TWI710647B - 無方向性電磁鋼板 - Google Patents

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Abstract

依據本發明，藉由具有以質量%計，含有C：0.0050%以下、Si：1.50%以上且4.00%以下、Al：0.500%以下、Mn：0.10%以上且5.00%以下、S：0.0200%以下、P：0.200%以下、N：0.0050%以下、O：0.0200%以下以及Sb及/或Sn分別0.0010%以上且0.10%以下，且剩餘部分為Fe及不可避免的雜質的成分組成，並將Ar3變態點設為700℃以上、結晶粒徑設為80μm以上且200μm以下、維氏硬度設為140HV以上且230HV以下，可提高磁通量密度並減少鐵損。

Description

無方向性電磁鋼板
本發明是有關於一種無方向性電磁鋼板及其製造方法。
近年來，受到工廠的節能化需求的提高而開始使用高效率的感應馬達。於此種馬達中，為了使其感應效率提升而增大鐵心累積厚度、或者使繞組的填充率提升。進而，亦正在將被用於鐵心的電磁鋼板由先前的低級別材變更為鐵損更少的高級別材。
於此種感應馬達的芯材中，就除鐵損之外亦減少銅損的觀點而言，要求除實現低鐵損化之外，亦減少於設計磁通量密度下的勵磁有效電流。而且，為了減少所述勵磁有效電流，有效的是提高芯材的磁通量密度。
另外，最近正迅速普及的混合動力電動汽車的驅動馬達中，於起動時及加速時需要高扭矩，因此期望磁通量密度的進一步提升。
作為磁通量密度高的電磁鋼板，例如於專利文獻1中揭示有於Si為4%以下的鋼中添加0.1%以上且5%以下的Co的無方向性電磁鋼板。但是，Co非常昂貴，因此若應用於一般的馬達中，則有導致成本顯著上升的問題。
另一方面，若使用規定的低Si的材料，則能夠提高磁通量密度。然而，由於所述低Si材為軟質，因此存在製成馬達芯 用的衝壓材時鐵損的增加大這一問題。
[現有技術文獻] [專利文獻]
專利文獻1：日本專利特開2000-129410號公報
根據此種背景，期望一種提高電磁鋼板的磁通量密度並且減少其鐵損而不會導致成本顯著上升的技術。
本發明鑒於所述課題，目的在於提供一種提高磁通量密度並且減少鐵損的無方向性電磁鋼板及其製造方法。
本發明者等人針對所述課題的解決進行了努力研究，結果發現，藉由將鋼板設為於熱軋時發生γ→α變態(自γ相朝α相的變態)的成分組成，且將其維氏硬度(Vicker's hardness)設為140HV以上且230HV以下的範圍，可獲得磁通量密度與鐵損的平衡優異的材料而無需進行熱軋板退火。
本發明是基於所述見解而完成者，具有以下構成。
1.一種無方向性電磁鋼板，其具有以質量%計，含有C：0.0050%以下、Si：1.50%以上且4.00%以下、Al：0.500%以下、Mn：0.10%以上且5.00%以下、 S：0.0200%以下、P：0.200%以下、N：0.0050%以下、O：0.0200%以下以及Sb及/或Sn分別0.0010%以上且0.10%以下，且剩餘部分為Fe及不可避免的雜質的成分組成，Ar3變態點為700℃以上，結晶粒徑為80μm以上且200μm以下，維氏硬度為140HV以上且230HV以下。
2.如所述1所述的無方向性電磁鋼板，其中，所述成分組成進而以質量%計，含有Ca：0.0010%以上且0.0050%以下。
3.如所述1或2所述的無方向性電磁鋼板，其中，所述成分組成進而以質量%計，含有Ni：0.010%以上且3.0%以下。
4.如所述1至3中任一項所述的無方向性電磁鋼板，其中，所述成分組成進而以質量%計，含有Ti：0.0030%以下、Nb：0.0030%以下、V：0.0030%以下以及 Zr：0.0020%以下中的至少任一者。
