２００８−９０８６５号明細書 特開２０００−３２８２２６号公報
鉄損は、上述したように、履歴損と渦電流損の和で表され、励磁周波数が高くなるほど、全鉄損に占める渦電流損の割合が増すことで知られている。渦電流は、材料の比抵抗が大きいほど流れ難くなるため、高周波用の磁芯には比抵抗の大きな材料が用いられる。
一般に、電磁鋼板では、Ｓｉ濃度が高くなるほど比抵抗が増加するため、高周波用磁芯材料としては、３質量％以上のＳｉを含むものが適している。
一方、Ｓｉ濃度が高くなるほど鋼は硬く、脆くなる傾向があり、冷間圧延が困難となる。また、Ｓｉ濃度が高くなると、スラブ冷却時のオーステナイトからフェライトへの変態(以下γ／α変態という）がなくなり、フェライトがそのまま粗大な組織を形成するため、スラブ割れや表面欠陥が生じやすくなる。従って、実際の電磁鋼板製造プロセスにおいて、鋼中のＳｉ濃度は、４質量％が上限とされている。
特許文献１によれば、電磁鋼板の中で最も透磁率が高く磁歪が小さい6.5質量％Ｓｉ鋼板を工業的に生産することが可能である。しかしながら、これを鉄心として利用するためには、スリット加工、打ち抜き加工、曲げ加工等の二次加工を施す必要がある。6.5質量%Ｓｉ鋼板は通常の電磁鋼板と比べて脆く割れやすいため、前記した二次加工において、高度な加工技術が要求される。また、6.5質量％Ｓｉ鋼板のビッカース硬度Hvも390程度であり、従来の電磁鋼板のHv：200程度と比べると、非常に硬いものとなる。このためプレス金型が短寿命化しやすいという欠点もあった。さらに、10kHz以上の高周波用途では、履歴損より渦電流損の比率が増すため、履歴損が悪くても渦電流損の低い（固有抵抗が高い）安価な圧粉磁芯等の別の材料が広く利用されていた。
特許文献２によれば、３質量％Ｓｉ鋼板を最終板厚まで圧延した後、最後の焼鈍の際に高温で四塩化珪素を吹き付ける浸珪プロセスにより、6.5質量％Ｓｉ鋼板が製造可能とされている。6.5質量％Ｓｉ鋼板は、３質量％Ｓｉ鋼板の約二倍の比抵抗を有するため、高周波用の磁芯として好適な材料である。
しかしながら、実際に磁芯として使用するには、材料の6.5質量％Ｓｉ鋼板をスリット、プレスまたは曲げ加工をする必要があり、その際に割れや欠けが生じることが多いという問題を残していた。
特許文献３には、6.5質量％Ｓｉ鋼板よりさらに高周波特性に優れた材料として、板厚方向にＳｉ濃度勾配を残した鋼板が記載されている。この鋼板は、表層のＳｉ濃度が高くても、板の厚み方向中心部のＳｉ濃度が３質量％程度であるため、鋼材全体の平均としては、上記した6.5質量％Ｓｉ鋼板より低Ｓｉの材料と考えられる。
しかしながら、この場合は、鋼中のＳｉ濃度の下限が３質量％程度であるため、γ／α変態が生じない。そのため、室温に冷却した時の鋼板組織は、板厚を縦断する粗大フェライト粒から構成されることとなり、スリットやプレスを行う際に割れや欠けが生じやすいという問題を残していた。
特許文献４によれば、本来粗大な二次再結晶組織であるがゆえに、磁区幅が広く異常渦電流損が大きいような方向性電磁鋼板においても、その鋼板の表層に引張、内部に圧縮の応力分布をそれぞれ付与することにより、渦電流損を効果的に低減することが可能となる。しかしながら、素材に方向性電磁鋼板を用いるため、他の高周波鉄芯材料と比べるとコストが割高となる。また応力分布付与の手段として浸珪処理を用いるが、これはα単相での反応であるため、板厚方向のＳｉ濃度勾配は拡散型のなだらかなプロファイルとなってしまい、十分な渦電流損の低減を図るためには表層から浸珪させて平均Ｓｉ濃度を４質量％以上になるまで浸珪して、表層Ｓｉ濃度を５質量％以上まで高める必要があった。
特許文献５では、オーステナイト相を有する低炭素鋼を浸珪処理しているが、1000℃を超える温度域で浸珪処理をおこなうと、γ／α変態の界面で割れが生じてしまうため、900〜1000℃と比較的低い温度域で浸珪処理をおこなっている。
しかしながら、渦電流損を低減するには1000℃以上で浸珪処理をおこなうことが好ましく、上記した界面で、1000℃以上の浸珪処理でも割れの生じない鋼板材料および鋼板の製造方法が望まれていた。また、特許文献５に記載の鋼材の表層Ｓｉ濃度が５〜6.5質量％と高く、かつ粗大な二次再結晶組織を有しているため、やはり、スリットやプレスを行う際に割れや欠けが生じることが多いという問題を残していた。
