JPWO2016148010A1 - 無方向性電磁鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
Description
本願は、2015年3月17日に、日本に出願された特願2015−053095号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
0.50≦Al/(Si+Al+0.5×Mn)≦0.83 (1)
1.28≦Si+Al/2+Mn/4+5×P≦3.90 (2)
4.0≦Si+Al+0.5×Mn≦7.0 (3)
0.50≦I{100}/I{111}≦1.40 (4)
0.50≦Al/(Si+Al+0.5×Mn)≦0.83 (5)
1.28≦Si+Al/2+Mn/4+5×P≦3.90 (6)
4.0≦Si+Al+0.5×Mn≦7.0 (7)
R=Si+Al/2+Mn/4+5×P (8)
以下、一実施形態に係る無方向性電磁鋼板における各構成について説明する。
まず、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板の化学組成について述べる。以下において、各化学元素の含有量(%)は質量%で示されている。
Siは、鋼板の比抵抗を増加させて鋼板の鉄損を低減する。そのため、Si含有量が0.50%以上であることが必要である。また、Si含有量は、1.00%以上であると好ましく、1.20%以上であるとより好ましい。一方で、Si含有量が過剰であると冷間圧延時に鋼板が破断する恐れがある。また、本実施形態においては、後述のように、Si含有量を可能な限り低減してAl含有量を増加させている。さらには、Siは、鋼板のすべり系の活動を妨げるため、変形が生じた際に変形双晶の発達を促進する。この変形双晶は、磁壁の移動を妨げるので、打ち抜き後に変形双晶が多いと、ヒステリシス損が増加する。これらの観点から、Si含有量は、2.70%以下であることが必要である。また、Si含有量は、2.50%以下であると好ましく、2.00%以下であるとより好ましい。したがって、本実施形態の無方向性電磁鋼板のSi含有量は、0.50%〜2.70%である。
Mnは、Sと結合してMnSになるため、Sによって鋼が脆化するのを防止する。そのため、Mn含有量は、0.10%以上であることが必要である。また、Mnは、Si、Alと同様に比抵抗を増加させて鋼板の鉄損を低減する。Mn含有量とSi含有量とが異なる同一比抵抗の2つの鋼を比較すると、Mn含有量が高い鋼の硬度は、Si含有量が高い鋼板の硬度よりも低い。よって、Mn含有量が高い鋼は、Si含有量が高い鋼と比べて冷間圧延時に破断が生じにくい。そのため、Mn含有量は、0.50%以上であると好ましく、1.00%以上であるとより好ましい。しかしながら、Mn含有量が過剰であると合金コストが増加する。この観点から、Mn含有量は、3.00%以下であることが必要である。また、Mn含有量は、2.50%以下であると好ましく、2.00%以下であるとより好ましい。したがって、本実施形態の無方向性電磁鋼板のMn含有量は、0.10%〜3.00%である
Alは、SiおよびMnと同様に比抵抗を増加させて鋼板の鉄損を低減する。そして、Alが単位質量当たりの比抵抗の増加に及ぼす効果は、Siとほぼ同等であるが、Alが単位質量当たりの硬度上昇に及ぼす効果は、Siの約1/3〜1/2である。よって、Alの含有量を増やすことによって高い生産性と高い比抵抗との両方を達成することができるため、Alは、本実施形態において重要な元素である。そのため、Al含有量は、1.00%以上であることが必要である。また、Al含有量は、1.50%以上であると好ましく、1.60%以上であるとより好ましい。一方で、Al含有量が過剰であると、飽和磁束密度が減少し、同一励磁条件における磁束密度も低下する。この観点から、Al含有量は、2.70%以下であることが必要である。また、Al含有量は、2.50%以下であると好ましく、2.40%以下であるとより好ましい。したがって、本実施形態の無方向性電磁鋼板のAl含有量は、1.00%〜2.70%である。