5.一種無方向性電磁鋼板的製造方法，其為製造如所述1至4中任一項所述的無方向性電磁鋼板的方法，且於自γ相至α相的二相區中進行至少一道次以上的熱軋。
根據本發明，可獲得高磁通量密度且低鐵損的電磁鋼板而無需進行熱軋板退火。
1:環試樣
2:V鉚接
圖1是鉚接環試樣的示意圖。
圖2是表示Ar3變態點對磁通量密度B50帶來的影響的圖表。
以下，對本發明的詳細情況與其限定理由一併進行說明。
最初，為了針對自γ相至α相的二相區對磁特性帶來的影響進行調查，而於實驗室對含有表1的成分組成的鋼A至鋼C進行熔製，並進行熱軋。所述熱軋以七道次進行，將其首道次(F1)的入口側溫度設為1030℃，另外將終道次(F7)的入口側溫度設為910℃。
Figure 107101683-A0305-02-0006-1
將所述熱軋後的熱軋板酸洗後，進行冷軋直至板厚0.35mm，於20%H2-80%N2環境中，以於950℃下保持10s的條件進行最終退火而製成最終退火板。
自如此獲得的最終退火板藉由衝壓而製作外徑55mm、內徑35mm的環試樣1。其次，如圖1所示，對環試樣1的等分六處進行V鉚接2，將10片環試樣1積層固定，測定磁特性、維氏硬度及結晶粒徑。磁特性的測定是對將環試樣1積層固定而成的積層體進行一次100匝(turn)、二次100匝的繞組並藉由瓦特計法進行評價。另外，維氏硬度是依據日本工業標準(Japanese Industrial Standards，JIS)Z2244，並藉由以500gf將金剛石壓頭壓入鋼板剖面來進行測定。進而，結晶粒徑是對鋼板的剖面進行研磨，並以硝太蝕劑(nital)進行蝕刻後，依據JIS G0551來進行測定。
將所述表1的鋼A至鋼C的磁特性及維氏硬度的測定結果示於表2。若首先著眼於磁通量密度，則可知，鋼A中磁通量 密度低，鋼B及鋼C中磁通量密度高。為了調查該原因而對最終退火後的材料的集合組織進行了調查，結果明確到，與鋼B、鋼C相比，鋼A中對磁特性不利的(111)集合組織發達。已知冷軋前的組織對於電磁鋼板的集合組織的形成帶來大的影響，因此對冷軋前的熱軋後的組織進行調查的結果為，鋼A中成為未再結晶組織。因此考慮到，鋼A中於熱軋後的冷軋、最終退火步驟中(111)集合組織發達。
Figure 107101683-A0305-02-0007-2
另一方面，對鋼B、鋼C的熱軋後的組織進行觀察的結果為，已成為完全再結晶的組織。因此考慮到，鋼B、鋼C中對磁特性的提升不利的(111)集合組織的形成得到抑制，且磁通量密度變高。
為了對如此般熱軋後的組織因鋼種而不同的原因進行調查，而藉由線膨脹係數測定來評價熱軋時的變態行為。其結果明確到，鋼A中自高溫區至低溫區為α單相，且於熱軋時未發生相變態。另一方面明確到，鋼B中Ar3變態點成為1020℃，鋼C中Ar3變態點成為930℃，於鋼B的首道次與鋼C的三道次~五 道次發生了γ→α變態。即，因鋼種而產生的熱軋後的組織的差認為是由以下所引起：以藉由於熱軋中發生γ→α變態而產生的變態應變為驅動力，推進鋼板內的再結晶。
根據以上，已知為了提高磁通量密度，重要的是於進行熱軋的溫度區具有γ→α變態。於是，為了調查γ→α變態完結的Ar3變態點宜為多少度而進行了以下實驗。即，以質量%計，以C：0.0016%、Al：0.001%、P：0.010%、S：0.0008%、N：0.0020%、O：0.0050~0.0070%、Sb：0.0050%、Sn：0.0050%、Ni：0.100%、Ca：0.0010%、Ti：0.0010%、V：0.0010%、Zr：0.0005%、以及Nb：0.0004%為基本成分，為了使Ar3變態點於其中發生變化，於實驗室對使Si及Mn的含有平衡發生變化的鋼進行熔製，對由各鋼製作的鋼坯進行熱軋。熱軋以七道次進行，將熱軋的首道次(F1)的入口側溫度設為900℃，將熱軋的終道次(F7)的入口側溫度設為780℃，至少一道次於產生自α相朝γ相的變態的二相區進行軋製。
