TWI461544B - 低碳鋼板及其製造方法 - Google Patents

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Description

低碳鋼板及其製造方法
本發明是有關於一種適合作為電力電子學用的高頻變壓器、電抗器、馬達的鐵芯的低碳鋼板，特別是有關於一種欲謀求提昇高頻特性、及減少由外部應力所引起的鐵損劣化的低碳鋼板。
電磁鋼板的鐵損包含強烈依存於鋼中的析出物或結晶粒徑、集合組織等的遲滯損失(hysteresis loss)，以及強烈依存於板厚、比電阻、磁疇結構等的渦流損失(eddy current loss)。
一般的電磁鋼板藉由極力減少鋼中的雜質來提高結晶粒的成長性，並謀求遲滯損失的減少化。另外，添加0.5質量%～3.5質量%的Si來提高比電阻、或者使板厚薄壁化，藉此謀求渦流損失的減少化。
此處，遲滯損失與頻率成比例，渦流損失與頻率的平方成比例，因此於商用頻率(50/60 Hz)中，遲滯損失在電磁鋼板的鐵損中所佔的比例較大，但若變成數kHz以上的高頻，則相反地，渦流損失所佔的比例變大。
近年來，於電力電子學領域中，開關元件的高頻化不斷發展，因此對於用作變壓器或電抗器、馬達等的鐵芯材料的電磁鋼板，亦強烈期待高頻鐵損的減少。
對於該要求，將電磁鋼板的板厚設定為0.2 mm以下、或者將Si提高至4質量%附近為止，藉此可減少渦流損失。但是，業界亦預計今後於超過10 kHz的高頻下的驅動，從而要求開發一種於先前開發的延長線上不存在的新型材料。
先前，於此種高頻區域的勵磁條件下，使用軟性鐵氧磁體(soft ferrite)、金屬壓粉體、非晶質等材料。但是，鐵氧磁體因磁通密度較低，故鐵心大型化，非晶質雖然為低鐵損，但建立因子(building factor，B.F.)明顯比電磁鋼板差，進而，鋁矽鐵合金粉末(sendust alloy powder)等金屬壓粉體雖然磁致伸縮、鐵損均較低，但價格較高，且與電磁鋼板相比，飽和磁通密度亦較低等，各自具有一長一短。因此，關於電磁鋼板的高頻鐵損的減少，最近亦進行了各種研究。
作為減少電磁鋼板的高頻鐵損的方法，於專利文獻1中，記載有利用滲矽法(Siliconizing Method)的鋼板表面的Si富集方法。
該Si富集技術是如下的製程：例如，如專利文獻2中所記載般，於高溫下使板厚：0.1 mm～0.35 mm的3質量%Si鋼板與四氯化矽氣體反應，而提高鋼中的Si濃度。
另外，如自先前以來眾所周知般，6.5質量%Si鋼板具有3質量%Si鋼板的約2倍的固有電阻，可有效地減少渦流損失，因此作為高頻用材料有利，同時磁致伸縮實質上為零，因此發揮鐵心的低噪音化優異的效果。
於專利文獻2中進而揭示有在滲矽製程中，就縮短擴散時間的觀點而言，即便不使Si濃度於板厚方向變得均一，藉由調整表層Si濃度，亦可獲得充分的磁特性。
於專利文獻3中，關於在板厚方向上具有Si濃度梯度的矽鋼板，為減少高頻鐵損，對板厚方向的Si濃度差(最大一最小)與表層Si濃度及鋼板表背面的Si濃度的差進行了規定。尤其，有主旨為以下的記載，即當表層Si濃度為6.5質量%時，可獲得最低的鐵損。
進而，於專利文獻4中，記載有如下的電磁鋼板，該電磁鋼板是將電磁鋼板以鐵氧磁體相進行滲矽處理，形成表層為高Si濃度，板厚中央部為低Si濃度的電磁鋼板，藉此高頻特性優異。
另外，於專利文獻5中，記載有如下的馬達用矽鋼板，該馬達用矽鋼板是將低碳鋼於沃斯田鐵相較少的900℃～1000℃的溫度域中進行滲矽處理，形成提高了表層的Si濃度的鋼板，藉此加工性較佳且高頻特性優異。
先前技術文獻
專利文獻
專利文獻1：日本專利特公平6-45881號公報
專利文獻2：日本專利特公平5-49744號公報
專利文獻3：日本專利特開2005-240185號公報
專利文獻4：日本專利特開2009-263782號公報
專利文獻5：日本專利特開2000-328226號公報
鐵損如上所述，由遲滯損失與渦流損失的和表示，且已知勵磁頻率變得越高，渦流損失於全部鐵損中所佔的比例越增加。由於材料的比電阻越大，渦流越難以流動，因此於高頻用的磁芯中使用比電阻較大的材料。
通常，於電磁鋼板中，Si濃度變得越高，比電阻越增加，因此作為高頻用磁芯材料，較合適的是包含3質量%以上的Si的材料。