Pは、無方向性電磁鋼板の集合組織を改善し、磁化を容易にする。また、Pは、打ち抜き時の加工性を改善する。そのため、P含有量は、0.050%以上であることが必要である。また、P含有量は、0.055%以上であると好ましく、0.060%以上であるとより好ましい。しかしながら、Si含有量とMn含有量とAl含有量との総量が大きく、比抵抗が高い無方向性電磁鋼板では、P含有量が0.100%を超えると、冷間圧延時に破断を生じる可能性がある。この観点から、P含有量は0.100%以下であることが必要である。また、P含有量は、0.090%以下であると好ましく、0.080%以下であるとより好ましい。したがって、本実施形態の無方向性電磁鋼板のP含有量は、0.050%〜0.100%である。
残部はFeおよび不純物である。
本実施形態では、鋼板の比抵抗の変化量は、(Si+Al+0.5×Mn)の値にほぼ比例し、Al/(Si+Al+0.5×Mn)は、3つの化学元素(Si、Al、Mn)が比抵抗に及ぼす効果に占めるAlが比抵抗に及ぼす効果の比率を示す。(Si+Al+0.5×Mn)の値を維持したままAl/(Si+Al+0.5×Mn)の値が増加すると、鋼板の比抵抗は同等のまま冷間圧延の負荷を減らしたり冷間圧延時の鋼板の破断を防止したりすることができる。そのため、本実施形態では、Al/(Si+Al+0.5×Mn)は、0.50以上、すなわち、下記式(10)によって示される範囲である。この範囲では、Si含有量とAl含有量との総量に対するAl含有量の比率の増加に伴うヒステリシス損の増加によって、従来法においては鉄損が増加していた。一方で、本実施形態では、P含有量の範囲と集合組織とを制御することにより下記式(10)によって示される範囲内でも鉄損を維持もしくは低下させることができる。また、本実施形態では、Si含有量、Al含有量及びMn含有量が上述の範囲内であることが必要であるため、Al/(Si+Al+0.5×Mn)は、0.83以下、すなわち、下記式(11)によって示される範囲である。したがって、本実施形態では、Al/(Si+Al+0.5×Mn)は、下記式(12)を満足する。また、Al/(Si+Al+0.5×Mn)は、0.51以上であってもよく、0.80以下であってもよい。なお、以下では、下記式(13)で示されるように、Al/(Si+Al+0.5×Mn)をXと表現することもある。
Al/(Si+Al+0.5×Mn)≦0.83 (11)
0.50≦Al/(Si+Al+0.5×Mn)≦0.83 (12)
X=Al/(Si+Al+0.5×Mn) (13)
ここで、式中の各元素記号は鋼中の各元素の含有量(質量%)を示す。
Si、Al、Mn、およびPは、固溶強化能が高く、鋼板がこれら化学元素を過剰に含有すると冷間圧延中に鋼板が破断する恐れがある。そこで、下記式(14)に示すように、Si、Al、Mn、およびPの固溶強化能を表す指標として、固溶強化パラメータRを定義し、本実施形態では、この固溶強化パラメータRを3.90以下とする。また、本実施形態では、Si含有量、Al含有量、Mn含有量、およびP含有量が上述した範囲内であることが必要であるため、固溶強化パラメータRは、1.28以上である。したがって、固溶強化パラメータRは、下記式(15)に示すように、1.28〜3.90である。また、固溶強化パラメータRは、1.50以上もしくは2.00以上であってもよく、3.80以下であってもよい。
1.28≦R≦3.90 (15)
ここで、式中の各元素記号は鋼中の各元素の含有量(質量%)を示す。
室温における比抵抗は、主にSi含有量、Al含有量、およびMn含有量によって定まる。高周波において低鉄損を確保する観点から、室温における比抵抗は60.0×10−8Ω・m以上であることが必要である。また、室温における比抵抗は、65.0×10−8Ω・m以上とすると好ましい。室温における比抵抗は、85.0×10−8Ω・m以下もしくは70.0×10−8Ω・m以下であってもよい。
なお、室温における比抵抗は公知の四端子法により測定する。鋼板のエッジから10cm以上離れた位置から少なくとも1つ試料を採取し、この試料から絶縁コーティングを除去してから比抵抗を測定する。絶縁コーティングの除去には、例えば20%の水酸化ナトリウム水溶液などのようなアルカリ水溶液を用いればよい。
4.0≦Si+Al+0.5×Mn≦7.0 (16)
E=Si+Al+0.5×Mn (17)
ここで、式中の各元素記号は鋼中の各元素の含有量(質量%)を示す。
無方向性電磁鋼板の平均結晶粒径(結晶粒の平均直径)は、30μm〜200μmの範囲内であることが好ましい。平均結晶粒径が30μm以上であると、個々の再結晶粒の磁気特性が高いため、磁束密度及び鉄損が改善する。また、平均結晶粒径が200μm以下であると、渦電流損が減少し、さらに鉄損が低減する。