將於所述熱軋條件下製作的熱軋板酸洗後，進行冷軋直至板厚0.35mm，於20%H2-80%N2環境下進行950℃×10s的條件的最終退火，而製成最終退火板。
自如此獲得的最終退火板藉由衝壓而製作外徑55mm、內徑35mm的環試樣1，如圖1所示，對環試樣1的等分六處進行V鉚接2，將10片環試樣1積層固定而製成積層體。該積層體的磁特性的測定是對積層體進行一次100匝、二次100匝的 繞組並藉由瓦特計法進行評價。
圖2中表示Ar3變態點對磁通量密度B50帶來的影響。可知於Ar3變態點不足700℃的情況下，磁通量密度B50降低。該理由雖不明確，但認為其原因在於：於Ar3變態點不足700℃的情況下，冷軋前的結晶粒徑變小，因此於接下來的冷軋至最終退火的過程中，對磁特性不利的(111)集合組織發達。
根據以上，本發明中，將Ar3變態點設為700℃以上。Ar3變態點的上限並不特別設置，但重要的是於熱軋中發生γ→α變態，且需要於熱軋時以至少一道次於γ相與α相的二相區進行熱軋，根據該觀點，Ar3變態點較佳為1000℃以下。其原因在於：藉由於變態中進行熱軋，可促進對磁特性較佳的集合組織的發達。
若著眼於所述表2中的鐵損的評價，則可知，鋼A、鋼C中鐵損低，而鋼B中鐵損高。該原因雖不明確，但認為：由於鋼B中最終退火後的鋼板的硬度(HV)低，因此由衝壓及鉚接產生的壓縮應力場變得容易擴展，其結果是鐵損增加。根據該情況，本發明將維氏硬度設為140HV以上、較佳為150HV以上。另一方面，若維氏硬度超過230HV，則衝壓用的模具的損耗嚴重，從而成本白白上升，因此將上限設為230HV。就抑制模具損耗的觀點而言，較佳為設為200HV以下。
以下，對本發明的一實施形態的無方向性電磁鋼板進行說明。首先，對鋼的成分組成的限定理由進行敘述。再者，本說明書中，表示各成分元素的含量的「%」只要無特別說明，則是指「 質量%」。
C：0.0050%以下
就防止磁老化的觀點而言，將C設為0.0050%以下。另一方面，為了具有使磁通量密度提升的效果，C較佳為含有0.0010%以上。
Si：1.50%以上且4.00%以下
Si是對於提高鋼板的固有電阻而言有效的元素，因此設為1.50%以上。另一方面，若超過4.00%，則伴隨飽和磁通量密度的降低而磁通量密度降低，因此將上限設為4.00%。較佳為設為3.00%以下。其原因在於：若超過3.00%，則為了設為二相區而需要添加大量的Mn，從而導致成本白白上升。
Al：0.500%以下
Al是γ相的出現溫度區成為封閉型的元素，因此以少為佳，設為0.500%以下。再者，Al較佳為設為0.020%以下、更佳為0.002%以下。另一方面，就製造成本等觀點而言，Al的添加量較佳為0.0005%以上。
Mn：0.10%以上且5.00%以下
Mn是對於擴大γ相的出現溫度區而言有效的元素，因此將下限設為0.10%。另一方面，若超過5.00%，則會使磁通量密度降低，因此將上限設為5.00%。較佳為設為3.00%以下。其原因在於：若超過3.00%，則導致成本白白上升。
S：0.0200%以下
若S超過0.0200%，則因MnS的析出而導致鐵損增大。因此將上限設為0.0200%。另一方面，就製造成本等觀點而言，S的添加量較佳為0.0005%以上。
P：0.200%以下