高周波用磁芯材料としては他に、鉄粉を圧粉成形したダストコアや酸化鉄粉のフェライトコア、およびＦｅ基アモルファス合金がある。これらは6.5質量％Ｓｉ鋼板に比べて、比抵抗が更に大きいため、渦電流損が低いことが特徴である。
ただし、フェライトは飽和磁束密度が低いため、通常使用されるのは低出力で数百ｋＨｚ以上の高周波用途に限定される。また、ダストコア、Ｆｅ基アモルファス合金は電磁鋼板と比べ、飽和磁束密度がやや低いものの、渦電流損が低いため、高出力の高周波用途に対して電磁鋼板と同様に使用されることもある。
しかしながら、上記した材料は、いずれも、圧縮等の外部応力がかかると、鉄損が著しく増加するという問題点がある。
以上述べたように、高周波特性に優れた磁性材料は、加工性に劣るものが多く、また外部応力に対して敏感に反応し、特に圧縮応力がかかると、鉄損が著しく増加するものが多い。
一方、加工性に優れた材料としては、構造用材料または外装用材料として広く用いられている低炭素鋼板が挙げられる。また、低炭素鋼の磁性は一般的な磁性材料ほど外部応力に敏感ではなく、圧縮応力をかけても鉄損が著しく増加することはない。
しかしながら、一般的な低炭素鋼板の組織は、パーライト相、ベイナイト相およびマルテンサイト相を含む微細なフェライト混合組織で構成されているため、その直流磁気特性は極めて悪い。したがって、履歴損が主体となる商用周波数の磁芯に低炭素鋼板が使われることはほとんどなかった。
従って、低炭素鋼板の渦電流損を低減することができ、圧縮応力に対する鉄損上昇の少ない性質を活かすことができれば、高周波鉄損が低く、かつ外部応力に対しても、鉄損劣化の少ない、優れた磁芯材料を得ることができる。
本発明は、上記の現状に鑑み開発されたもので、高周波特性に優れ、しかも外部応力による鉄損劣化の少ない低炭素鋼板を、その製造方法と共に提供することを目的とする。
特許文献３によれば、浸珪プロセスにおいて板厚方向にＳｉ濃度勾配を形成することで、板厚表層に強い引張応力、板厚中心部に強い圧縮応力を生じさせ、磁化した時の磁束を表層に集中させることにより、渦電流損の低減化を図っている。
この技術は、低炭素鋼に対しても、同様に適用され、渦電流損の低減化を図ることができると考えられる。
ここで、低炭素鋼の場合、γ／α変態が生じるため、高温のオーステナイト相領域で浸珪処理をおこなった場合、Ｓｉ濃度が上がる表層からフェライト相に変態する現象が起こる。この時、低Ｓｉ濃度のオーステナイト相と高Ｓｉ濃度のフェライト相の間には、Ｓｉ濃度ギャップが存在するため、異相界面でのＳｉ濃度勾配は不連続となる。このようなＳｉ濃度勾配を残したまま冷却すると、図１に示すように、表層の高Ｓｉ濃度のフェライト相は変態しないのに対し、板厚中央層の低Ｓｉ濃度のオーステナイト相は、パーライト相、ベイナイト相およびマルテンサイト相を含む微細なフェライト混合組織となる。
このように、低炭素鋼を浸珪処理してＳｉ濃度勾配を付与したものは、γ／α変態を生じることのない特許文献３に記載の技術とは、その構成が大きく異なっていることが分かる。
以下、本発明を完成するに至らしめた実験について説明する。表１に本実験に使用したＡ〜Ｄ４種の低炭素鋼の組成を示す。
同表中、記号（Ｃ）で示した鋼材に、
窒素ガス中、1200℃で焼鈍したもの（浸珪無し）…鋼処理I
1200℃で浸珪後、Ｓｉを十分に均一拡散したもの（浸珪＋長時間拡散）…鋼処理II
1200℃での浸珪＋Ｓｉ拡散を合わせて３分間実施したもの（浸珪＋短時間拡散）…鋼処理III
の３種類の処理を施して、本実験に用いる試料を作製した。
ここで、鋼処理IIおよびIIIの浸珪処理は、処理後の試料平均Ｓｉ濃度が３質量％Ｓｉとなるように調整した。これらの試料を30×100mmの単板測定枠を用いて、直流および交流で磁化測定を行い、磁束密度0.05Ｔ、周波数20ｋＨｚの条件における鉄損を、履歴損と渦電流損に分離して測定し、結果を比較した。
試料No.（Ｃ）の結果を図２に示す。なお、図中には、同じ板厚の電磁鋼板（３質量％Ｓｉ鋼板と6.5質量％Ｓｉ鋼板）の鉄損値も併せて示した。
鋼処理Iの試料に対し、鋼処理IIの試料は、Ｓｉ増加による比抵抗増大により渦電流損が低下し、また、Ｓｉ均一化過程において、板厚全体でγ／α変態が行われ、粗大なフェライト組織形成されたことにより、履歴損も低下している。