本実施形態に係る無方向性電磁鋼板は、下記式(18)に示すように、{111}面の強度I{111}に対する{100}面の強度I{100}の比率(I{100}/I{111})が0.50〜1.40である集合組織を有する。図2に示すように、I{100}/I{111}が0.50未満であると、望ましい磁気特性が得られず、鉄損が増加する。一方、I{100}/I{111}が1.40を超えると、打ち抜き時に変形双晶が生じる結晶粒が著しく増加する。この変形双晶は、磁壁の移動を妨害するため、図2に示すように鉄損が劣化する。試料は、鋼板のエッジから10cm以上離れた位置から3つ採取する。これら試料の横断面(厚さ方向に垂直な断面)に対してエックス線回折法(反射法)を適用する。なお、測定する板厚位置(横断面の厚さ方向における位置)は、表面近傍(鋼板の表面から板厚の1/10の距離だけ離れた個所)及び板厚中心(鋼板の表面から板厚の1/2の距離だけ離れた個所)である。これら表面近傍と板厚中心との両方に対し、エックス線回折装置(エックス線回折法)を用いて反射法により3つの正極点図({200}面、{110}面、{211}面の正極点図)を測定する。これらの正極点図から計算により各板厚位置における結晶方位分布関数(ODF)を得る。その後、表面近傍のODFと板厚中心のODFとを平均化し、I{100}及びI{111}を決定する。
0.50≦I{100}/I{111}≦1.40 (18)
本実施形態では、本質的に高周波において低鉄損を達成することを前提としている。板厚が薄いと高周波において低鉄損を得ることができるため、板厚は0.40mm以下であることが必要である。また、板厚は、好ましくは0.30mm以下、より好ましくは0.20mm以下である。一方、板厚を過度に薄くすると鋼板の平坦度が劣化して鋼板の占積率が極端に低下したり、鉄心の生産性が低下したりする場合がある。そのため、板厚は0.05mm以上であることが必要である。また、板厚は、好ましくは0.10mm以上、より好ましくは0.15mm以上である。
本実施形態に係る無方向性電磁鋼板は、製造コストを低減する観点から下記実施形態に係る無方向性電磁鋼板の製造方法により製造することが好適である。
次に、一実施形態に係る無方向性電磁鋼板の製造方法における各工程について説明する。
熱間圧延工程においては、上述の化学組成を有するスラブに、熱間圧延を施して熱延板とする。
冷間圧延工程においては、上記熱間圧延工程後、熱延板に冷間圧延を施して冷延板とする。
仕上焼鈍工程においては、上記冷間圧延工程後、冷延板に仕上焼鈍を施して無方向性電磁鋼板とする。
本実施形態では、熱間圧延工程と冷間圧延工程との間に熱延板焼鈍工程を行ってもよい。熱延板焼鈍工程では、Al含有量が1.0%以上である鋼板の集合組織にPが与える効果をさらに高めることができ、高い磁束密度と低鉄損とをより安定的に確保できる。また、熱延板焼鈍工程では、熱間圧延時に導入された加工組織中の歪を解放し、熱延板の硬度を低下させる。そのため、熱延板焼鈍により、冷間圧延機への負荷を低減したり冷間圧延時の鋼板への損傷(例えば、リジングの発生)を低減したりできる。したがって、上記熱間圧延工程により得られた熱延板に熱延板焼鈍を施す熱延板焼鈍工程を行うことが好ましい。
下記表1に示す化学組成を有する鋼No.1〜10を真空中で溶解し、鋳造してスラブを得た。このスラブを熱間圧延し2.0mmの板厚を有する熱延板を得た。次に、熱延板焼鈍において、この熱延板を1000℃まで加熱後、熱延板の温度を1000℃で60s保持し、950℃から600℃までの平均冷却速度が下記表2に示す値になるように熱延板を1000℃から室温まで冷却した。熱延板焼鈍後、熱延板を冷間圧延し、0.35mmの板厚を有する冷延板を得た。この冷延板の温度を1050℃で1s保持する仕上焼鈍を冷延板に対して施し、無方向性電磁鋼板(試料No.1〜10)を得た。
上記表1に示した鋼No.1、3、4、5、7、および8を真空中で溶解し、鋳造してスラブを得た。このスラブを熱間圧延し2.0mmの板厚を有する熱延板を得た。次に、熱延板焼鈍において、この熱延板を下記表3に示す焼鈍温度まで加熱後、熱延板の温度をその温度に60s保持し、950℃から600℃までの平均冷却速度が下記表3に示す値になるように熱延板をその保持温度から室温まで冷却した。
