JP2005120403A - 高周波域の鉄損が低い無方向性電磁鋼板 - Google Patents

Abstract

【課題】 比抵抗増加元素の添加や板厚減少とは異なる方法で、低周波域だけでなく高周波域においても鉄損が低い無方向性電磁鋼板を提供する。
【解決手段】 Siを４mass％以下含有し、結晶粒の大きさが鋼板内部より鋼板表層部の方が小さい無方向性電磁鋼板において、板厚方向ｚにおける平均結晶粒径Ｄzが、その最小値Ｄminの1.5倍以下である鋼板表層部を微細結晶粒領域とし、残りの鋼板内部を粗大結晶粒領域としたとき、該微細結晶粒領域の片面当たりの厚さが全板厚の８〜25％であり、かつ微細結晶粒領域の平均結晶粒径が粗大結晶粒領域のそれの２〜70％である無方向性電磁鋼板とする。
【選択図】 なし

Description

本発明は、電動機、発電機、静止器等の鉄心に用いられる無方向性電磁鋼板に関し、特に、低周波域だけでなく400Ｈz以上の高周波域においても鉄損特性に優れる無方向性電磁鋼板に関するものである。

近年、電気機器、電気自動車等の分野に用いられるモータは、サイズの小型化を目的として、従来よりも高い回転数のものが採用されつつある。また、磁石モータにおいては、トルク向上、トルクリップル低減の観点から、多極ロータが用いられる傾向にある。このような高回転数、多極のモータにおいては、回転数や極数の増加に伴い、駆動電源の周波数も高くなる傾向にある。そのため、モータの鉄心素材である電磁鋼板には、高周波での磁気特性に優れることが要求される。一方、電機機器や電気自動車に用いられるモータは、低周波域で使用される頻度・時間も多いことから、高周波域と同時に低周波域でも低鉄損であることが望ましい。

さて、電磁鋼板の鉄損は、ヒステリシス損と渦電流損の和であり、上記渦電流損は古典的渦電流損と異常渦電流損からなること、電磁鋼板が高周波で磁化された場合には、渦電流損の増加により鉄心の鉄損が増加することが知られている。この増加を抑制するためには、鉄心素材である電磁鋼板の比抵抗を増加したり、あるいは、板厚を低減したりして、古典的渦電流損を低減することが有効である。しかし、比抵抗を増加させるためには、Si，Al，Cr，Mnなどの比抵抗増加元素を多量に添加する必要があり、そのために、圧延負荷が増大して製造が困難になるほか、硬度の上昇によりユーザでの打抜き性が劣化するという問題点がある。また、比抵抗増加元素の添加は、渦電流損の低減には有利であるものの、飽和磁化を減少させるため、低速で高出力を得ようとする用途には好ましくない。また、板厚を減少した場合には、圧延性の低下や焼鈍費用の増加を招くとともに、鋼板の剛性低下によりユーザでの取り扱いが難しくなるなどの問題が発生する。

そのため、比抵抗増加や板厚低減という上述した手段とは異なる、新たな高周波域での鉄損低減技術の開発が行われている。例えば、特許文献１には、板厚を0.10〜0.25mmに低減するとともに、平均結晶粒径を５〜60μmと従来の適正値よりも小さく制御し、異常渦電流損を低減する技術が提案されている。この技術は、鉄損が、結晶粒径が大きくなるほど減少するヒステリシス損と逆に増加する渦電流損の和であることから、使用周波数に応じて結晶粒径を最適化する、即ち、高周波域では、低周波域で最適化した結晶粒径よりも粒径を細かくする必要があるとの考えに基くものである。

また、磁性材料を高周波で磁化させた場合、表皮効果により磁束は板厚の表層部に集中し、渦電流も板厚表層部に集中する。従って、高周波域での鉄損低減のためには板厚表層部での鉄損低減が有効である。この考えに基く技術として、例えば、特許文献２や特許文献３には、化学気相蒸着等により浸珪・拡散処理し、鋼板表層のSi濃度を板厚中央部より高くして磁気特性を改善する技術が、特許文献４には、ヒステリシス損の役割に注目して、板厚最表層の結晶粒の粒径を適正に制御することにより高周波磁気特性を改善する技術が、さらに、特許文献５には、磁束の板厚表層部への集中に着目して、板厚表層部の集合組織を改善しヒステリシス損を低減する技術が開示されている。
特開平03−223445号公報 特開昭62−227033号公報 特開平11−209852号公報 特開平06−073511号公報 特開平07−150310号公報