また、鋼処理IIの試料の鉄損（履歴損＋渦電流損を表す、以下本発明について同じ）は、同じＳｉ濃度の電磁鋼板（３質量％Ｓｉ）の鉄損と比較すると大きな値であった。この理由は、同じ３質量％Ｓｉのフェライト粗大組織同士であっても、電磁鋼板の場合はＣ量が50ppm未満であるのに対し、低炭素鋼の場合は、Ｃ量が500ppm以上含まれているため、履歴損が増大してしまうためと考えられる。
これに対し、鋼処理IIIの試料の鉄損は、驚くべきことに、３質量％Ｓｉの電磁鋼板ばかりか6.5質量％Ｓｉの電磁鋼板より低い鉄損を示し、特に渦電流損の低減化が認められた。
板厚方向にＳｉ濃度勾配を付することで、表層に磁束を集中させ、渦電流損の低減化を図ることができると予想はしていたものの、その場合の効果は、同じ浸珪量の試料でＳｉ濃度を均一化させたものよりも、渦電流損で２〜３割の低減化が図れる程度との推定に止まり、本実験の結果のように、５割を超えるほどの渦電流損の低減化効果は、予想をはるかに上回っていた。
次に、この現象を更に詳しく調べるために、表１に示した４種類の材料を用い、前記した鋼処理IIIの条件で、浸珪等をし、試料を作製した。これらの試料を、縦断面で組織観察し、前記の実験と同様に鉄損を測定した。その結果を図３および４に示す。
図３（ａ）〜（ｄ）に、それぞれ試料No.（Ａ）〜（Ｄ）に鋼処理IIIを施した後の試料の断面組織写真を示した。
図３（ａ）は、表層と板厚中央層に境界は認められるものの、いずれもフェライト単相の粗大粒組織である。これに対し、図３（ｂ）及び（ｃ）は、板厚中央層において低炭素鋼をオーステナイト相が生じる温度で焼鈍後、空冷したときに見られるベイナイト組織、パーライト組織、マルテンサイト組織を含むフェライト混合組織が認められ、表層のフェライト単相組織と明らかに異なる組織となっている。図３（ｄ）は板厚中央層で少量のフェライト組織を含むマルテンサイト組織となっている。
図４より、鋼処理IIIを施した全ての鋼材で、必ずしも6.5質量％Ｓｉの電磁鋼板をしのぐ低鉄損が得られるわけではないことが分かった。
そこで、各試料の成分を確認したところ、Ｃ量が200ppm以上含まれる場合であって、Ｍｎが0.3質量％以上含まれる場合に、渦電流損の低減化効果が顕著に現れており、また、6.5質量％Ｓｉの電磁鋼板をしのぐ低鉄損が得られることが分かった。
また、試料Ｄは、通常の電磁鋼板（３質量%Ｓｉ）より低鉄損を示すものの、その優位性は試料Ｂ、Ｃと比較すると低下する傾向にある。
ついで、化学研磨により、試料の表面片側から板厚中心までを除去した時の板反りを観察した。その結果、反りは板厚中心側が凸になっていた。これによって、研磨による除去の前は、表層に引張、中心に圧縮の応力が生じていたことがわかる。
ここで本発明において、内部応力とは、図５に示す通り、元の板厚をｄ(mm)、上記した板反り時の曲率半径をｒ（mm）とすると、表面に働く引張応力（面内引張応力）＝ 板厚中心部に働く圧縮応力として、
面内引張応力＝E×d／(2r) [MPa] （Eは鋼板のヤング率を表す）
と定義される。
さらに、表１の試料Ａおよび試料Ｃになる組成の材料を用い、前記した鋼処理IIIの条件において、Ｓｉ拡散時間を種々に変更して試料を作製した。これら試料について、上記の方法で内部応力を測定するとともに、渦電流損を測定した。その結果を図６に示す。
図６より、試料に、Ｃが200ppm以上、Ｍｎが0.3質量％以上含まれる試料Ｃの場合、上記の浸珪処理後の内部応力が、大きくなっている傾向にあった。また、内部応力（面内引張応力）が70〜160MPaの範囲で渦電流損の低減が顕著となっていた。
上記した傾向の原因は、今のところ明らかではないが、発明者らは以下のように推察している。
Fe-Si系合金では、低炭素鋼レベルで、鋼中Ｃ量が増加した場合、Fe-Siの状態図上のγ／α境界線が、高Ｓｉ側にシフトし、浸珪処理が施された場合に、フェライト相に変態した部分と、オーステナイト相のままの部分のＳｉ濃度ギャップが増大する。高温時に、Ｓｉ濃度ギャップが増大すると、冷却時にγ／αの相変態が生じて膨張しようとする中央層と、もはや変態をしない表層のフェライト相との間に内部応力が発生すると考えられる。
また、Ｍｎ添加の効果は、Ｍｎがオーステナイト相を安定化させる元素であるため、Ｍｎ量が増加した場合、γ／αの相変態点が低温側にシフトする。そのため、冷却時に発生する内部応力がさらに増加すると考えられる。