上記表1に示した鋼No.6、7、及び8を真空中で溶解し、鋳造してスラブを得た。このスラブを熱間圧延し2.0mmの板厚を有する熱延板を得た。次に、熱延板焼鈍において、この熱延板を1000℃まで加熱後、熱延板の温度を1000℃に60s間保持し、950℃から600℃までの平均冷却速度が1℃/s〜30℃/sになるように熱延板を1000℃から室温まで冷却した。その後、熱延板焼鈍板を冷間圧延して板厚0.35mmの冷延板を得た。引き続き、仕上焼鈍では、冷延板を1050℃まで加熱し、冷延板の温度を1050℃で1s保持した後、冷延板を1050℃から室温まで冷却して、無方向性電磁鋼板(試料No.6−e〜8−f)を得た。試料No.6−f、7−f、8−fでは、表4に示すように、冷延板の温度を1050℃まで加熱する加熱過程において、冷延板の温度を600℃で20s間保持した。
下記表5及び6に示す化学組成を有する鋼No.11〜65を真空中で溶解し、鋳造してスラブを得た。このスラブを熱間圧延し2.0mmの板厚を有する熱延板を得た。次に、熱延板焼鈍において、この熱延板を1000℃まで加熱後、熱延板の温度を1000℃または1050℃で60s保持し、950℃から600℃までの平均冷却速度が下記表7及び8に示す値になるように熱延板を1000℃から室温まで冷却した。この熱延板焼鈍板の平均結晶粒径(冷間圧延直前の鋼板の平均結晶粒径)D[μm]を測定した。平均結晶粒径D[μm]を表7及び8に示す。
Claims (3)
- 質量%で、
C:0%〜0.0050%、
Si:0.50%〜2.70%、
Mn:0.10%〜3.00%、
Al:1.00%〜2.70%、
P:0.050%〜0.100%、
S:0%〜0.0060%、
N:0%〜0.0050%、
Ti:0%〜0.008%、
V:0%〜0.008%、
Nb:0%〜0.008%、
Zr:0%〜0.008%、
を含有し、残部がFeおよび不純物からなる化学組成を有し、
前記化学組成が下記式(1)、下記式(2)及び下記式(3)を満足し、
エックス線回折法により測定した正極点図から表面近傍の結晶方位分布関数と板厚中心の結晶方位分布関数との平均を得て決定される、{100}面の強度I{100}と{111}面の強度I{111}とが下記式(4)を満足し、
室温における比抵抗が60.0×10−8Ω・m以上であり、
板厚が0.05mm〜0.40mmである
ことを特徴とする無方向性電磁鋼板。
0.50≦Al/(Si+Al+0.5×Mn)≦0.83 (1)
1.28≦Si+Al/2+Mn/4+5×P≦3.90 (2)
4.0≦Si+Al+0.5×Mn≦7.0 (3)
0.50≦I{100}/I{111}≦1.40 (4) - 質量%で、
C:0%〜0.0050%、
Si:0.50%〜2.70%、
Mn:0.10%〜3.00%、
Al:1.00%〜2.70%、
P:0.050%〜0.100%、
S:0%〜0.0060%、
N:0%〜0.0050%、
Ti:0%〜0.008%、
V:0%〜0.008%、
Nb:0%〜0.008%、
Zr:0%〜0.008%、
を含有し、残部がFeおよび不純物からなる化学組成を有し、前記化学組成が下記式(5)、下記式(6)及び下記式(7)を満足するスラブに、熱間圧延を施して熱延板を製造する熱間圧延工程と、
前記熱間圧延工程後に、前記熱延板に冷間圧延を施して0.05mm〜0.40mmの板厚を有する冷延板を製造する冷間圧延工程と、
前記冷間圧延工程後に、前記冷延板に仕上焼鈍を施す仕上焼鈍工程と
を有し、
前記冷間圧延工程では、前記冷間圧延の前に前記熱延板の平均結晶粒径D(μm)と下記式(8)で表される固溶強化パラメータRとが下記式(9)を満足し、
前記仕上焼鈍工程で前記冷延板を加熱する過程では、前記冷延板の温度を550℃〜700℃の範囲内の一定温度で10〜300s保つ
ことを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法。
0.50≦Al/(Si+Al+0.5×Mn)≦0.83 (5)
1.28≦Si+Al/2+Mn/4+5×P≦3.90 (6)
4.0≦Si+Al+0.5×Mn≦7.0 (7)
R=Si+Al/2+Mn/4+5×P (8)
- 前記熱間圧延工程と前記冷間圧延工程との間に、前記熱延板に熱延板焼鈍を施す熱延板焼鈍工程をさらに有することを特徴とする請求項2に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
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