若添加超過0.200%的P，則鋼板變硬，因此設為0.200%以下、更佳為0.100%以下。進而佳為設為0.010%以上且0.050%以下。其原因在於：P表面偏析而有抑制氮化的效果。
N：0.0050%以下
於N的含量多的情況下，AlN的析出量變多，並使鐵損增大。因此設為0.0050%以下。另一方面，就製造成本等觀點而言，N的添加量較佳為0.0005%以上。
O：0.0200%以下
於O的含量多的情況下，氧化物變多，並使鐵損增大。因此設為0.0200%以下。另一方面，就製造成本等觀點而言，O的添加量較佳為0.0010%以上。
Sb及/或Sn分別0.0010%以上且0.10%以下
Sb及Sn是對於集合組織改善而言有效的元素，將各自的下限設為0.0010%。特別是於Al為0.010%以下的情況下，由Sb及Sn的添加帶來的磁通量密度的提升效果大，且藉由添加0.050%以上而磁通量密度大幅提升。另一方面，即使添加超過0.10%，效果亦飽和，從而導致成本白白上升，因此將各自的上限設為0.10%。
以上，對本發明的基本成分進行了說明。所述成分之外 的剩餘部分為Fe及不可避免的雜質，但除此之外，亦可視需要適當含有以下元素。
Ca：0.0010%以上且0.0050%以下
Ca可將硫化物固定為CaS來減少鐵損。因此較佳為將添加時的下限設為0.0010%。另一方面，若超過0.0050%，則CaS大量析出並使鐵損增加，因此較佳為將上限設為0.0050%。再者，為了穩定地減少鐵損，更佳為設為0.0015%以上且0.0035%以下。
Ni：0.010%以上且3.0%以下
Ni是對於擴大γ區而言有效的元素，因此較佳為於添加時將下限設為0.010%。另一方面，若超過3.0%，則會導致成本白白上升，因此較佳為將上限設為3.0%，更佳的範圍為0.100%以上且1.0%以下。
Ti：0.0030%以下
若Ti的含量多，則有TiN的析出量變多並使鐵損增大之虞。因此，於含有的情況下，設為0.0030%以下。另一方面，就製造成本等觀點而言，Ti的添加量較佳為0.0001%以上。
Nb：0.0030%以下
若Nb的含量多，則有NbC的析出量變多並使鐵損增大之虞。因此，於含有的情況下，設為0.0030%以下。另一方面，就製造成本等觀點而言，Nb的添加量較佳為0.0001%以上。
V：0.0030%以下
若V的含量多，則有VN、VC的析出量變多並使鐵損增大之 虞。因此，於含有的情況下，設為0.0030%以下。另一方面，就製造成本等觀點而言，V的添加量較佳為0.0005%以上。
Zr：0.0020%以下
若Zr的含量多，則有ZrN的析出量變多並使鐵損增大之虞。因此，於含有的情況下，設為0.0020%以下。另一方面，就製造成本等觀點而言，Zr的添加量較佳為0.0005%以上。
將鋼板的平均結晶粒徑設為80μm以上且200μm以下。於平均結晶粒徑不足80μm的情況下，雖然能夠以低Si的材料將維氏硬度設為140HV以上，但鐵損會增加。因此，將結晶粒徑設為80μm以上。另一方面，於結晶粒徑超過200μm的情況下，由衝壓或鉚接引起的塑性變形變大，從而鐵損增加。因此，將結晶粒徑的上限設為200μm。
為了將結晶粒徑設為80μm以上且200μm以下，重要的是適當地控制最終退火溫度。另外，為了將維氏硬度設為140HV以上且230HV以下，需要適當添加Si、Mn及P等固溶強化元素。
其次，對本發明的無方向性電磁鋼板的製造條件進行說明。