さらに、板厚中央層は微細な混合組織であり、かつ圧縮応力がかかった状態となっているため、磁化し難いのに対し、表層は粗大なフェライト結晶粒であり、かつ引張応力がかかった状態であるため、磁化しやすい傾向にある。
従って、このような鋼板を板の面内方向に向かって磁化したとき、その磁束は表層に集中するため、結果として鋼板の渦電流損を低下させると考えられる。
なお、上記した試料のように大きな内部応力を有するものであれば、外部応力がかかっても鉄損値が上昇しないことも分かった。
すなわち、外部応力ゼロの状態でも、当該試料のように70〜160MPa程度の内部応力が発生していれば、外部から数十MPa程度の圧縮応力が加えられたとしても、表層の引張状態は維持される。これに対し、板厚中心部では、圧縮応力が更に増えることになるが、元より磁化され難い部分であり影響はごくわずかである。
その結果、表層に磁束が集中しやすい状況に変化はなく、当該試料の渦電流損の低減化効果は失われないものと考えている。
また、前述したとおり、高温で長時間焼鈍をし、鋼板のＳｉ濃度分布を緩和したり、内部応力を緩和したりした場合、上記した渦電流損の低減化効果と外部圧縮応力に対する鉄損劣化防止効果が減少し、同じＳｉ濃度を有する電磁鋼板に対する優位性が失われる。
従って、浸珪処理からの拡散時間を含めて磁芯完成までに施される熱処理の時間も考慮することが好ましいことが分かった。
本発明は上記知見に立脚するものである。
すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
１．Ｓｉ：1.0 質量％以下、Ｃ：0.02〜0.16質量％、Ｍｎ：0.3〜2.0質量％、Ｐ：0.03質量％以下およびＳ：0.01質量％以下を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物の組成であり、パーライト相、ベイナイト相およびマルテンサイト相のうちいずれか１種また２種以上を含むフェライト混合組織である板厚中央層と、Ｓｉ：３〜５質量％、Ｃ：0.02〜0.16質量％、Ｍｎ：0.3〜2.0質量％、Ｐ：0.03質量％以下およびＳ：0.01質量％以下を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物の組成であり、フェライト単相である表層とからなるクラッド型の低炭素鋼板であって、該表層が内部応力として70〜160MPaの面内引張応力を有することを特徴とする低炭素鋼板。
２．前記表層の合計厚みが、全板厚の30〜60％であることを特徴とする前記１に記載の低炭素鋼板。
３．前記低炭素鋼板の板厚が、0.05〜0.35mmであることを特徴とする前記１または２に記載の低炭素鋼板。
４．前記低炭素鋼板の板厚中央層および表層が、さらに、Ａｌ：0.002〜0.6質量％、Ｃｒ：0.01〜1.5質量％、Ｖ：0.0005〜0.1質量％、Ｔｉ：0.0005〜0.1質量％、Ｎｂ：0.0005〜0.1質量％、Ｚｒ：0.0005〜0.1質量％、Ｂ：0.0005〜0.01質量％およびＮ：0.002〜0.01質量％の内から選んだ１種または２種以上の元素を含むことを特徴とする前記１〜３いずれかに記載の低炭素鋼板。
５．Ｓｉ：1.0％質量以下、Ｃ：0.02〜0.16質量％、Ｍｎ：0.3〜2.0質量％、Ｐ：0.03質量％以下およびＳ：0.01質量％以下を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼板を加熱し、1050〜1250℃のオーステナイト域において、Ｓｉ系のガスと反応させることにより、該鋼板の表層にＳｉ含有量:３〜５質量％のフェライト相を形成したのち、鋼中Ｓｉが均一化する前に冷却することを特徴とする低炭素鋼板の製造方法。
６．前記Ｓｉ系のガスは、四塩化珪素、トリクロロシラン、ジクロロシラン、モノシラン、ジシランの内から選んだ１種または２種以上のガスであることを特徴とする前記５に記載の低炭素鋼板の製造方法。
７．前記鋼板が、さらに、Ａｌ：0.002〜0.6質量％、Ｃｒ：0.01〜1.5質量％、Ｖ：0.0005〜0.1質量％、Ｔｉ：0.0005〜0.1質量％、Ｎｂ：0.0005〜0.1質量％、Ｚｒ：0.0005〜0.1質量％、Ｂ：0.0005〜0.01質量％およびＮ：0.002〜0.01質量％の内から選んだ１種または２種以上の元素を含有することを特徴とする前記５または６に記載の低炭素鋼板の製造方法。