另一方面，存在Si濃度變得越高，鋼變得越硬且越脆的傾向，從而導致冷軋變得困難。另外，若Si濃度變高，則不再產生鋼坯冷卻時的自沃斯田鐵向鐵氧磁體的變態(以下稱為γ/α變態)，鐵氧磁體直接形成粗大的組織，因此易於產生鋼坯破損或表面缺陷。因此，於實際的電磁鋼板製造製程中，將鋼中的Si濃度上限設定為4質量%。
根據專利文獻2，於電磁鋼板中，導磁率最高且磁致伸縮最小的是6.5質量%Si鋼板。但是，為將其用作鐵心，必需實施切口加工、沖孔加工、彎曲加工等二次加工。但是，6.5質量%Si鋼板與通常的電磁鋼板相比較脆且易於破損，因此於如上所述的二次加工中，要求高度的加工技術。另外，6.5質量%Si鋼板的維氏硬度(Vickers hardness)Hv為390左右，若與先前的電磁鋼板的Hv：200左右相比，則非常硬。因此，亦存在衝壓模具容易短壽命化的缺點。尤其，於10 kHz以上的高頻用途中，與遲滯損失相比，渦流損失的比率更增加，因此廣泛地利用即使遲滯損失較差，渦流損失亦較低(固有電阻較高)的廉價的壓粉磁芯等其他材料。
另外，根據專利文獻2，將3質量%Si鋼板壓延至最終板厚為止後，藉由於高溫下吹附四氯化矽的滲矽製程而可製造6.5質量%Si鋼板。
但是，留有如下的問題，即於實際用作磁芯時，必需對滲矽後的6.5質量%Si鋼板進行切口加工、沖孔加工或彎曲加工，此時產生破損或碎片的情況較多。
進而，於專利文獻2中，在其圖13中記載有如下的例子：當Si濃度過於不均勻時，鐵損大幅度增加，另一方面，當將Si濃度的不均勻性抑制至某種程度以下時，可獲得不遜色於Si濃度均勻的鋼板的低鐵損。但是，專利文獻2中並未揭示當Si濃度不均勻時，成為比Si濃度均勻的鋼板更低的鐵損的事例。另外，關於高頻鐵損，未記載任何具體的數值。
於專利文獻3中，作為高頻特性比6.5質量%Si鋼板更優異的材料，記載有於板厚方向上殘留有Si濃度梯度的鋼板。該鋼板即便表層的Si濃度較高，由於板的厚度方向中心部的Si濃度為3質量%左右，因此可認為該鋼板是鋼材整體的平均Si濃度低於上述6.5質量%Si鋼板的低Si的材料。
但是，在此情況下，由於鋼中的Si濃度的下限為3質量%左右，因此不產生γ/α變態。因此，冷卻至室溫時的鋼板組織由將板厚縱斷的粗大鐵氧磁體粒構成，仍然留有進行切口加工或衝壓加工時易於產生破損或碎片的問題。
根據專利文獻4，由於原本是粗大的二次再結晶組織，因此於如磁疇範圍較廣且異常渦流損失較大的方向性電磁鋼板中，藉由對該鋼板的表層賦予拉伸的應力分布，對內部賦予壓縮的應力分布，亦可有效地減少渦流損失。但是，由於將方向性電磁鋼板用於素材，因此若與其他高頻鐵芯材料相比，則成本變高。另外，使用滲矽處理作為賦予應力分布的方法，但於方向性電磁鋼板中，為謀求渦流損失的充分的減少，必需自表層起進行滲矽並滲矽至使平均Si濃度達到4質量%以上為止，且將表層Si濃度提高至5質量%以上為止。
於專利文獻5中，對具有沃斯田鐵相的低碳鋼進行滲矽處理，但若於超過1000℃的溫度域中進行滲矽處理，則於γ/α變態的界面產生破損，因此在900℃～1000℃這一比較低的溫度域中進行滲矽處理。
但是，為減少渦流損失，較佳為於1000℃以上進行滲矽處理，業界期望一種於上述界面中，即使實施1000℃以上的滲矽處理時，亦不產生破損的鋼板材料及鋼板的製造方法。另外，專利文獻5中所記載的鋼材的表層Si濃度為5質量%～6.5質量%而較高，且具有粗大的二次再結晶組織，因此仍然留有進行切口加工或衝壓加工時產生破損或碎片的情況較多的問題。
除此以外，作為高頻用磁芯材料，有對鐵粉進行壓粉成形而成的鐵粉芯或氧化鐵粉的鐵氧磁體芯、以及Fe基非晶質合金。該些材料與6.5質量%Si鋼板相比，比電阻較大，因此具有渦流損失較低的特徵。
但是，鐵氧磁體芯因飽和磁通密度較低，故通常使用時被限定在低輸出且數百kHz以上的高頻用途。另一方面，鐵粉芯、Fe基非晶質合金與電磁鋼板相比，雖然飽和磁通密度略低，但渦流損失較低，因此亦存在與電磁鋼板同樣地用於高輸出的高頻用途的情況。
但是，上述材料均存在若受到壓縮等外部應力，則鐵損顯著增加的問題。
如上所述，於高頻特性優異的磁性材料中，加工性欠佳的材料較多，另外，對外部應力的反應較敏感，尤其若受到壓縮應力，則鐵損顯著增加的材料較多。
另一方面，作為加工性優異的材料，可列舉廣泛用作構造用材料或外部裝飾用材料的低碳鋼板。另外，低碳鋼的磁性不像一般的磁性材料那樣對外部應力較敏感，即便施加壓縮應力，亦不存在鐵損顯著增加的情況。