しかしながら、特許文献１の技術は、高周波域における鉄損特性に対する最適結晶粒径を規定したに過ぎないため、結晶粒径の微細化に伴って低周波域での透磁率の減少やヒステリシス損の増加が避けられず、低周波域での鉄損が著しく劣化する。そのため、高速回転と同時に低速回転での運転効率を重視するような機器には適合しないという問題がある。また、特許文献２や３の技術は、浸珪処理に特殊な製造設備を必要とし、製造コストの増加を招くほか、浸珪量の増加に伴って飽和磁化が低下するという問題がある。さらに、特許文献４の技術は、鋼板表面の結晶粒がヒステリシス損に及ぼす影響が必ずしも一定でないため、安定的に低鉄損を得ることが難しいという問題がある。また、特許文献５の技術は、高周波域で問題となる渦電流損の有効な低減方法を開示していない。

本発明の目的は、従来技術が抱える上述した問題点に鑑み、比抵抗増加元素の添加や板厚低減とは異なる方法で、低周波域だけでなく高周波域においても低鉄損を実現した無方向性電磁鋼板を提供することにある。

発明者らは、低周波域における磁気特性を劣化させることなく高周波域の鉄損を改善する方法について、鋭意検討を行った。その結果、高周波域では、磁束が板厚表層部に集中するため、板厚表層部の結晶粒を細かくすることが鉄損低減には有効であり、一方、低周波域では、結晶粒の微細化は鉄損低減には不利となるため、結晶粒を粗大にすることが鉄損低減には有効であることから、これら２つの技術を組み合わせて、鋼板表層部を微細粒、鋼板内部を粗大粒とし、かつ微細結晶粒と粗大結晶粒の大きさおよびそれらの領域の厚さを適正に制御することが低周波および高周波の両領域においても低鉄損を得るために有効であることを見出した。

また、板厚内部の結晶粒を粗大化することにより、比較的低磁場における透磁率が増加する結果、表層部の結晶粒微細化による透磁率の低下を抑制することが可能となり、ひいては、低周波から高周波域の鉄損低減に対しても有利に作用することを見出した。すなわち、板厚内部の結晶粒の粗大化により、低周波域では、板厚全部が微細化される場合に比べて平均の透磁率が向上し、また、高周波域では、板厚内部はある程度磁化される必要があることから、板厚内部の結晶粒径が大きいことは、高周波域の透磁率の確保に有利に作用し、高周波域でのヒステリシス損を低減し、鉄損を低減できることを知見した。

上記知見に基き開発された本発明は、Siを４mass％以下含有し、結晶粒の大きさが鋼板内部より鋼板表層部の方が小さい無方向性電磁鋼板において、板厚方向ｚにおける平均結晶粒径Ｄzが、その最小値Ｄminの1.5倍以下である鋼板表層部を微細結晶粒領域とし、残りの鋼板内部を粗大結晶粒領域としたとき、該微細結晶粒領域の片面当たりの厚さが全板厚の８〜25％であり、かつ微細結晶粒領域の平均結晶粒径が粗大結晶粒領域のそれの２〜70％であることを特徴とする高周波域の鉄損が低い無方向性電磁鋼板である。

本発明によれば、低周波域での鉄損を大きく損なうことなく高周波域の鉄損を改善した無方向性電磁鋼板を安価に提供することができる。

本発明における平均結晶粒径の測定方法について、図１を用いて説明する。この図１は、表層部と内部の結晶粒径が異なる（表層部の粒径＜内部の粒径）鋼板の断面を模式的に示したものである。鋼板の圧延方向の板厚断面（圧延面に垂直な面）を、エッチングなどの方法で結晶粒界を顕にした後、この断面に対して、圧延面に平行な線分を板厚方向のある位置ｚに引き、この線と交差する結晶粒界の数を計測し、その数ｎで線分の長さＬを割った値（Ｌ／ｎ）を板厚方向ｚにおける平均結晶粒径Ｄzとする。このような測定を、板厚方向全域に亘り30μm以下の間隔で測定し、そのようにして得たＤzの中で最も小さい平均結晶粒径をＤminと定義する。なお、結晶粒の大きさに圧延方向と圧延直角方向(板幅方向)で差があるときは、両者の平均を平均結晶粒径とする。

また、微細結晶粒領域の厚さは以下の方法で決定する。上述した圧延面に平行な線分を板厚中心に置き、徐々にその位置ｚを表裏の板表面側に移動していったとき、平均結晶粒径Ｄzが初めて、最小平均結晶粒径Ｄminの1.5倍の大きさ（Ｄz＝Ｄmin×1.5）となる位置の表裏の板厚表面からの距離をそれぞれｔ₁、ｔ₂としたとき、この鋼板の両表面からの距離ｔ₁、ｔ₂のそれぞれ1.5倍の領域を微細結晶粒領域と定義し、残された板厚中央部ｔ₃を粗大結晶粒領域と定義する。そして、微細結晶粒領域および粗大結晶粒領域の平均結晶粒径は、それぞれの領域内部におけるＤzを平均したものと定義する。