本発明によれば、高周波特性に優れ、さらに、外部応力による鉄損劣化の少ない低炭素鋼板をその製造方法と共に得ることができるので、加工性に優れた鉄芯材を提供することができる。
本発明の低炭素鋼の組織を示す模式図である。 低炭素鋼の浸珪処理方法別の鉄損値を比較して示すグラフである。 鋼板成分組成別の浸珪処理後の鋼板断面組織写真である。 鋼板成分組成別の浸珪処理後の鉄損値を比較して示すグラフである。 本発明における内部応力（面内引張応力）の測定方法を示す図である。 内部応力（面内引張応力）と渦電流損の関係を示す図である。 本発明に用いて好適な浸珪炉の模式図である。
以下、本発明を具体的に説明する。
まず、鋼板の構造、成分組成等の限定理由について述べる。なお、鋼板成分における％表示は、特に断らない限り質量％を表す。
本発明では、前述したとおり、比抵抗を高めた表層にさらに引張応力を付加することが重要である。
そのために、高温でオーステナイト相（以下、γ相という）となっている鋼板に対して浸珪処理を施して、表層のＳｉ量を増加させて比抵抗を上げ、さらに表層のみをフェライト相（以下、α相という）に変態させてから、鋼中Ｓｉが均一化する前に冷却することが必要である。
上記の冷却によって、図１に示したような、パーライト相、ベイナイト相およびマルテンサイト相のうちいずれか１種また２種以上を含むフェライト混合組織からなる板厚中央層と、Ｓｉ濃度の高いフェライト単相組織からなる鋼板上下面の２層の表層を有する、いわゆる「クラッド型」の３層構造の鋼板となる。これら各表層と板厚中央層との間には、Ｓｉ濃度に大差があるため、前述したように、Ｓｉ濃度ギャップによる内部応力が発生し、表層には引張応力が付加される。
ここに、表層のＳｉ量を３％以上とすると、磁歪が正の大きな値を取るため、上記のような引張応力が働いた場合、磁気弾性効果により磁化されやすくなる。その結果、鋼板を磁化する際に、表層への磁束集中が促進され、渦電流低減効果が大きくなる。
しかし、表層Ｓｉ量が５％を超えると、逆に磁歪が小さくなって、引張応力による磁気弾性効果が小さくなり、また表面が硬くなって加工性の低下を招くため、表層のＳｉ量は３〜５％とした。
一方、板厚中央層のＳｉ量の平均値が1.0 ％を超えると、上記した表層とのＳｉ濃度差が少なくなって、鋼板の内部応力が減少するため、渦電流損の低減効果が薄れてしまう。そのため、板厚中央層のＳｉ濃度は1.0 ％以下とした。なお、下限値は特に制限はされないが、製鋼の際に鋼中酸素を除去するために、Ｓｉ濃度は0.1％程度とするのが好ましい。
なお、本発明において、鋼中Ｓｉが均一化する前とは、浸珪により増加した表層のＳｉが、十分な拡散により内部まで浸透して、表層および中央層のＳｉ濃度が均一になる前という意味である。
従って、表層部分にも、板厚中央層部分にも板厚深さ（中心）方向に向かって、Ｓｉ濃度勾配が存在するが、この勾配は極めて微小であり、ほとんど無視することができる。従って、本発明における表層Ｓｉ濃度（量）とは、表層部分の平均Ｓｉ濃度（量）のことを意味する。また、上記表層に点状または線状の炭化物が存在することがあるが、この場合も特に問題はなく、実質的にフェライト単相としてよい。
上記した表層の引張応力は、70〜160MPaの面内引張応力とする必要がある。というのは、表層の引張応力が70MPaに満たないと渦電流損の低減効果が薄れてしまう、という問題があり、一方、160MPaを越えると履歴損が増大しすぎて渦電流損の低減効果を相殺してしまう、といった問題が生じる。従って、本発明では、表層の引張応力を70〜160MPaに限定した。
また、前記した表層の厚みは、２層合計で、鋼板の全厚みに対して30〜60％程度とすることが望ましい。というのは、鋼板の全厚みに対し30％に満たないと、履歴損が大きくなるからである。一方、60％を超えると、渦電流損の低減化効果が薄れ結果的に鉄損が増加してしまうからである。
なお、上記した表層は、厚み、成分組成等、上下面の２層各々で、必ずしも同じである必要はないが、同じ程度とすることが望ましい。
さらに、本発明に用いる鋼板の厚みは、0.05〜0.35mm程度が望ましい。というのは、鋼板の厚みが0.05mmに満たないと、生産効率が低下し、製造コストが増加する。一方、0.35mmを超えると渦電流損が増大し、高周波用の磁芯材料として適さなくなるからである。