但是，一般的低碳鋼板的組織是由包含波來鐵相(pearlite phase)、變韌鐵相(bainite phase)及麻田散鐵相(martensite phase)的微細的鐵氧磁體混合組織構成，故其直流磁特性極差。因此，幾乎不存在於遲滯損失成為主體的商用頻率的磁芯中使用低碳鋼板的情況。
但是，若可減少低碳鋼板的渦流損失，並可有效地利用相對於壓縮應力的鐵損上升較少的性質，則可獲得高頻鐵損較低，且相對於外部應力，鐵損劣化亦較少的優異的磁芯材料。
本發明是鑒於上述現狀開發而成的，其目的在於一併提供高頻特性優異，而且由外部應力所引起的鐵損劣化較少的低碳鋼板及其製造方法。
根據專利文獻3，於滲矽製程中，在板厚方向上形成Si濃度梯度，並控制鋼板的表背面的Si濃度差，藉此謀求渦流損失的減少化。
可認為該技術對於低碳鋼亦同樣適用，而可謀求渦流損失的減少化。
但是，在低碳鋼的情況下，由於產生γ/α變態，因此當於高溫的沃斯田鐵相區域中進行滲矽處理時，產生自Si濃度上升的表層變態成鐵氧磁體相的現象。此時，在低Si濃度的沃斯田鐵相與高Si濃度的鐵氧磁體相之間存在Si濃度間隙，因此異相界面上的Si濃度梯度變得不連續。若於殘留有此種Si濃度梯度的狀態下進行冷卻，則如圖1所示，表層的高Si濃度的鐵氧磁體相不進行變態，相對於此，板厚中央層的低Si濃度的沃斯田鐵相成為包含波來鐵相、變韌鐵相及麻田散鐵相的微細的鐵氧磁體混合組織。
即，對低碳鋼進行滲矽處理來賦予Si濃度梯度的技術的構成與不產生γ/α變態的專利文獻3中所記載的技術的構成差別較大。
以下，對完成本發明的實驗進行說明。表1中表示本實驗中所使用的A～D四種低碳鋼的組成。
該表中，對由記號(C)所表示的鋼材實施如下三種處理，製成本實驗中所使用的試樣。
於氮氣中，在1200℃下進行退火(無滲矽)...鋼處理I
於1200℃下滲矽後，使Si充分地均勻擴散(滲矽+長時間擴散)...鋼處理II
合計實施3分鐘的1200℃下的滲矽+Si擴散(滲矽+短時間擴散)...鋼處理III
此處，鋼處理II及III的滲矽處理是以使處理後的試樣平均Si濃度變成3質量%Si的方式進行調整。使用30 mm×100 mm的單板測定框，以直流及交流對該些試樣進行磁化測定，並將磁通密度為0.05 T，頻率為20 kHz的條件下的鐵損分離成遲滯損失與渦流損失進行測定，對結果進行比較。
將試樣No.(C)的結果示於圖2。再者，圖中亦一併表示相同板厚的電磁鋼板(3質量%Si鋼板與6.5質量%Si鋼板)的鐵損值。
相對於鋼處理I的試樣，鋼處理II的試樣因由Si增加所引起的比電阻增大而導致渦流損失下降，另外，於Si均勻化過程中，板厚整體進行γ/α變態，形成粗大的鐵氧磁體組織，藉此遲滯損失亦下降。
另外，鋼處理II的試樣的鐵損(表示遲滯損失+渦流損失，以下，關於本發明均相同)若與相同Si濃度的電磁鋼板(3質量%Si)的鐵損相比，則為較大的值。其原因可認為如下：即便是相同的3質量%Si的鐵氧磁體粗大組織，於電磁鋼板的情況下C量未滿50ppm，相對於此，於低碳鋼的情況下包含500ppm以上的C量，因此遲滯損失增大。
相對於此，令人吃驚的是鋼處理III的試樣的鐵損不僅顯示出比3質量%Si的電磁鋼板更低的鐵損，而且顯示出比6.5質量%Si的電磁鋼板更低的鐵損，尤其可看到渦流損失的減少化。
雖然曾預測藉由對板厚方向賦予Si濃度梯度，可使磁通集中於表層，而謀求渦流損失的減少化，但亦停留在如下的推斷，即該情況下的效果的程度是與在相同滲矽量的試樣中使Si濃度均勻化的情況相比，可謀求2成~3成的渦流損失的減少化。即，本實驗的結果為超過5成左右的渦流損失的減少化效果，大大超出預測。
其次，為更詳細地調查該現象，使用表1中所示的四種材料，於上述鋼處理III的條件下進行滲矽等，製成試樣。利用縱剖面對該些試樣進行組織觀察，並與上述實驗同樣地測定鐵損。將其結果示於圖3(a)~圖3(d)及圖4。
於圖3(a)~圖3(d)中，分別表示對試樣No.(A)~No.(D)實施鋼處理III後的試樣的剖面組織照片。
圖3(a)雖然可於表層與板厚中央層看到邊界，但均成為鐵氧磁體單相的粗大粒組織。相對於此，圖3(b)及圖3(c)可看到於在板厚中央層以生成沃斯田鐵相的溫度對低碳鋼進行退火後，進行空氣冷卻時所見到的包含變韌-鐵組織、波來鐵組織、麻田散鐵組織的鐵氧磁體混合組織，而成為明顯與表層的鐵氧磁體單相組織不同的組織。圖3(d)成為於板厚中央層包含少量的鐵氧磁體組織的麻田散鐵組織。
