TWI490342B - Manufacturing method of non - directional electromagnetic steel sheet - Google Patents

Description

無方向性電磁鋼板之製造方法

本發明係關於無方向性電磁鋼板之製造方法，具體而言是關於軋製方向的磁特性優異之無方向性電磁鋼板的製造方法。

近年來，在考慮地球環境保護之省能源化的世界潮流中，在電氣機器的領域也是，基於省能源化的目的而迫切期望高效率化、小型化。因此，作為電氣機器的鐵心材料而被廣泛使用之無方向性電磁鋼板，是強烈要求磁特性的提昇，亦即要求高磁通密度化、低鐵損化。

以往，無方向性電磁鋼板，藉由將所添加的合金元素最佳化、使冷軋前的結晶粒徑儘量變大且將冷軋軋縮率最佳化，而形成高磁通密度化，此外，藉由添加可提高固有阻抗的合金元素、或減少板厚而形成低鐵損化，藉此謀求磁特性的提昇。

然而，在混合燃料汽車用的驅動馬達等，基於從鋼板製造馬達鐵心時的良率提昇之觀點，開始採用分割鐵心。該分割鐵心，不是像以往那樣從素材鋼板以一體的方式衝切出鐵心全體，而是將鐵心分割成複數片段，以各片段的齒部成為鋼板軋製方向的方式進行衝切，再將其等組合而構成鐵心，藉此謀求馬達特性的提昇。

在該分割鐵心，讓磁通集中之齒部的長邊方向是成為鋼板的軋製方向，因此作為素材之電磁鋼板之軋製方向的磁特性變得極為重要。軋製方向的磁特性優異的材料，可列舉使Goss方位與軋製方向一致之方向性電磁鋼板，但由於必須經由二次再結晶製程，其製造成本高，在採用上會有問題。因此，若能讓無方向性電磁鋼板之軋製方向的磁通密度提高的話，應可成為分割鐵心的最佳材料。

作為如此般適用於分割鐵心的材料，例如在專利文獻1及專利文獻2揭示出，使熱軋板退火後的結晶粒徑粗大化並控制冷軋的軋縮率，藉此獲得在面內軋製方向與垂直方向具有優異的磁特性之方法。

[專利文獻1]日本特開2004-332042號公報

[專利文獻2]日本特開2008-127600號公報

然而，專利文獻1的方法，由於冷軋前的結晶粒徑設定為300μm以上，必須將鋼的雜質減少至極微量，或必須使熱軋板退火溫度成為高溫，因此有製造性、成本面的問題。此外，專利文獻2的技術也是，必須經由熱軋板退火使結晶粒粗大化，而有製造成本面的問題。

本發明是有鑒於習知技術的上述問題點而開發完成的，其目的是為了提供，在鋼板的軋製方向具有優異的磁特性、具體而言是具有高磁通密度之無方向性電磁鋼板的便宜製造方法。

本發明人等，為了解決上述課題而反覆進行深入探討。結果發現，在與以往相同之實施熱軋、冷軋、精加工退火而製造無方向性電磁鋼板的方法中，使冷軋前的結晶粒徑成為100μm以下，且在精加工退火時以昇溫速度比以往更急速的方式進行加熱，藉此可顯著提高軋製方向的磁特性而開發出本發明。

亦即，本發明之無方向性電磁鋼板之製造方法，是使用含有C：0.03mass%以下、Si：4mass%以下、Mn：0.03～3mass%、Al：3mass%以下、S：0.005mass%以下及N：0.005mass%以下且剩餘部為Fe及不可避免的雜質所構成之鋼材，實施熱軋、冷軋、精加工退火而製造無方向性電磁鋼板之方法；使冷軋前的結晶粒徑為100 μm以下，以平均昇溫速度100℃/sec以上急速加熱至再結晶溫度以上而實施精加工退火。

本發明的製造方法之鋼材較佳為，除了上述成分組成以外，進一步含有Sn及Sb當中任1種或2種分別為0.005～0.5mass%。

此外，本發明之製造方法較佳為，在上述急速加熱後實施脫碳退火。

依據本發明，可便宜地提供在軋製方向具有優異的磁特性之無方向性電磁鋼板，因此適用於作為分割鐵心、變壓器鐵心等的鐵心材料。

首先說明，構成本發明的開發契機之實驗。

使用其成分組成包含C：0.0025mass%、Si：3.3mass%、Mn：0.16mass%、Al：0.001mass%、N：0.0019mass%及S：0.0010mass%之鋼材(鋼胚)，進行1100℃×30分的加熱後，熱軋成板厚2.0mm的熱軋板，接著實施950℃×30秒的熱軋板退火後，經由1次冷軋成為最終板厚0.35mm的冷軋板。然後，將上述冷軋板藉由直接通電加熱爐以30～300℃/sec的範圍改變昇溫速度而加熱至740℃，然後以30℃/sec的速度加熱至1000℃，經10sec均熱保持後冷卻而實施精加工退火。從上述精加工退火後的鋼板，以軋製方向(L方向)為長邊方向的方式切出長180mm×寬30mm的L方向試樣，進行單板磁性試驗，測定磁化力5000A/m之磁通密度B₅₀ 。