以下、鋼板の表層および板厚中央層の成分の限定理由について説明する。なお、以下に示す鋼板成分の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。
成分中、Ｓｉについては、上述したとおり表層は３〜５％、板厚中央層は1.0％以下にする必要があるが、その他の成分については、表層および板厚中央層の両層に共通する。
Ｃ：0.02〜0.16％、
Ｃは、鋼材の内部応力を高め、十分な渦電流損低減効果を得るために必要な元素であり、少なくとも 0.02％の含有を必要とする。一方 0.16％を超えると表層と板厚中央層の界面で割れが生じやすくなる。そのため、Ｃは 0.02〜0.16％の範囲に限定した。
Ｍｎ：0.3〜2.0％
Ｍｎは、十分な渦電流損低減効果を得るために必要な元素であり、少なくとも 0.3％の含有を必要とする。一方2.0％を超えると、室温まで冷却した後も鋼板の板厚中央層にγ相が残留しやすくなり、鋼板の表層との内部応力が低下してしまう。そのために、Ｍｎは0.3〜2.0％の範囲に限定した。
Ｐ：0.03％以下
Ｐは、脆化元素であり、鋼板の表層と板厚中央層の界面で割れが生じやすくなるため、極力低減化することが望ましいが、0.03％までは許容できる。
Ｓ：0.01％以下
Ｓは、熱間脆性の原因となる元素であり、濃度が増すと生産性が低下するため、極力低減化することが望ましいが、0.01％までは許容できる。
以上、鋼板の基本成分について説明したが、本発明では、その他にも、表層および板厚中央層の両層に共通して、以下に述べる元素の内から選んだ１種または２種以上を含有することができる。
Ａｌ：0.002〜0.6％
Ａｌの添加は、固有抵抗を高めるので、渦電流損低減に有効な元素である。下限未満では添加効果に乏しく、一方上限を超えると浸珪前に高温でα相が存在するため本発明が提示するクラッド型鋼板の作製ができなくなる。
Ｃｒ：0.01〜1.5％
Ｃｒの添加は、固有抵抗を高めるので、渦電流損低減に有効な元素である。下限未満では添加効果に乏しく、一方上限を超えると粒内及び粒界に析出した炭化物が起点となり脆性破壊しやすくなる。
Ｖ：0.0005〜0.1％、Ｔｉ：0.0005〜0.1％、Ｎｂ：0.0005〜0.1％、Ｚｒ：0.0005〜0.1％
Ｖ、Ｔｉ、ＮｂおよびＺｒの添加は、板厚中央部で炭化物、窒化物を形成することで透磁率を下げ、表層への磁束集中効果を高めるため、渦電流損低減にそれぞれ有効である。それぞれ下限未満では添加効果に乏しく、一方上限を超えると粒内及び粒界に析出した炭化物、窒化物が起点となり脆性破壊しやすくなる。
Ｂ：0.0005〜0.01％、Ｎ：0.002〜0.01％
ＢおよびＮの添加は、浸珪処理後の冷却過程で板厚中央層の焼入れ性を高めるため、その部分の透磁率が低下し、表層への磁束集中効果を高めるため、渦電流損低減にそれぞれ有効である。それぞれ下限未満では添加効果に乏しく、一方上限を超えると脆化しやすくなる。
次に、本発明の低炭素鋼板の好適な製造方法について説明する。
浸珪処理を施す前の低炭素鋼板の製造方法について、特に制限はなく、従来公知の方法いずれもが好適に使用することができる。例えば、前記した鋼板の板厚中央層の成分組成になるスラブを、加熱後、熱間圧延を施し、冷間圧延または１回もしくは２回以上の中間焼鈍を挟む冷間圧延を繰り返して所定の板厚の鋼板とすれば良い。また、必要に応じ仕上げ焼鈍を施してもよい。
上記のようにして得た鋼板に対し、浸珪処理を施して表層のＳｉ濃度を増加させるが、鋼板の表層にＳｉ含有量:３〜５％のフェライト相を形成したのち、鋼中Ｓｉが均一化する前に冷却することにより、本発明の低炭素鋼板が作製できる。
ここに、Ｓｉを浸透（浸珪）させる方法としては、気相浸珪法、液相浸珪法、固相浸珪法等が挙げられる。また、その際に使用するＳｉ系のガスは、特に限定はないが、シランガス、例えば、四塩化珪素、トリクロロシラン、ジクロロシラン、モノシラン、ジシランの内から選んだ１種または２種以上のガスであることが望ましい。
以下に、気相浸珪法によってＳｉを浸透させる方法について説明する。
気相浸珪法の場合、Ｓｉ系の反応ガスを十分に供給し、浸珪の開始から終了、さらに冷却されるまでの温度履歴(炉内各ゾーンの温度と鋼板の滞留時間)が決まれば、板厚とＳｉ添加量（浸珪量）に対応して、板厚方向のＳｉ濃度分布は、ほぼ一義的に決まる。