根據圖4可知，於實施了鋼處理III的所有鋼材中，未必可獲得超過6.5質量%Si的電磁鋼板的低鐵損。
因此，對各試樣的成分進行確認的結果，可知於包含200ppm以上的C量，且包含0.3質量%以上的Mn的情況下，顯著地表現出渦流損失的減少化效果，同時，可獲得超過6.5質量%Si的電磁鋼板的低鐵損。
另外，試樣D雖然顯示出比通常的電磁鋼板(3質量%Si)更低的鐵損，但其優勢若與試樣B、C相比，則存在下降的傾向。
繼而，觀察藉由化學研磨自試樣的表面一側至板厚中心為止進行去除時的板翹曲。其結果，翹曲使板厚中心側凸起。藉此，可知於藉由研磨的去除之前，在表層已產生拉伸的應力，且在中心已產生壓縮的應力。
此處，於本發明中，內部應力的定義如下：如圖5所示，若將原來的板厚設定為d(mm)，將上述板翹曲時的曲率半徑設定為r(mm)，則設為作用於表面的拉伸應力 (面內拉伸應力)=作用於板厚中心部的壓縮應力，面內拉伸應力=E×d/(2r)[MPa](E表示鋼板的楊式模數)。
進而，使用成為表1的試樣A及試樣C的組成的材料，於上述鋼處理III的條件下，使Si擴散時間進行各種變更來製作試樣。利用上述方法對該些試樣測定內部應力，並且測定渦流損失。將其結果示於圖6。
根據圖6，於包含200ppm以上的C、0.3質量%以上的Mn試樣C的情況下，上述滲矽處理後的內部應力存在變大的傾向。另外，在內部應力(面內拉伸應力)為70MPa~160MPa的範圍內渦流損失的減少變得顯著。
上述傾向的原因目前尚不明確，但發明者等人推測如下。
於Fe-Si系合金中，在低碳鋼級別下，當鋼中的C量增加時，Fe-Si的狀態圖上的γ/α邊界線偏向高Si側，於實施了滲矽處理的情況下，變態成鐵氧磁體相的部分與仍為沃斯田鐵相的部分的Si濃度間隙增大。可認為於高溫時，若Si濃度間隙增大，則冷卻時產生γ/α的相變態，欲膨脹的中央層與已經不進行變態的表層的鐵氧磁體相之間產生內部應力。
另外，添加Mn的效果可認為如下：由於Mn是使沃斯田鐵相穩定化的元素，因此當增加Mn量時，γ/α的相變態點偏向低溫側。因此，冷卻時所產生的內部應力進一步增加。
進而，板厚中央層是微細的混合組織，且成為受到壓 縮應力的狀態，因此難以磁化，相對於此，表層是粗大的鐵氧磁體結晶粒，且為受到拉伸應力的狀態，因此存在易於磁化的傾向。
因此，可認為於將此種鋼板朝板的面內方向磁化時，其磁通集中於表層，故結果使鋼板的渦流損失下降。
再者，亦可知若為如上述試樣般具有較大的內部應力的試樣，則即便受到外部應力，鐵損值亦不會上升。
即，若於外部應力為零的狀態下亦如該試樣般產生70MPa~160MPa左右的內部應力，則即使自外部受到數十MPa左右的壓縮應力，表層的拉伸狀態亦得到維持。相對於此，於板厚中心部，壓縮應力進一步增加，但該板厚中心部原本是難以被磁化的部分，故影響極小。
其結果，可認為磁通易於集中在表層的狀況無變化，該試樣的渦流損失的減少化效果不會喪失。
另外，如上所述，當於高溫下進行長時間退火來緩和鋼板的Si濃度分布、或緩和內部應力時，上述渦流損失的減少化效果與相對於外部壓縮應力的鐵損劣化防止效果減少，失去相對於具有相同Si濃度的電磁鋼板的優勢。
因此，可知較佳為包括自滲矽處理起的擴散時間，且亦考慮在磁芯完成之前所實施的熱處理的時間。
本發明是根據上述見解的發明。
即，本發明的主旨構成如下。
1.一種低碳鋼板，其是包含板厚中央層與表層的包層型低碳鋼板，上述板厚中央層是包含Si：1.0質量%以下、 C：0.02質量%~0.16質量%、Mn：0.3質量%~2.0質量%、P：0.03質量%以下及S：0.01質量%以下，剩餘部分為Fe及不可避免的雜質的組成，且上述板厚中央層為包含波來鐵相、變韌鐵相及麻田散鐵相中的任一種或兩種以上的鐵氧磁體混合組織；上述表層是包含Si：3質量%~5質量%、C：0.02質量%~0.16質量%、Mn：0.3質量%~2.0質量%、P：0.03質量%以下及S：0.01質量%以下，剩餘部分為Fe及不可避免的雜質的組成，且上述表層為鐵氧磁體單相；該低碳鋼板的特徵在於：該表層具有70MPa~160MPa的面內拉伸應力作為內部應力。
2.如上述1所述之低碳鋼板，其中上述表層的合計厚度是整個板厚的30%~60%。
3.如上述1或2所述之低碳鋼板，其中上述低碳鋼板的板厚為0.05mm~0.35mm。