第1圖是使用昇溫速度與軋製方向磁通密度的關係來表示上述實驗的結果，可知藉由以昇溫速度100℃/sec以上急速加熱而實施精加工退火，可獲得軋製方向磁通密度高的電磁鋼板。其理由可考慮如下。

一次再結晶，是以差排的應變能量為驅動力而產生的現象。一般而言，冷軋所導入之差排的蓄積能量(應變能量)具有結晶方位依存性，而形成{111}>{110}>{100}。因此，在低速加熱的情況，根據上述結晶方位依存性，蓄積能量高之{111}方位粒子優先產生再結晶。然而，在急速加熱的情況，會脫離上述結晶方位依存性的拘束，而在其他方位也產生再結晶，因此{110}、{100}方位粒子會增加，結果使L方向的磁特性提昇。

然而，習知的無方向性電磁鋼板之製造方法，是在高溫進行熱軋板退火而使冷軋前的結晶粒徑變大，藉此抑制{111}方位粒子(以下簡稱為「{111}粒子」等)的發生，而謀求磁特性提昇。然而如上述般，在急速加熱的情況再結晶行為會大幅改變。於是針對冷軋前結晶粒徑大小對磁特性(軋製方向的磁通密度)的影響進行調査。

使用含有C：0.0025mass%、Si：3.3mass%、Mn：0.15mass%、Al：0.001mass%、N：0.0022mass%及S：0.0013mass%之鋼胚，進行1100℃×30分的加熱後，熱軋成板厚2.0mm的熱軋板。接著，讓退火溫度在850～1100℃的溫度範圍改變，以保持30秒鐘的條件對該熱軋板實施熱軋板退火，藉此讓冷軋前的結晶粒徑改變。然後，將該熱軋板經由1次冷軋而成為最終板厚0.35mm的冷軋板後，藉由直接通電加熱爐以昇溫速度20℃/sec或300℃/sec加熱至740℃，之後進一步以30℃/sec加熱至1020℃，經10秒鐘均熱保持後冷卻而實施精加工退火。從冷軋退火板以軋製方向(L方向)為長邊方向的方式切出長180mm×寬30mm之L方向試樣，進行單板磁性試驗，測定磁化力5000A/m之磁通密度B₅₀ 。

第2圖顯示上述實驗結果。從第2圖可知，在300℃/sec的急速加熱時，在冷軋前粒徑為100μm以下的區域，軋製方向的磁通密度可提高，但在20℃/sec的低速加熱時，反而會降低。其理由雖然目前尚不明確，但可考慮如下。

當熱軋板退火溫度低、冷軋前的結晶粒小的情況，在冷軋後的再結晶退火中{111}粒子會優先地成長。因此，當精加工退火之昇溫速度像通常退火那麼慢時，{111}粒子較發達。然而如前述般，在將昇溫速度提高的情況，可抑制{111}粒子的再結晶，而使{110}粒子、{100}粒子相對增加。再者，{110}粒子、{100}粒子在之後的均熱退火時會將{111}粒子蠶食而優先進行粒子成長，藉此提昇軋製方向的磁特性。

另一方面，當熱軋板退火溫度高、冷軋前的結晶粒大的情況，如前述般，藉由提高昇溫速度而使{110}粒子、{100}粒子容易進行再結晶。然而，由於冷軋前的粒徑大，相較於粒徑小的情況，再結晶後的{111}粒子比例變少，因此在之後的均熱退火中，{110}粒子、{100}粒子所蠶食之{111}粒子比例變少，造成{110}粒子、{100}粒子不夠發達，變得看不出軋製方向的磁特性提昇。

根據以上的實驗結果可知，為了改善軋製方向的磁通密度，使冷軋前的粒徑成為100μm以下，且以昇溫速度100℃/sec以上急速加熱來實施精加工退火的加熱是有效的。又在此的粒徑，是指在L截面依據線段法所求出的平均結晶粒徑。冷軋前的粒徑更佳為90μm以下。

