TWI494446B - 無方向性電磁鋼板之製造方法 - Google Patents

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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，係關於在軋延方向具有優越磁氣特性之無方向性電磁鋼板之製造方法。
近年來，在刪減以電力為首之各種消耗能量的世界潮流中，於電氣機器領域中，亦變得強烈期望其高效率化和小型化。無方向性電磁鋼板係廣泛使用作為電氣機器之鐵心材料。因此，為了達成電氣機器之小型化/高效率化，則無方向性電磁鋼板之高品質化，亦即，高磁通量密度化/低鐵損耗化變成是不可或缺的。
無方向性電磁鋼板係於先前技術中，或將所添加之合金元素種類和量予以適當化，或盡可能地增大冷軋前粒徑，或將冷軋軋縮率最佳化等，藉以謀求高磁通量密度，又，添加可提高固有阻抗之元素，或減少板厚等，藉以謀求低鐵損耗化。
然而，油電混合汽車和電動汽車之驅動馬達係就提高鐵心材料產率而言，可取代先前技術之一體型芯而採用分割芯。此分割芯並不是如先前技術般之將積層芯材由素材鋼板作為一體槌打成環狀，而是於圓周方向經分割過之T字型芯的齒部在經槌打成鋼板之壓延方向後，透過組裝至芯，以謀求馬達特性提升的技術，磁通量集中之齒部由於成為電磁鋼 板之壓延方向，故而使謀求馬達之高扭力化、高效率化成為可能。
作為上述分割芯所使用之材料，係可考慮壓延方向之磁氣特性良好的方向性電磁鋼板，但因在製造步驟中需要二次再結晶製程，而製造成本高，故幾乎為被採用至分割芯，而採用低價的無方向性電磁鋼板。因此，如可提高無方向性電磁鋼板之壓延方向的磁通量密度的話，則可考慮成為分割芯之最佳材料。
作為提升壓延方向之磁氣特性的技術，例如，在專利文獻1中有揭示透過將熱軋板退火後之結晶粒徑與冷軋之軋縮率控制在適當範圍中，則可獲得面內壓延方向與垂直方向優越之磁氣特性的方法。然而，此方法係由於必須得到300μm以上之冷軋前結晶粒徑，故而有必要減低鋼中之雜質濃度的必要，或有將熱軋板退火溫度設在高溫之必要，所以在製造性和成本面上具有問題。
又，在專利文獻2中，有揭示下述技術：在對含有Si：2.0質量%以下、Mn：3.0質量%以下、Al：1.0~3.0質量%之鋼素材施行熱軋、熱軋板退火、酸洗、冷軋、精煉退火、表皮輥軋壓延之製造步驟中，藉由將具有結晶粒徑50μm以下之精煉退火後之鋼板施以軋縮率3~10%之表皮輥軋壓延，而可製造L方向之磁氣特性優越之無方向性電磁鋼板。然而，此專利文獻2之技術係因有添加1質量%以上之Al 的必要，故而會有飽和磁通量密度降低或增加原料成本的問題。
[先前技術文獻] [專利文獻]
專利文獻1：日本專利特開2004-332042號公報
專利文獻2：日本專利特開2006-265720號公報
本發明係有鑑於先前技術所具有的上述問題而完成者，其目的在於提出一種有利製造冷軋方向之磁氣特性優越的無方向性電磁鋼板。
本發明者等係為了解決上述課題而經過仔細檢討。其結果係發現到將經減少Al且添加Ca之再結晶退火後之冷軋鋼板的結晶粒徑控制在適當範圍中，並施行適當軋縮率之表皮輥軋壓延，則可顯著提升冷軋方向(L方向)之磁通量密度，從而開發出本發明。
根據上述發現，本發明係一種無方向性電磁鋼板之製造方法，其係將下述鋼胚予以熱軋、熱軋板退火、冷軋後，施行再結晶退火而形成為結晶粒徑d為70μm以下之後，進行軋縮率為1~15%之表皮輥軋壓延，並施行去應變退火者；其中，上述鋼胚係含有C：0.005質量%以下、Si：2~7質量%、 Mn：0.03~3質量%、Al：0.01質量%以下、N：0.005質量%以下、S：0.005質量%以下，進而含有Ca：0.0005~0.01質量%，且與S之原子比(Ca(質量%)/40)/(S(質量%)/32)在0.5~3.5之範圍，其餘部分則為Fe及不可避免之雜質。