次に、本発明に係る無方向性電磁鋼板を限定する理由について説明する。
微細結晶粒領域の厚さ：片面当たり板厚の8〜25％
鋼板表層部の微細結晶粒領域は、前述したように、高周波域において鋼板表面に集中する磁束による渦電流損を低減するために必要である。一般に、無方向性電磁鋼板の高周波特性は400Ｈzの周波数で評価されることが多いが、この400Ｈzでの鉄損低減を図るためには、鋼板表層部に片面当たり板厚の1／5程度の微細結晶粒領域、具体的には、板厚0.15〜0.5mmの電磁鋼板においては、片面当たり板厚の８〜25％である微細結晶粒領域を形成する必要がある。微細結晶粒領域の厚さが８％未満では、高周波域での鉄損低減効果が小さく、一方、25％を超えると、透磁率の低下を招いたり、低周波域での鉄損が増大したりするので好ましくない。この微細結晶粒領域の厚さは、使用される周波数や要求される透磁率のレベルに応じてこの範囲内で調整することが好ましい。好ましい微細結晶粒領域の範囲は、片面当たり板厚の10〜20％の範囲である。
なお、この微細結晶粒領域は、鋼板の表裏の表層部に存在するのが好ましい。また、表裏の微細結晶粒領域の厚さは均等であることが望ましいが、均等でない場合でも、それぞれが板厚の８〜25％の範囲内であれば相応の鉄損低減効果が得られる。

微細結晶粒領域の平均結晶粒径：粗大結晶粒領域の平均結晶粒径の２〜70％
微細結晶粒領域は、高周波域において、鋼板の表面付近に集中する渦電流損を低減させることを目的としているのに対し、粗大結晶粒領域は、低周波域での鉄損増加を防止すると共に、低周波域から高周波域に亘って高い透磁率を確保することを目的としている。そのため、鋼板表層部の微細結晶粒領域の結晶粒は、鋼板中央部の粗大結晶粒領域の結晶粒よりも十分に細かい、具体的には、微細結晶粒領域の平均結晶粒径を粗大結晶粒領域の平均結晶粒径の２〜70％とする必要がある。表層部の微細結晶粒領域の平均粒径が、粗大結晶粒領域の平均粒径の２％を下回って過度に微細化すると、ヒステリシス損の増加が顕著になり鉄損改善効果が得られない。一方、表層部の微細結晶粒領域の平均粒径が、粗大結晶粒領域の平均粒径の70％を上回ると、鋼板表層部での渦電流損の低減効果が得られない。好ましい微細結晶粒領域の平均結晶粒径は、粗大結晶粒領域の平均結晶粒径の２〜60％であり、より好ましくは４〜40％である。

Si：４mass％以下
Siは、比抵抗を増加し、渦電流損を低減するのに有効な元素である。しかし、板厚を薄くして渦電流損の低減を図る場合には、敢えて添加する必要はない。一方、より高周波域での鉄損低減を図ろうとする場合には、使用される周波数域に応じてSiを２mass％以上添加させることが好ましい。ただし、Siの添加量が４mass％を超えると、圧延が困難となるため、４mass％以下に制限する。

本発明では、Si以外の成分については、特に限定するものではなく、要求特性に応じて添加することができる。例えば、Mn，Cr，Al等の比抵抗増加元素は、飽和磁化を高めるために無添加とし、あるいは逆に、高周波鉄損を重視する観点から、積極的に添加してもよい。添加する場合には、Mn：0.1〜４mass％、Cr：0.05〜10mass％、Al：0.1〜４mass％の範囲であることが好ましい。また、鋼板表層部の結晶粒を微細化するために、Nb，Ｐ，Ｓ，Se，Ｎ，Sn，Sb，Ti，Ｃなどの結晶粒微細化効果のある元素を、素材スラブ製造の段階あるいはスラブや鋼板の段階で表層部に添加するようにしてもよい。表層部に添加する場合には、Nb：0.003〜0.5mass％、Ｐ：0.02〜1.0mass％、Ｓ：0.003〜0.1mass％、Se：0.003〜0.1mass％、Ｎ：0.003〜0.02mass％、Sn：0.02〜１mass％、Sb：0.01〜0.2mass％、Ti：0.06〜0.2mass％、Ｃ：0.006〜0.5mass％の範囲であることが好ましい。ただし、板厚中心部の粗大結晶粒領域については、析出物によるヒステリシス損への弊害を避ける観点から、Nb，Ｓ，Se，Ｎ，Ti，Ｃはそれぞれ0.0050mass％以下とするのが望ましい。