4.如上述1至3中任一項所述之低碳鋼板，其中上述低碳鋼板的板厚中央層及表層更包含選自Al：0.002質量%~0.6質量%、Cr：0.01質量%~1.5質量%、V：0.0005質量%~0.1質量%、Ti：0.0005質量%~0.1質量%、Nb：0.0005質量%~0.1質量%、Zr：0.0005質量%~0.1質量%、B：0.0005質量%~0.01質量%、以及N：0.002質量%~0.01質量%中的一種或兩種以上的元素。
5.一種低碳鋼板的製造方法，其特徵在於：對包含Si：1.0質量%以下、C：0.02質量%~0.16質量%、Mn：0.3質量%~2.0質量%、P：0.03質量%以下及S：0.01質量% 以下，且剩餘部分包含Fe及不可避免的雜質的鋼板進行加熱，並於1050℃~1250℃的沃斯田鐵域中使上述鋼板與Si系的氣體進行反應，藉此在該鋼板的表層形成Si含量：3質量%~5質量%的鐵氧磁體相後，於鋼中的Si均勻化之前進行冷卻。
6.如上述5所述之低碳鋼板的製造方法，其中上述Si系的氣體是選自四氯化矽、三氯矽烷、二氯矽烷、單矽烷、二矽烷中的一種或兩種以上的氣體。
7.如上述5或6所述之低碳鋼板的製造方法，其中上述鋼板更包含選自Al：0.002質量%~0.6質量%、Cr：0.01質量%~1.5質量%、V：0.0005質量%~0.1質量%、Ti：0.0005質量%~0.1質量%、Nb：0.0005質量%~0.1質量%、Zr：0.0005質量%~0.1質量%、B：0.0005質量%~0.01質量%、以及N：0.002質量%~0.01質量%中的一種或兩種以上的元素。
根據本發明，可一併獲得高頻特性優異，進而由外部應力所引起的鐵損劣化較少的低碳鋼板及其製造方法，因此可提供加工性優異的鐵芯材料。
以下，對本發明進行具體說明。
首先，對鋼板的構造、成分組成等的限定理由進行描述。再者，鋼板成分組成中的%這一表達只要無特別說明，則表示質量%。
於本發明中，如上所述，重要的是對提高了比電阻的表層進而附加拉伸應力。
因此，必需對在高溫下成為沃斯田鐵相(以下，稱為γ相)的鋼板實施滲矽處理，使表層的Si量增加並提高比電阻，進而僅使表層變態成鐵氧磁體相(以下，稱為α相)後，於鋼中的Si均勻化之前進行冷卻。
藉由上述冷卻，成為如圖1所示的具有板厚中央層與鋼板表背面的兩層表層的所謂的「包層型」的3層構造的鋼板，上述板厚中央層包含含有波來鐵相、變韌鐵相及麻田散鐵相中的任一種或兩種以上的鐵氧磁體混合組織，上述鋼板表背面包含Si濃度較高的鐵氧磁體單相組織。上述各表層與板厚中央層之間存在Si濃度的差，因此如上所述，產生由Si濃度間隙所引起的內部應力，且表層被附加拉伸應力。
再者，關於板厚中央層，於為鐵氧磁體單相的情況下，無法獲得足夠的內部應力，因此較佳為合計包含30%(面積%)以上的波來鐵相、變韌鐵相及麻田散鐵相，且剩餘部分實質上為鐵氧磁體相。
此處，若將表層的Si量設定為3%以上，則磁致伸縮取正的較大的值，因此於如上所述的拉伸應力發揮作用的情況下，易於因磁彈性效果而被磁化。其結果，於將鋼板磁化時，促進磁通集中於表層，渦流減少效果變大。
但是，若表層的Si量超過5%，則相反地磁致伸縮變小，由拉伸應力所引起的磁彈性效果變小，另外，表面變硬而導致加工性下降。因此，將表層的Si量設定為3%～5%。
另一方面，若板厚中央層的Si量的平均值超過1.0%，則與上述表層的Si濃度差變少，鋼板的內部應力減少，因此渦流損失的減少效果減弱。因此，將板厚中央層的Si濃度設定為1.0%以下。再者，Si濃度的下限值並無特別限制，但為於製鋼時去除鋼中的氧，較佳為將Si濃度的下限值設定為0.1%左右。
再者，於本發明中，所謂鋼中的Si均勻化之前，是指因滲矽而增加的表層的Si藉由充分的擴散而滲透至內部為止後，表層及中央層的Si濃度變成均勻之前。
因此，於表層部分及板厚中央層部分中，朝向板厚深度(中心)方向均存在Si濃度梯度，但該梯度極其微小，幾乎可忽視。因此，本發明中的表層Si濃度(量)是指表層部分的平均Si濃度(量)。另外，上述表層上有時存在點狀或線狀的碳化物，但此情況亦並無特別問題，實質上可作為鐵氧磁體單相。
上述表層的拉伸應力必需設定為70 MPa～160 MPa的面內拉伸應力。其原因在於：若表層的拉伸應力未滿70 MPa，則存在渦流損失的減少效果減弱的問題，另一方面，若超過160 MPa，則會產生遲滯損失過於增大而抵消渦流損失的減少效果的問題。因此，於本發明中，將表層的拉伸應力限定為70 MPa～160 MPa。