本發明是根據上述認知而開發完成的。

接下來說明本發明的無方向性電磁鋼板之成分組成。

C：0.03mass%以下

C可固溶於鋼中，能將冷軋時所導入的差排固定而容易形成變形帶。該變形帶，在精加工退火時的再結晶能讓Goss方位粒子{110}<001>優先成長，而具有提昇軋製方向磁特性的效果。然而，若C超過0.03mass%，可能發生後述脫碳不完全的問題，在本發明將鋼材中C的上限設定為0.03mass%。

另一方面，若在製品階段存在0.005mass%以上的C，會發生磁性老化而使磁特性降低。因此，當鋼材中C超過0.005mass%的情況，在成為製品之前較佳為實施脫碳退火，以將鋼中C減少至0.005mass%以下。上述脫碳退火，只要是在精加工退火之急速加熱後即可，什麼時候進行都可以。又脫碳後的C更佳為0.003mass%以下。又C雖不可避免會含有，但原理上是0mass%亦可。

Si：4mass%以下

Si是能提高鋼的固有阻抗而具有降低鐵損效果的元素。然而，若添加量超過4mass%，鋼變得硬質化，而使輥製變困難。因此，Si的上限設定為4mass%。又在重視鐵損特性的情況，較佳為添加1.0mass%以上。

Mn：0.03～3mass%

Mn是用來防止S所造成的熱脆性而改善熱加工性所必須的元素。然而，未達0.03mass%時上述效果小，另一方面，添加超過3mass%時上述效果達飽和，只不過造成原料成本上昇。因此將Mn設定在0.03～3mass%的範圍。

Al：3mass%以下

Al，與Si同樣的，是能提高鋼的固有阻抗而具有降低鐵損效果的元素。然而，添加超過3mass%時，會使軋製性變差，因此添加上限設定為3mass%。又本發明之軋製方向的磁通密度改善效果，在Al為0.01mass%以下的情況更為顯著，因此在不想利用Al鐵損降低效果的情況，較佳為設定成0.01mass%以下。又Al是以脫氧劑的形式被添加，因此不可避免的會含有，但原理上亦可為0mass%。

S：0.005mass%以下、N：0.005mass%以下

S及N，在本發明是會讓磁特性降低之不可避免的雜質，將其等分別限制在0.005mass%以下。該等元素也是原理上亦可為0mass%。

本發明的無方向性電磁鋼板，除了上述成分以外，能以下述範圍添加Sn及Sb。

Sn，Sb：分別為0.005～0.5mass%

Sn，Sb，不僅能改善集合組織而讓磁通密度提高，且能防止鋼板表層的氧化、氮化，並抑制其所伴生之表層微細粒生成，藉由具有提昇磁特性的作用。為了發揮此效果，較佳為將Sn及Sb之任1種以上添加0.005mass%以上。另一方面，若Sn及Sb的含有量超過0.5mass%，可能阻礙精加工退火時的結晶粒成長而導致磁特性降低。因此Sn及Sb較佳為，分別以0.005～0.5mass%的範圍添加。

此外，作為雜質而含有未達0.005mass%之Sn及/或Sb是可接受的。

本發明之無方向性電磁鋼板，上述以外的成分之剩餘部為Fe及不可避免的雜質。但只要在不致阻礙本發明效果的範圍內，添加上述以外的成分是可接受的。作為有害元素，例如為0.003mass%以上的Ti，V，Nb等。此外，作為無害元素，例如為0.2mass%以下的P等。

接下來說明本發明的無方向性電磁鋼板之製造方法。

本發明之無方向性電磁鋼板，是將適用於本發明之具有上述成分組成的鋼，使用轉爐、電爐、真空脫氣裝置等而經由通常公知的精煉製程進行熔製，藉由連續鑄造法或造塊-分塊軋製法作成鋼材(鋼胚)後，將上述鋼胚以通常公知的方法實施熱軋後，依以下說明的條件按照需要實施熱軋板退火、冷軋、精加工退火，或進一步實施脫碳退火而製造出。

<熱軋板退火>

熱軋板退火，是用來使熱軋後且冷軋前的鋼板組織成為較佳的整粒且細粒的再結晶組織而實施的。然而，該熱軋板退火，若像習知技術那樣在高溫長時間的條件下進行，會使結晶粒超過100μm而變得粗大化，在精加工退火實施急速加熱的情況，會使軋製方向的磁通密度降低。因此，在本發明，在實施熱軋板退火的情況，為了使結晶粒徑成為100μm以下，較佳為實施低溫短時間的退火，具體而言，較佳為以均熱溫度800～950℃、保持時間60sec以下的條件進行，更佳為以800℃以上未達920℃、60sec以下的條件進行。藉由上述熱軋板退火，能使精加工退火後的磁通密度、鐵損都具有良好的特性。