本發明之無方向性電磁鋼板之製造方法中所使用之鋼胚係除了上述成分組成之外，進一步含有由Sn：0.003~0.5質量%、Sb：0.003~0.5質量%、P：0.03~0.15質量%中所選出之1種或2種以上。
如根據本發明，則因為可低價提供於壓延方向具有優越磁氣特性之無方向性電磁鋼板，所以藉由將本發明之無方向性電磁鋼板使用在分割芯材料，則使油電混合氣車和電動汽車之性能提高成為可能。
發明者等係如上所述般，經提升無方向性電磁鋼板之冷軋方向(L方向)之磁氣特性進行檢討後，結果發現到將經減少Al且添加Ca之再結晶退火後之冷軋鋼板的結晶粒徑控制在適當範圍中，並施行適當軋縮率之表皮輥軋壓延，則可顯著提升冷軋方向(L方向)之磁通量密度，從而開發出本發明。以下，係針對關於上述發現之實驗進行說明。
<實驗1>
為了調查Al含有量對於鋼板之壓延方向之磁氣特性的影 響，係將含有C：0.0025質量%、Si：3.0質量%、Mn：0.15質量%、Al：0.001~1.5質量%、N：0.0019質量%、S：0.0020質量%及Ca：0.0025質量%之鋼胚於1100℃下加熱30分鐘後，施以熱軋，作成板厚：2.0mm之熱軋板之後，於1000℃下施行30秒之熱軋板退火，利用一次冷軋而作成板厚：0.368mm之冷軋板，其後，於800℃下施行30秒之再結晶退火，而作成結晶粒徑35μm。於此，上述結晶粒徑係依線分法測量L剖面之平均結晶粒徑(以下亦同)。其後，施以軋縮率：5%之表皮輥軋壓延，作成為板厚：0.35mm之後，在820℃下保持2小時後，施行爐冷之去應變退火。
由依此所得之冷軋退火板切取下長度L：180mm×寬度C：30mm之L方向(壓延方向)樣本，透過愛普斯坦試驗來測量出磁氣特性(磁通量密度B50-L 、鐵損耗W15/50-L )，將其結果顯示在圖1及圖2中。由該等圖式可知，於Al含有量為0.01質量%以下的區域中，L方向之磁氣特性獲得提升。藉由減少Al，則表皮輥軋、去應變退火後可改善L方向之磁氣特性的理由雖尚未被充分了解，但可認為是由於Al係形成AlN而為抑制粒界移動的抑制元素，故透過減少Al，即可利用粒界方位差異角度而在粒界上產生遷移率差，並藉由依此所造成之去應變退火後之粒成長性的差異，則會提高對於Goss方位的積體度。
<實驗2>
其次，為了調查Ca含有量對於鋼板之壓延方向之磁氣特性的影響，係將含有C：0.0028質量%、Si：3.3質量%、Mn：0.50質量%、Al：0.004質量%、N：0.0022質量%、S：0.0024質量%及Ca：0.0001~0.015質量%之鋼胚於1100℃下加熱30分鐘後，施以熱軋，作成板厚：1.8mm之熱軋板之後，於1000℃下施行30秒之熱軋板退火，利用一次冷軋而作成板厚：0.269mm之冷軋板，其後，於820℃下施行30秒之再結晶退火，而作成結晶粒徑40μm。其後，施以軋縮率：7%之表皮輥軋壓延，作成為板厚：0.25mm之後，在750℃下保持2小時後，施行爐冷之去應變退火。
由依此所得之冷軋退火板切取下長度L：180mm×寬度C：30mm之L方向(壓延方向)樣本，透過愛普斯坦試驗來測量出磁氣特性(磁通量密度B50-L 、鐵損耗W15/50-L )，將其結果顯示在圖3及圖4中。由該等圖式可知，在表示Ca與S之原子比的(Ca(質量%)/40)/(S(質量%)/32)為0.5~3.5的範圍中，L方向之磁氣特性獲得提升。藉由使Ca為上述範圍，則關於表皮輥軋、去應變退火後可改善L方向之磁氣特性的理由可認為是由於Ca係於鋼中固定住S，而作為CaS析出，故可粗大地析出，改善熱軋板退火時和去應變退火時之粒成長性，如(Ca/40)/(S/32)未滿0.5，則上述效果不夠充分，反之，當(Ca/40)/(S/32)超過3.5時，CaS的析出量會變得過多而增加磁滯損耗，進而增加鐵損耗。