另外，上述表層的厚度較理想的是將兩層的合計厚度相對於鋼板的總厚度設定為30%～60%左右。其原因在於：若相對於鋼板的總厚度未滿30%，則遲滯損失變大。另一方面，若超過60%，則渦流損失的減少化效果減弱，結果鐵損增加。
再者，上述表層的厚度、成分組成等，於上下面的兩層中不一定必需相同，但較理想的是設定為相同程度。
進而，本發明中所使用的鋼板的厚度較理想的是0.05 mm～0.35 mm左右。其原因在於：若鋼板的厚度未滿0.05 mm，則生產效率降低，製造成本增加。另一方面，若超過0.35 mm，則渦流損失增大，不適合作為高頻用的磁芯材料。但是，即使不滿足上述厚度，本發明中的鐵損減少效果亦不會消失。
以下，對鋼板的表層及板厚中央層的成分的限定理由進行說明。再者，以下所示的鋼板成分的剩餘部分為Fe及不可避免的雜質。
成分中，關於Si，如上所述，表層必需設定為3%～5%，板厚中央層必需設定為1.0%以下，但關於其他成分，於表層及板厚中央層的兩層中相同。
C：0.02%～0.16%，
C是為提高鋼材的內部應力，獲得足夠的渦流損失減少效果而必需的元素，且必需至少含有0.02%的C。另一方面，若超過0.16%，則表層與板厚中央層的界面容易產生破損。因此，將C限定於0.02%～0.16%的範圍內。
就於高頻中亦獲得比6.5%Si的電磁鋼板更低的鐵損的觀點而言，更佳為將C設定為0.03%～0.10%的範圍。
Mn：0.3%～2.0%
Mn是為獲得足夠的渦流損失減少效果而必需的元素，且必需至少含有0.3%的Mn。另一方面，若超過2.0%，則即使於冷卻至室溫為止後，γ相仍易於殘留在鋼板的板厚中央層，與鋼板的表層的內部應力下降。因此，將Mn限定於0.3%～2.0%的範圍內。
P：0.03%以下
P是脆化元素，由於鋼板的表層與板厚中央層的界面容易產生破損，因此較理想的是將P極力減少化，但可容許至0.03%為止。
S：0.01%以下
S是成為熱脆性的原因的元素，若濃度增加，則生產性下降，因此較理想的是將S極力減少化，但可容許至0.01%為止。
以上，對鋼板的基本成分進行了說明，但除此以外，於本發明中，亦可在表層及板厚中央層的兩層中共同含有選自以下所述的元素中的一種或兩種以上。
Al：0.002%～0.6%
Al的添加會提高固有電阻，因此其為有助於減少渦流損失的元素。若未滿下限，則添加效果不足，另一方面，若超過上限，則於滲矽前在高溫下存在α相，故無法製作本發明所提出的包層型鋼板。
Cr：0.01%～1.5%
Cr的添加會提高固有電阻，因此其為有助於減少渦流損失的元素。若未滿下限，則添加效果不足，另一方面，若超過上限，則析出至粒內及粒界的碳化物成為起點，易於破壞脆性。
V：0.0005%～0.1%、Ti：0.0005%～0.1%、Nb：0.0005%～0.1%、Zr：0.0005%～0.1%
V、Ti、Nb及Zr的添加會於板厚中央部形成碳化物、氮化物，藉此降低導磁率，且提高磁通集中於表層的效果，因此分別有助於減少渦流損失。若該些元素分別未滿下限，則添加效果不足，另一方面，若超過上限，則析出至粒內及粒界的碳化物成為起點，易於破壞脆性。
B：0.0005%～0.01%、N：0.002%～0.01%
B及N的添加會於滲矽處理後的冷卻過程中提高板厚中央層的淬火性，因此該部分的導磁率降低，且提高磁通集中於表層的效果，因此分別有助於減少渦流損失。若該些元素分別未滿下限，則添加效果不足，另一方面，若超過上限，則易於脆性。
其次，對本發明的低碳鋼板的較佳的製造方法進行說明。
關於實施滲矽處理前的低碳鋼板的製造方法，並無特別限制，可較佳地使用先前公知的任一種方法。例如，只要於加熱後對成為上述鋼板的板厚中央層的成分組成的鋼坯實施熱軋，然後反覆進行冷軋或者加入1次或2次以上的中間退火的冷軋而形成規定的板厚的鋼板即可。另外，視需要亦可進行最終退火。
對以上述方式所獲得的鋼板實施滲矽處理來增加表層的Si濃度，但當於鋼板的表層形成Si含量：3%～5%的鐵氧磁體相後，在鋼中的Si均勻化之前進行冷卻，藉此可製作本發明的低碳鋼板。
此處，作為使Si滲透(滲矽)的方法，可應用先前公知的任一種方法，例如可列舉：氣相滲矽法、液相滲矽法、固相滲矽法等。另外，此時所使用的Si系的氣體並無特別限定，但較理想的是矽烷氣體，例如選自四氯化矽、三氯矽烷、二氯矽烷、單矽烷、二矽烷中的一種或兩種以上的氣體。