<冷軋>

接下來的冷軋，可為1次的冷軋，也可以是隔著中間退火之2次以上的冷軋。此外，該冷軋軋縮率也是，只要是與通常無方向性電磁鋼板之製造同樣的條件即可，沒有特別的限制。

<精加工退火>

冷軋後的精加工退火(再結晶退火)，必須以平均昇溫速度100℃/sec以上急速加熱至再結晶溫度以上。又上述急速加熱的終點溫度，由於必須在短時間內產生再結晶，是越高溫越好，但超過850℃時，加熱所需之設備負荷變得過大，且設備成本也會變高。因此，急速加熱的終點溫度較佳為850℃以下，更佳為740℃以下。

當急速加熱至再結晶溫度以上後，進一步加熱至均熱溫度，其昇溫速度沒有特別的限制。此外，均熱溫度宜在850～1100℃的範圍，均熱保持時間宜在5～60sec的範圍。若均熱溫度未達850℃或保持時間未達5sec，粒子成長無法進展；另一方面，若均熱溫度超過1100℃或保持時間超過60sec，會對退火設備造成負擔。更佳的均熱條件是在900～1050℃的溫度下保持10～40sec。

又讓昇溫速度成為100℃/sec以上的方法，例如可採用直接通電加熱或感應加熱等的方法，並沒有特別的限制。

<脫碳退火>

上述均熱退火後的鋼板，當鋼材C量超過0.005mass%的情況，為了防止製品板之磁性老化，之後較佳為實施脫碳退火而使C量降低至0.005mass%以下，更佳為降低至0.003mass%以下。又此脫碳退火，只要在上述急速加熱後的階段即可，什麼時候進行都可以。此外，脫碳只要在通常公知的條件下進行即可，例如可採用在露點30℃之氧化性氛圍下850℃×30sec的條件。

又在均熱退火後，或進一步實施脫碳退火後的冷卻條件，並沒有特別的限制，例如可採用30℃/sec以下的氣體冷卻。

此外，精加工退火後的鋼板，較佳為之後按照需要被覆絕緣被膜而構成製品板。

[實施例]

使用表1所示成分組成所構成之No.1～34的鋼進行熔製而獲得鋼胚。接著，將該鋼胚以1080℃×30分的條件加熱後，熱軋成板厚2.3mm的熱軋板。接著，對上述熱軋板實施850℃～1100℃×30秒的熱軋板退火後，經由1次冷軋成為最終板厚0.35mm的冷軋板。然後，對於上述冷軋板，藉由直接通電加熱爐如表2所示般改變昇溫速度及急速加熱的終點溫度而進行加熱，進一步以30℃/sec加熱至均熱溫度而保持10秒鐘後冷卻，藉此實施精加工退火。對於鋼材中C量0.005%以上之鋼板，在加熱至850℃後，於露點30℃的氛圍氣體下實施850℃×30秒的脫碳退火而使C降低至0.0030mass%以下後，昇溫至均熱溫度。又對於一部分的鋼板，改變熱軋板退火的退火時間而讓結晶粒徑改變。

由上述般製得之精加工退火後的各冷軋鋼板，切出長180mm×寬30mm的L方向試樣，進行單板磁性試驗而測定軋製方向的磁通密度(B_50-L )，其結果一併記載於表2。

根據表2可知，將冷軋前的結晶粒徑控制在100μm以下且將精加工退火之昇溫速度設定成100℃/sec以上之本發明例的鋼板，軋製方向之磁通密度B_50-L 都在1.74T以上而具有優異的磁特性。

第1圖係顯示精加工退火的昇溫速度對軋製方向磁通密度的影響。

第2圖係顯示冷軋前的粒徑及昇溫速度對軋製方向磁通密度的影響。

Claims (3)

1. 一種無方向性電磁鋼板之製造方法，是使用含有C：0.03mass%以下、Si：4mass%以下、Mn：0.03~3mass%、Al：0.01mass%以下、S：0.005mass%以下及N：0.005mass%以下且剩餘部為Fe及不可避免的雜質所構成之鋼材，實施熱軋、熱軋板退火、冷軋、精加工退火而製造無方向性電磁鋼板之方法；使冷軋前的結晶粒徑為100μm以下，以平均昇溫速度100℃/sec以上急速加熱至再結晶溫度以上而實施精加工退火。
2. 如申請專利範圍第1項所述之無方向性電磁鋼板之製造方法，其中，除了上述成分組成進一步含有：Sn及Sb當中任1種或2種分別為0.005~0.5mass%。
3. 如申請專利範圍第1或2項所述之無方向性電磁鋼板之製造方法，其中，在上述急速加熱後，實施脫碳退火。