<實驗3>
接著，為了調查表皮輥軋前之結晶粒徑對於鋼板之壓延方向之磁氣特性的影響，係將含有C：0.0025質量%、Si：3.0質量%、Mn：0.15質量%、Al：0.001質量%、N：0.0019質量%、S：0.0015質量%及Ca：0.0020質量%之鋼胚於1100℃下加熱30分鐘後，施以熱軋，作成板厚：2.0mm之熱軋板之後，於1000℃下施行30秒之熱軋板退火，利用一次冷軋而作成板厚：0.368mm之冷軋板。其後，於750~1050℃之溫度範圍施行30秒之再結晶退火，而使結晶粒徑變化成各種大小之後，施以軋縮率：5%之表皮輥軋壓延，作成為板厚：0.35mm之後，在820℃下保持2小時後，施行爐冷之去應變退火。
由依此所得之冷軋退火板切取下長度L：180mm×寬度C：30mm之L方向(壓延方向)樣本，透過愛普斯坦試驗來測量出磁氣特性(磁通量密度B50-L 、鐵損耗W15/50-L )，將其結果顯示在圖5及圖6中。由該等圖式可知，利用將再結晶退火後(表皮輥軋壓延前)之粒徑作成為70μm以下，則L方向之磁氣特性獲得提升。此係可認為是當表皮輥軋前之粒徑超過70μm時，由於難以在表皮輥軋、去應變退火後引起應變誘發粒成長，故而集合組織會無規化，對於Goss方位之積體度降低所導致，或在表皮輥軋所導入之應變在去應變退火後依舊存在所導致。
<實驗4>
再來，為了調查表皮輥軋之軋縮率對於鋼板之壓延方向之磁氣特性的影響，係將含有C：0.0026質量%、Si：3.3質量%、Mn：0.50質量%、Al：0.002質量%、N：0.0022質量%、S：0.0018質量%及Ca：0.0023質量%之鋼胚於1100℃下加熱30分鐘後，施以熱軋，作成板厚：1.8mm之熱軋板之後，於1000℃下施行30秒之熱軋板退火，利用一次冷軋而作成板厚：0.251~0.313mm之冷軋板。其後，於800℃下施行30秒之再結晶退火，而作成結晶粒徑40μm。其後，使軋縮率在0.5~20%之範圍內變化而施行表皮輥軋壓延，作成為板厚：0.25mm之後，在750℃下保持2小時後，施行爐冷之去應變退火。
由依此所得之冷軋退火板切取下長度L：180mm×寬度C：30mm之L方向(壓延方向)樣本，透過愛普斯坦試驗來測量出磁氣特性(磁通量密度B50-L 、鐵損耗W15/50-L )，將其結果顯示在圖7及圖8中。由該等圖式可知，利用將再結晶退火後之表皮輥軋之軋縮率設定在1~15%之範圍中，則L方向之磁氣特性獲得提升。此係可認為是如果表皮輥軋軋縮率未滿1%，則因所導入之應變能量不足，所以在去應變退火時，無法確認到對於Goss方位之積體所導致，另一方面，當表皮輥軋軋縮率超過15%時，則反而所導入之應變能量變得過大，而在去應變退火時，未能確認到對於Goss方位之優先 成長所導致。
另外，如上所述般，關於在表皮輥軋壓延、去應變退火後，對於Goss方位之積體度提高的機制方面，係尚未明確，但可認為是內部應變少之Goss粒的方位選擇性粒成長所造成的，而除了上述Al減少效果之外，亦為促進對於Goss方位之積體者。
接著，針對限定本發明之無方向性電磁鋼板之成分組成的理由進行說明。
C：0.005質量%以下
C係當含有超過0.005質量%時，製品板會引起磁氣時效而鐵損耗特性降低。因此，C係設定為0.005質量%以下。較佳的是設定為0.003質量%以下。
Si：2~7質量%
Si係因屬於提高鋼之電阻抗、減少鐵損耗的元素，故有含有2質量%以上之必要。另一方面，當Si超過7質量%時，鋼會進行硬質化而加工性降低，且飽和磁通量密度亦下降。因此，將Si設定在2~7質量%之範圍。較佳的是上限為6.5質量%。
Mn：0.03~3質量%