若本發明的無方向性電磁鋼板為本發明中規定的成分組成及熱軋條件的範圍內，則除此之外的步驟可藉由通常的無方向性電磁鋼板的製造方法來製造。即，對於轉爐中吹煉的熔鋼進行脫氣處理並調整為規定的成分，繼續進行鑄造、熱軋。熱軋時的捲取溫度無需特別規定，但需要於γ相與α相的二相區進行熱 軋時的至少一道次。再者，為了防止捲取時的氧化，捲取溫度較佳為650℃以下。另外，最終退火溫度較佳為設為滿足鋼板的粒徑的條件，例如設為900℃~1050℃的範圍。本發明中，即使不進行熱軋板退火，亦可獲得優異的磁特性，但亦可進行熱軋板退火。其次，藉由一次冷軋、或者隔著中間退火的兩次以上的冷軋而製成規定的板厚之後，進行最終退火。
(實施例)
對於轉爐中吹煉的熔鋼進行脫氣處理，調整為表3所示的成分並進行鑄造後，於1120℃×1h的條件下進行鋼坯加熱，並進行熱軋直至板厚成為2.0mm厚。熱精軋以七道次進行，將首道次及終道次的入口側板溫設為表3所示的溫度，將捲取溫度設為650℃。然後進行酸洗，並進行冷軋直至板厚成為0.35mm厚。於20%H2-80%N2環境下且於表3所示的條件下以退火時間10秒進行最終退火而製成試片。評價所述試片的磁特性(W15/50、B50)、維氏硬度(HV)及結晶粒徑(μm)。磁特性的測定是自軋製方向及軋製直角方向切取愛普斯坦樣品(Epstein sample)並藉由愛普斯坦測定來進行。維氏硬度是依據JIS Z2244，並藉由以500gf的力將金剛石壓頭壓入鋼板剖面來進行測定。結晶粒徑是對鋼板的剖面進行研磨，並以硝太蝕劑進行蝕刻後，依據JIS G0551來進行測定。
Figure 107101683-A0305-02-0015-4
Figure 107101683-A0305-02-0016-5
Figure 107101683-A0305-02-0017-6
Figure 107101683-A0305-02-0018-8
根據表3可知，成分組成、Ar3變態點、結晶粒徑及維氏硬度適合於本發明的無方向性電磁鋼板與偏離本發明的範圍的比較例的鋼板比較，磁通量密度與鐵損特性兩者優異。
[產業上的可利用性]
根據本發明，能夠獲得磁通量密度與鐵損的平衡優異的無方向性電磁鋼板而無需進行熱軋板退火。

Claims (5)

  1. 一種無方向性電磁鋼板，其具有以質量%計，含有C：0.0050%以下、Si：1.50%以上且4.00%以下、Al：0.002%以下、Mn：0.10%以上且5.00%以下、S：0.0200%以下、P：0.200%以下、N：0.0050%以下、O：0.0200%以下以及Sb：0.0010%以上且0.10%以下以及Sn：0.0010%以上且0.10%以下中的至少任一者，且剩餘部分為Fe及不可避免的雜質的成分組成，Ar3變態點為700℃以上且1000℃以下，結晶粒徑為80μm以上且200μm以下，維氏硬度為140HV以上且230HV以下。
  2. 如申請專利範圍第1項所述的無方向性電磁鋼板，其中，所述成分組成進而以質量%計，含有Ca：0.0010%以上且0.0050%以下。
  3. 如申請專利範圍第1項或第2項所述的無方向性電磁鋼板，其中，所述成分組成進而以質量%計，含有Ni：0.010%以上且3.0%以下。
  4. 如申請專利範圍第1項或第2項所述的無方向性電磁鋼板，其中，所述成分組成進而以質量%計，含有Ti：0.0030%以下、Nb：0.0030%以下、V：0.0030%以下以及Zr：0.0020%以下中的至少任一者。
  5. 如申請專利範圍第3項所述的無方向性電磁鋼板，其中，所述成分組成進而以質量%計，含有Ti：0.0030%以下、Nb：0.0030%以下、V：0.0030%以下以及Zr：0.0020%以下中的至少任一者。
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