以下，對利用氣相滲矽法使Si滲透的方法進行說明。
於氣相滲矽法的情況下，若充分地供給Si系的反應氣體，並決定自滲矽的開始至結束，進而冷卻為止的溫度歷程(爐內各區域的溫度與鋼板的停留時間)，則對應於板厚與Si添加量(滲矽量)，板厚方向的Si濃度分布大致以一個道理決定。
本發明中所使用的滲矽爐可較佳地使用先前公知的任一種滲矽爐，例如可列舉如圖7所示的構造的設備。
於本發明中，當對Si濃度：1%以下的低碳鋼板實施滲矽處理時，於滿足下式1的條件下實施滲矽處理尤其在獲得高頻鐵損大幅度減少化的Si濃度分布方面較佳。
式1：1.3×10-4 ≦(Σtk ×exp(-25000/Tk ))/(d2 ×[質量%Si]添加 )≦2.2×10-4
此處，Tk 表示開始滲矽處理後鋼板所通過的爐內各區域的溫度，tk 表示各區域中的鋼板的停留時間，d表示板厚(mm)，[質量%Si]添加 表示滲矽處理時添加至鋼板中的Si量(板厚方向的Si平均濃度的增加量)。
再者，於本發明中，爐內溫度發生變化的情況可看作如Σtk ×exp(-25000/Tk )的值變成相同的以固定溫度及固定時間進行熱處理的情況。例如，於歷時5分鐘自1200℃冷卻至700℃為止的情況下，Σtk ×exp(-25000/Tk )≒1.9×10-6 ，於固定為1200℃的情況下，tk 的值變成45秒。因此，上述冷卻可看作與在1200℃下受到45秒的熱處理的情況相同。
另外，即使於上述式的值的下限值小於1.3×10-4 時，藉由於比較高的溫度下進行弛力退火等後續步驟，亦可使Si濃度分布變得恰當。但是，若小於1.3×10-4 ，則實際上表層的Si濃度變得過高，其結果，於滲矽處理時產生鋼板的變形，或者於其後的加工時，易於在剪切部產生破損或碎片，因此較理想的是滿足上述的值。
另一方面，當上述式的上限值大於2.2×10-4 時，內部應力得到緩和，渦流減少效果下降，因此較理想的仍然是滿足上述的值。
再者，於以流水線進行滲矽處理的情況下，於700℃以下時，鋼板的Si濃度在現實的時間下不變化，因此式1的計算亦可設定為至700℃為止。
將本發明中的滲矽處理溫度設定為1050℃～1250℃。其原因在於：若未滿1050℃，則存在冷卻時的內部應力不充分地產生的可能性，另一方面，若超過1250℃，則存在於滲矽處理中，Si濃度較高的表層變成半熔融狀態，而導致鋼板斷裂的可能性。
實施了滲矽處理的低碳鋼板於被塗佈絕緣覆膜後，通過乾燥、燒製步驟。
於通過上述步驟時，若在未滿600℃下受到熱處理，則不產生鋼板的應力緩和，高頻鐵損不上升。但是，於在600℃以上受到熱處理的情況下，隨著時間經過，內部應力得以緩和，因此其高頻鐵損上升。
因此，調査了於600℃～800℃的範圍內進行熱處理時的最佳的熱歷程。其結果，若為滿足下式2的條件，則確認到比相同板厚且相同Si濃度的均勻材料更低的鐵損。因此，當於600℃～800℃的範圍內進行熱處理時，較佳為設定成滿足下式2的熱歷程。
式2：(Σt'k ×exp(-25000/T'k ))/(d2 ×[質量%Si]添加 )≦0.2×10-4
此處，T'k 表示滲矽處理後鋼板所通過的各熱處理步驟的溫度，t'k 表示各熱處理步驟中的鋼板的停留時間，d表示板厚(mm)，[質量%Si]添加 表示滲矽處理時添加至鋼板中的Si量(板厚方向的Si平均濃度的增加量)。
另外，與上述式1的情況相同，爐內溫度發生變化的情況可看作如Σt'k ×exp(-25000/T'k )的值變成相同的以固定溫度及固定時間進行熱處理的情況。
實施了滲矽處理的低碳鋼板經過切口加工、剪切、衝壓加工等各種加工步驟後被組裝成鐵芯，此時，存在實施弛力退火的情況。於此情況下，亦藉由600℃以上的退火而使內部應力得以緩和，因此較佳為以滿足上述式2的方式設定弛力退火溫度及時間。
另外，當於400℃以上進行絕緣覆膜的乾燥、燒製，並於加工後實施弛力退火時，較佳為合計覆膜的熱處理步驟與弛力退火步驟，以滿足上述式2的方式設定溫度及時間。
根據以上所述，可設定亦考慮了在磁芯完成之前所實施的熱處理的時間的製造條件。
實例
＜實例1＞
對成為表2所示的成分組成的試樣進行壓延，形成板厚：0.2 mm後，加熱至1200℃，然後於SiCl4 +N2 環境下合計進行3分鐘的相當於3%Si的滲矽處理及Si擴散處理後，以10℃/min冷卻至室溫為止。