Mn係用以改善熱軋加工性所必要的元素，如未滿0.03質量%，則無法獲得上述效果，反之，超過3質量%的添加會導致原料成本上升。因此，將Mn設定在0.03~3質量%之範 圍。較佳的是下限為0.05質量%，上限為2質量%。
Al：0.01質量%以下
Al係在超過0.01質量%時，因為會變得難以利用粒界方位差異角度而在粒界上產生遷移率差，所以熱軋板退火後及去應變退火後之集合組織會進行無規化，Goss方位未能發展，變成無法獲得優異的磁氣特性。因此，將Al設定在0.01質量%以下。較佳的是0.005質量%以下。
S：0.005質量%以下、N：0.005質量%以下
S及N在本發明中係屬使磁氣特性降低的雜質元素，當分別含有超過0.005質量%時，上述缺點均會變大。因此，將S、N分別設定在0.005質量%以下。較佳的是分別為0.003質量%以下。
Ca：0.0005~0.01質量%，且(Ca(質量%)/40)/(S(質量%)/32)：0.5~3.5
Ca係藉由固定住鋼中之S而析出作為CaS，而具有改善粒成長性、提升磁氣特性之效果的元素。如Ca添加量未滿0.0005質量%，則上述效果不夠充分，另一方面，超過0.01質量%之添加會導致CaS的過量析出，而會增加磁滯損耗，所以不佳。因此，將Ca設定在0.0005~0.01質量%之範圍。較佳的是下限為0.001質量%，上限為0.008質量%。
其中，為了得到Ca之上述效果，除了設定為上述組成範圍之外，尚有將Ca相對於S之原子比(Ca(質量%)/40)/(S(質 量%)/32)控制於0.5~3.5之範圍的必要。如Ca相對於S之原子比未滿0.5，則無法充分獲得上述效果，反之，當Ca相對於S之原子比超過3.5時，CaS之析出量變得過多，而會增加磁滯損耗，進行增加鐵損耗。因此，係有將Ca相對於S之原子比於0.5~3.5之範圍內添加的必要。較佳的是下限為0.7、上限為1.5。
本發明之電磁鋼板係除了滿足上述成分組成之外，還可依下述範圍而進一步含有由Sn、Sb及P中所選出之1種或2種。
Sn：0.003~0.5質量%、Sb：0.003~0.5質量%
Sn及Sb係不僅是改善集合組織而使磁通量密度提升，亦可藉由鋼板表層之氧化和氮化及依此抑制表層細微粒之成長，而具有防止磁氣特性降低等各種作用效果的元素。為了顯現出上述效果，較佳的是添加0.003質量%以上之Sn及Sb之任一1種以上。另一方面，當添加量超過0.5質量%時，會有妨礙結晶粒之粒成長性及引起磁氣特性降低之疑慮。因此，在添加Sn及Sb的情形下，係期望分別限定在下限0.003質量%、上限0.5質量%。
P：0.03~0.15質量%
P係具有改善集合組織而使磁通量密度提升之效果的元素，較佳的是含有0.03質量%以上。然而，當含有量超過0.15質量%時，鋼板硬度會上升而引起脆化，使冷軋變得困 難。因此，較佳的是將P設定為下限0.03質量%、上限0.15質量%。
其次，針對本發明之無方向性電磁鋼板之製造方法進行說明。
本發明之無方向性電磁鋼板係將具有適合本發明之上述成分組成的鋼透過採用轉爐和電爐、真空脫氣裝置等之一般所習知之精煉製程而進行熔融製造，再依連續鑄造或造塊-分塊壓延法作成為鋼胚，利用一般所習知之方法將此鋼胚予以熱軋，並在因應需要而施以熱軋板退火後，施行冷軋、再結晶退火、表皮輥軋壓延、去應變退火而進行製造。在上述製造步驟中，到冷軋為止，可根據常法進行而無特別限制，例如，冷軋係進行一次或包含中間退火而進行兩次以上均可，可將軋縮率設定為與一般無方向性電磁鋼板相同。
然而，關於再結晶退火以後，則希望依下述條件來進行。
再結晶退火
冷軋後之再結晶退火係有將退火後之結晶粒徑控制在70μm以下的必要，較佳的是控制在60μm以下。又，為了實現此部分，較佳的是退火溫度被設定在700~900℃之範圍。更佳的是下限為750℃、上限為850℃。