本発明に用いられる浸珪炉は、従来公知のものがいずれも好適に使用できるが、例えば、図７に示すような構造の設備が挙げられる。
本発明において、Ｓｉ濃度：１％以下の低炭素鋼板に対し浸珪処理を施すときは、次式を満たす条件で浸珪処理を実施することが、特に、高周波鉄損が大幅に低減化するＳｉ濃度分布を得る上で好ましい。
式１：1.3×10-4≦(Σtk×exp(-25000/Tk))/(d2×[mass％Si]add)≦2.2×10-4
ここで、Tkは、浸珪処理の開始後に鋼板が通過する炉内各ゾーンの温度、tkは各ゾーンでの鋼板の滞留時間、dは板厚(mm)、[mass％Si]addは浸珪処理の際に鋼板に添加したＳｉ量（板厚方向のＳｉ平均濃度の増加量）を表す。
なお、本発明では、炉内温度が変化する場合、Σtk×exp(-25000/Tk)の値が同じとなるような、一定温度および一定時間で熱処理したものとみなすことができる。例えば、1200℃から700℃までを５分間で冷却する場合、Σtk×exp(-25000/Tk)≒1.9×10-6であり、1200℃一定とした場合は、tkの値が45秒となる。従って、上記冷却は、1200℃で45秒間の熱処理を受けたものと同じであるとみなすことができる。
また、上記の式の値の下限値が1.3×10-4より小さい場合でも、歪取り焼鈍などの後工程を比較的高い温度で行うことで、Ｓｉ濃度分布を適正にすることは可能である。しかし、1.3×10-4より小さいと、実際は表層のＳｉ濃度が高くなりすぎ、その結果、浸珪処理の際に鋼板の変形を生じたり、その後の加工の際に、せん断部に割れや欠け発生しやすくなるため、上記の値を満足することが望ましい。
一方、上記の式の上限値が2.2×10-4より大きい場合では、内部応力が緩和されて、渦電流低減効果が低下するため、上記の値を満足することが望ましい。
なお、連続ラインで浸珪処理を行う場合、700℃以下のときは、鋼板のＳｉ濃度が現実的な時間で変化しないので、式１の計算は700℃までとしてもよい。
本発明における浸珪処理温度は、1050〜1250℃とする。というのは、1050℃に満たないと冷却した際の内部応力が十分に発生しないおそれがあり、一方1250℃を超えると、浸珪処理中にＳｉ濃度の高い表層が半溶融状態となり、鋼板が破断するおそれがあるからである。
浸珪処理を施した低炭素鋼板は、絶縁被膜を塗布された後、乾燥・焼付け工程を通る。
上記した工程を通る際、600℃未満で熱処理されるのであれば、鋼板の応力緩和は起こらず、高周波鉄損は上昇しない。しかしながら、600℃以上で熱処理される場合は、時間とともに内部応力が緩和していくために、その高周波鉄損は上昇することとなる。
そこで、600〜800℃の範囲で、熱処理を行う場合の最適な熱履歴を調査した。その結果、次式を満足している条件であれば、同じ板厚で、同じＳｉ濃度の均一材よりも低鉄損であることが確認された。そのため、600〜800℃の範囲で熱処理を行う場合は、式２を満足する熱履歴としておくことが好ましい。
式２：(Σt´k×exp(-25000/T´k))/(d2×[mass％Si]add)≦0.2×10-4
ここで、T´kは、浸珪処理後に鋼板が通過する各熱処理工程の温度、t´kは各熱処理工程での鋼板の滞留時間、dは板厚(mm)、[mass％Si]addは浸珪処理の際に鋼板に添加したＳｉ量（板厚方向のＳｉ平均濃度の増加量）を表す。
また上記の式１の場合と同様に、炉内温度が変化する場合は、Σtk×exp(-25000/Tk)の値が同じとなるような、一定温度および一定時間で熱処理したものとみなすことができる。
浸珪処理を施された低炭素鋼板は、スリット、せん断、プレス等の様々な加工工程を経て鉄芯として組み立てられるが、その際、歪取り焼鈍を施される場合がある。この場合にも600℃以上の焼鈍で内部応力が緩和するため、上述した式２を満たすように、歪取り焼鈍温度および時間を定めることが好ましい。
また、絶縁被膜の乾燥・焼付けを400℃以上でおこない、加工後に歪取り焼鈍を施す場合には、被膜の熱処理工程と歪取り焼鈍工程とを合計して、式２を満たすように温度および時間を設定することが好ましい。
<実施例１>
表２に示す成分組成になる試料を圧延して、板厚：0.2mmとした後、1200℃に加熱し、SiCl4＋N2雰囲気で３％Ｓｉ相当の浸珪処理およびＳｉ拡散処理をあわせて３分間行った後、室温まで10℃/minで冷却した。