利用愛潑斯坦(Epstein)試驗法(JIS C 2550)測定該些試樣的高頻鐵損。將結果與表層及板厚中央層的Si濃度一併示於表3。
如該表所示，可知根據本發明所獲得的發明例(No.3～No.5及No.7)均可獲得比3%Si電磁鋼板更低的鐵損。
＜實例2＞
針對表2中作為No.2～No.5所示的試樣，與磁化方向平行地賦予±50 MPa的壓縮應力後調査鐵損的變化。利用愛潑斯坦試驗法(JIS C 2550)測定該些試樣的高頻鐵損。
將所獲得的結果示於表4。
[表4]
如該表所示，先前的3%Si電磁鋼板藉由外部壓縮應力而顯示出2倍以上的大幅度的鐵損上升，相對於此，根據本發明的鋼板(試樣No.3~No.5)停留在略微的上升(即便是最大，亦為14W/kg的鐵損)。另外，可知根據本發明的鋼板即使於受到外部拉伸應力的情況下，鐵損亦足夠低，即便是最大，亦停留在12W/kg。
於本發明中，可獲得高頻特性優異，進而由外部應力所引起的鐵損劣化較少的低碳鋼板。其結果，可獲得鐵損較少的高頻用的鐵心，因此可製作能量效率較高的變壓器或其他電氣設備。
圖1是表示本發明的低碳鋼的組織的示意圖。
圖2是表示比較低碳鋼的不同滲矽處理方法的鐵損值的圖表。
圖3(a)~圖3(d)是不同鋼板成分組成的滲矽處理後的鋼板剖面的組織照片。
圖4是表示比較不同鋼板成分組成的滲矽處理後的鐵損值的圖表。
圖5是表示本發明中的內部應力(面內拉伸應力)的測定要領的圖。
圖6是表示內部應力(面內拉伸應力)與渦流損失的關係的圖。
圖7是適合用於本發明的滲矽爐的示意圖。

Claims (7)

  1. 一種低碳鋼板，其是包含板厚中央層與表層的包層型低碳鋼板，上述板厚中央層是包含Si：1.0質量%以下、C：0.02質量%~0.16質量%、Mn：0.3質量%~2.0質量%、P：0.03質量%以下及S：0.01質量%以下，剩餘部分為Fe及不可避免的雜質的組成，且上述板厚中央層為包含波來鐵相、變韌鐵相及麻田散鐵相中的任一種或兩種以上的鐵氧磁體混合組織，上述表層是包含Si：3質量%~5質量%、C：0.02質量%~0.16質量%、Mn：0.3質量%~2.0質量%、P：0.03質量%以下及S：0.01質量%以下，剩餘部分為Fe及不可避免的雜質的組成，且上述表層為鐵氧磁體單相，上述低碳鋼板的特徵在於：上述表層具有70MPa~160MPa的面內拉伸應力作為內部應力。
  2. 如申請專利範圍第1項所述之低碳鋼板，其中上述表層的合計厚度是整個板厚的30%~60%。
  3. 如申請專利範圍第1項或第2項所述之低碳鋼板，其中上述低碳鋼板的板厚為0.05mm~0.35mm。
  4. 如申請專利範圍第1項或第2項所述之低碳鋼板，其中上述低碳鋼板的上述板厚中央層及上述表層更包含選自Al：0.002質量%~0.6質量%、Cr：0.01質量%~1.5質量%、V：0.0005質量%~0.1質量%、Ti：0.0005質量%~0.1質量%、Nb：0.0005質量%~0.1質量%、Zr：0.0005 質量%~0.1質量%、B：0.0005質量%~0.01質量%、以及N：0.002質量%~0.01質量%中的一種或兩種以上的元素。
  5. 一種低碳鋼板的製造方法，其特徵在於：對包含Si：1.0質量%以下、C：0.02質量%~0.16質量%、Mn：0.3質量%~2.0質量%、P：0.03質量%以下及S：0.01質量%以下，且剩餘部分包含Fe及不可避免的雜質的鋼板進行加熱，並於1050℃~1250℃的沃斯田鐵域中使上述鋼板與Si系的氣體進行反應，藉此在上述鋼板的表層形成Si含量：3質量%~5質量%的鐵氧磁體相後，於鋼中的Si均勻化之前進行冷卻。
  6. 如申請專利範圍第5項所述之低碳鋼板的製造方法，其中上述Si系的氣體是選自四氯化矽、三氯矽烷、二氯矽烷、單矽烷、二矽烷中的一種或兩種以上的氣體。
  7. 如申請專利範圍第5項或第6項所述之低碳鋼板的製造方法，其中上述鋼板更包含選自Al：0.002質量%~0.6質量%、Cr：0.01質量%~1.5質量%、V：0.0005質量%~0.1質量%、Ti：0.0005質量%~0.1質量%、Nb：0.0005質量%~0.1質量%、Zr：0.0005質量%~0.1質量%、B：0.0005質量%~0.01質量%、以及N：0.002質量%~0.01質量%中的一種或兩種以上的元素。
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