表皮輥軋
於再結晶退火後所進行之表皮輥軋之軋縮率係有設定在1~15%之範圍的必要。如上所述，如表皮輥軋軋縮率未滿 1%，則因為所導入之應變能量不夠充分，所以會無法確認到去應變退火時對於Goss方位之積體。另一方面，當表皮輥軋軋縮率超過15%時，則反而所導入之應變能量變得過大，而會無法確認到去應變退火時對於Goss方位之優先成長。較佳的是下限為2%、上限為10%。
去應變退火
去應變退火一般係依在700~900℃之溫度下進行均熱2小時左右之條件來施行，本發明中為了要促進粒成長，故而以退火溫度儘可能設定為高溫為佳。然而，當退火溫度超過900℃時，會導致製造成本的上升。因此，去應變退火之退火溫度係以700~900℃之範圍為佳，更佳的是下限為750℃、上限為850℃。
[實施例]
熔融製造表1所示成分組成之鋼胚，在1080℃下加熱30分鐘後，進行熱軋而於作成為板厚：2.0mm之熱軋板之後，於1000℃下進行熱軋板退火30秒，在利用一次冷軋作成為最終板厚：0.20~0.35mm之冷軋板後，依表2所示退火溫度施以再結晶退火10秒。此時，從再結晶退火後之鋼板採取樣本，利用線分法測量L剖面之平均結晶粒徑。其後，依表2所示軋縮率進行表皮輥軋壓延，而作成為表2所載之最終板厚之後，在780℃下保持2小時後，施以爐冷之去應變退火，而作成為製品板。
從如此所獲得之製品板切取下長度L：180mm×寬度C：30mm之L方向(壓延方向)樣本，透過愛普斯坦試驗來測量出磁氣特性(磁通量密度B50-L 、鐵損耗W15/50-L )，將其結果連同平均結晶粒徑一起記載於表2中。
由表2可知，利用本發明之製造方法所製造之無方向性電磁鋼板係壓延方向之磁氣特性優越。
(產業上之可利用性)
本發明之無方向性電磁鋼板之用途係不僅是限定為油電混合汽車和電動汽車之驅動馬達的分割芯，亦可適當使用在有要求壓延方向之磁氣特性優越的其他用途上，例如，作為傳送用芯材料等。
圖1係表示Al含有量對於壓延方向之磁通量密度B50-L 之影響的圖表。
圖2係表示Al含有量對於壓延方向之鐵損耗W15/50-L 之影響的圖表。
圖3係表示Ca與S之原子比(Ca/40)/(S/32)對於壓延方向之磁通量密度B50-L 之影響的圖表。
圖4係表示Ca與S之原子比(Ca/40)/(S/32)對於壓延方向之鐵損耗W15/50-L 之影響的圖表。
圖5係表示表皮輥軋前平均粒徑對於壓延方向之磁通量密度B50-L 之影響的圖表。
圖6係表示表皮輥軋前平均粒徑對於壓延方向之鐵損耗W15/50-L 之影響的圖表。
圖7係表示表皮輥軋軋縮率對於壓延方向之磁通量密度B50-L 之影響的圖表。
圖8係表示表皮輥軋軋縮率對於壓延方向之鐵損耗W15/50-L 之影響的圖表。

Claims (2)

  1. 一種無方向性電磁鋼板之製造方法，其係將下述鋼胚予以熱軋、熱軋板退火、冷軋後，施行再結晶退火而形成為結晶粒徑d為70μm以下之後，進行軋縮率為1~15%之表皮輥軋壓延，並施行去應變退火者；其中，上述鋼胚係含有C：0.005質量%以下、Si：2~7質量%、Mn：0.03~3質量%、Al：0.01質量%以下、N：0.005質量%以下、S：0.005質量%以下，進而含有Ca：0.0005~0.01質量%，且與S之原子比(Ca(質量%)/40)/(S(質量%)/32)在0.5~3.5之範圍，其餘部分則為Fe及不可避免之雜質。
  2. 如申請專利範圍第1項之無方向性電磁鋼板之製造方法，其中，除了上述成分組成之外，進一步含有由Sn：0.003~0.5質量%、Sb：0.003~0.5質量%、P：0.03~0.15質量%中所選出之1種或2種以上。
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