これら試料の高周波鉄損を、エプスタイン試験法（JIS C 2550）により測定した。結果を、表層および板厚中央層のＳｉ濃度と共に、表３に示す。
同表に示したように、本発明に従い得られた発明例（No.３〜５および７）はいずれも、３％Ｓｉ電磁鋼板より低い鉄損が得られることが分かる。
<実施例２>
表２にNo.２〜５として示した試料に対して、磁化する方向と平行に±50MPaの圧縮応力を付与して鉄損の変化を調査した。これらの高周波鉄損は、エプスタイン試験法（JIS C 2550）により測定した。
得られた結果を表４に示す。
同表に示したように、従来の３％Ｓｉ電磁鋼板は、外部圧縮応力により２倍以上の大幅な鉄損上昇を示したのに対し、本発明に従う鋼板（試料No.３〜５）は、わずかな上昇（最大でも14W/kgの鉄損）に止まっている。また、本発明に従う鋼板は、外部引張応力を受けた場合にも鉄損は十分に低く、最大でも12W/kgに止まっていることが分かる。
本発明では、高周波特性に優れ、さらに外部応力による鉄損劣化の少ない低炭素鋼板を得ることができる。その結果、鉄損の少ない高周波用の鉄心を得ることができ、もって、エネルギー効率の高い変圧器やその他の電気機器の作製が可能となる。

Claims (7)

  1. Ｓｉ：1.0 質量％以下、Ｃ：0.02〜0.16質量％、Ｍｎ：0.3〜2.0質量％、Ｐ：0.03質量％以下およびＳ：0.01質量％以下を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物の組成であり、パーライト相、ベイナイト相およびマルテンサイト相のうちいずれか１種また２種以上を含むフェライト混合組織である板厚中央層と、Ｓｉ：３〜５質量％、Ｃ：0.02〜0.16質量％、Ｍｎ：0.3〜2.0質量％、Ｐ：0.03質量％以下およびＳ：0.01質量％以下を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物の組成であり、フェライト単相である表層とからなるクラッド型の低炭素鋼板であって、該表層が内部応力として70〜160MPaの面内引張応力を有することを特徴とする低炭素鋼板。
  2. 前記表層の合計厚みが、全板厚の30〜60％であることを特徴とする請求項１に記載の低炭素鋼板。
  3. 前記低炭素鋼板の板厚が、0.05〜0.35mmであることを特徴とする請求項１または２に記載の低炭素鋼板。
  4. 前記低炭素鋼板の板厚中央層および表層が、さらにＡｌ：0.002〜0.6質量％、Ｃｒ：0.01〜1.5質量％、Ｖ：0.0005〜0.1質量％、Ｔｉ：0.0005〜0.1質量％、Ｎｂ：0.0005〜0.1質量％、Ｚｒ：0.0005〜0.1質量％、Ｂ：0.0005〜0.01質量％およびＮ：0.002〜0.01質量％の内から選んだ１種または２種以上の元素を含むことを特徴とする請求項１〜３いずれかに記載の低炭素鋼板。
  5. Ｓｉ：1.0％質量以下、Ｃ：0.02〜0.16質量％、Ｍｎ：0.3〜2.0質量％、Ｐ：0.03質量％以下およびＳ：0.01質量％以下を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼板を加熱し、1050〜1250℃のオーステナイト域において、Ｓｉ系のガスと反応させることにより、該鋼板の表層にＳｉ含有量:３〜５質量％のフェライト相を形成したのち、鋼中Ｓｉが均一化する前に冷却することを特徴とする低炭素鋼板の製造方法。
  6. 前記Ｓｉ系のガスは、四塩化珪素、トリクロロシラン、ジクロロシラン、モノシラン、ジシランの内から選んだ１種または２種以上のガスであることを特徴とする請求項５に記載の低炭素鋼板の製造方法。
  7. 前記鋼板が、さらに、Ａｌ：0.002〜0.6質量％、Ｃｒ：0.01〜1.5質量％、Ｖ：0.0005〜0.1質量％、Ｔｉ：0.0005〜0.1質量％、Ｎｂ：0.0005〜0.1質量％、Ｚｒ：0.0005〜0.1質量％、Ｂ：0.0005〜0.01質量％およびＮ：0.002〜0.01質量％の内から選んだ１種または２種以上の元素を含有することを特徴とする請求項５または６に記載の低炭素鋼板の製造方法。
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