本発明に係る電磁鋼板を製造する方法、すなわち、板厚表層部に適正な厚さの微細結晶粒領域を得る方法については、特に限定されるものではないが、例えば、鋳造法や爆着法等を用いたクラッド技術を用いて表層部と内部の成分が異なるスラブを鋳造し、表層部の結晶粒を微細化する方法、熱間圧延前のスラブや焼鈍前の鋼板の表面に対して浸炭処理を施して、α−γ変態を利用して表層粒を微細化する方法、最終冷間圧延後に鋼板表層部に窒化処理を施したり、めっき・拡散処理を施したりして、表層部の結晶粒を微細化する方法などを用いることができる。

Ｃ：0.003mass％、Si：2.0mass％、Mn：0.3mass％、Al：0.3mass％、残部がFeおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを連続鋳造により製造し、この鋼スラブを1200℃に再加熱後、熱間圧延により板厚2.0mmの熱延鋼板とした。上記スラブ加熱に当たっては、浸炭処理を施して、スラブ表面から種々の深さまでＣを浸入させ、その後の熱間圧延におけるα−γ変態を利用して、鋼板の表層部を種々の厚さで微細化した。上記熱延鋼板は、その後、酸洗し、板厚0.35mmに冷間圧延してから、25％Ｈ₂−75％Ｎ₂雰囲気にて、脱炭焼鈍を兼ねた750℃×２分の最終焼鈍を行った。上記のようにして得た各種鋼板からエプスタイン試片を圧延方向とその直角方向からそれぞれ250ｇずつ、合計500ｇ採取し、エプスタイン磁気試験に供した。

エプスタイン磁気試験の結果を表１に示す。本発明の無方向性電磁鋼板は、表層部に微細結晶粒領域を有しない比較材に比べて、低周波域ではほぼ同等の鉄損値であるが、高周波域では、約10％以上低い鉄損値が得られている。なお、表１における鉄損改善率とは、表１のNo.１あるいはNo.２の鉄損値をＡとし、No.３〜19の鉄損値をＢとしたときに、下記式；
鉄損低減率(％)＝(Ａ−Ｂ)／Ａ×100
で与えられる鉄損低減率を、Ｗ_15/50、Ｗ_13/100、Ｗ_10/400、Ｗ_5/1k、Ｗ_5/2kの各鉄損値について求め、それらの平均値を示したものである。

Ｃ：0.003mass％、Si：3.0mass％、Mn：0.3mass％、Al：0.3mass％、残部がFeおよび不可避的不純物からなる溶鋼を連続鋳造して鋼スラブとする際、ワイヤ添加法によりスラブの表層部分にNbを濃化させた。このスラブを1200℃に再加熱して、熱間圧延を行い板厚1.8mmの熱延鋼板とした後、この熱延鋼板を熱延板焼鈍し、酸洗し、その後、冷間圧延により板厚0.15mmの冷延鋼板としてから、25％Ｈ₂−75％Ｎ₂雰囲気において、850℃×１分の最終焼鈍を行った。このようにして得た鋼板から、エプスタイン試験片を圧延方向およびその直角方向からそれぞれ250ｇずつ合計500ｇ採取し、エプスタイン磁気試験に供した。

エプスタイン磁気試験の結果を表２に示す。本発明の無方向性電磁鋼板は、比較材に比べて高周波域で低い鉄損値が得られており、低周波域での鉄損劣化も小さい。なお、表２における鉄損改善率とは、表２のNo.２１あるいはNo.２２の鉄損値をＡとし、No.２３の鉄損値をＢとしたときに、下記式；
鉄損低減率(％)＝(Ａ−Ｂ)／Ａ×100
で与えられる鉄損低減率を、Ｗ_15/50、Ｗ_10/400、Ｗ_5/1kの各鉄損値について求め、その平均値を示したものである。

本発明の無方向性電磁鋼板における微細結晶粒領域および粗大結晶粒領域の平均結晶粒径および厚さの測定方法を模式図に示した図である。

Claims (1)

1. Siを４mass％以下含有し、結晶粒の大きさが鋼板内部より鋼板表層部の方が小さい無方向性電磁鋼板において、板厚方向ｚにおける平均結晶粒径Ｄzが、その最小値Ｄminの1.5倍以下である鋼板表層部を微細結晶粒領域とし、残りの鋼板内部を粗大結晶粒領域としたとき、該微細結晶粒領域の片面当たりの厚さが全板厚の８〜25％であり、かつ微細結晶粒領域の平均結晶粒径が粗大結晶粒領域のそれの２〜70％であることを特徴とする高周波域の鉄損が低い無方向性電磁鋼板。
   
   

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