JP2012102344A - 方向性電磁鋼板 - Google Patents
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Abstract
【解決手段】電磁鋼板の成分として、質量%で、C:0.005%以下、Si:1.0〜8.0%およびMn:0.005〜1.0%を含み、かつNb、Ta、VおよびZrのうちから選んだ1種または2種以上を合計で10〜50質量ppm含有して、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、上記Nb、Ta、VおよびZrは含有量の少なくとも10%が析出物として存在し、該析出物の直径(円相当径)を平均で0.02〜3μmとし、かつ直径:10μm以上の介在物を1mm2当たり1個未満とし、さらに該鋼板の二次再結晶粒の平均粒径が5mm以上とする。
【選択図】図1
Description
例えば、上記のインヒビター成分として、特許文献1にはAlN、MnSを使用する方法が、また特許文献2にはMnS、MnSeを使用する方法がそれぞれ開示され 工業的に使用されている。さらに最近では、特許文献3において提案されているように、インヒビター成分を含有しない鋼板であっても、ゴス方位結晶粒を二次再結晶の作用によって発達させる技術がある。
この方法では、インヒビター成分が不要なため、インヒビター成分を純化する工程が不必要となる。また、純化焼鈍を高温化する必要がなく、インヒビター成分の鋼中微細分散工程が不必要なため、微細分散のために必須であった高温スラブ加熱も不要となるなど、工程およびコスト面でも、また設備等のメンテナンス面でも大きなメリットを有する方法である。
また、方向性電磁鋼板が使用されている変圧器においても、この鉄損特性は重視されており、変圧器を作製した後でも、実機での鉄損特性を管理するために、その測定を定期的に実施する必要がある。
このように剪断された鋼板は、その加工面が剪断力により引きちぎられ、鋼板内に歪が多量に導入されることになる。そのため、剪断された電磁鋼板は、導入歪に由来する磁気特性の劣化が生じやすく問題となっていた。
は適用できなかった。
それ故、数mの大きさの大型変圧器用電磁鋼板においても、剪断加工を行った際の磁気特性劣化を低減できる技術が望まれていた。
さらに、近年、特に使用が増えてきている、板厚が0.220mm以下と薄い電磁鋼板の場合には、剪断加工がより困難であるため、歪導入量が増大する結果、剪断加工した後の鉄損の劣化がより大きくなってしまうという問題があった。
以下、本発明を成功に至らしめた実験について説明する。
質量%で、C:0.022%、Si:3.39%、Mn:0.08%、Sb:0.030%、Sn:0.050%、Cr:0.05%およびP:0.010%を含み、かつ質量ppmで、Al:50ppm、N:50ppm、S:50ppmおよびNb:41ppmを含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを、連続鋳造にて製造し、1220℃でスラブ加熱を施したのち、熱間圧延により2.4mm厚とした。ついで、1050℃で30秒の熱延板焼鈍を施し、冷間圧延により1.8mmの板厚として、1000℃で40秒の中間焼鈍を施したのち、冷間圧延により0.15mmの板厚に仕上げた。その後、均熱条件が850℃で60秒、50体積%N2−50体積%H2湿潤雰囲気での再結晶焼鈍(一次再結晶焼鈍)を施し、MgOを主体とする焼鈍分離剤を塗布したのち、1200℃で10時間保定する最終仕上焼鈍(純化焼鈍)を施した。最終仕上焼鈍(純化焼鈍)の際、鋼板の最高到達温度を1200℃として保定の後、900℃から500℃までの冷却速度を平均で5〜300℃/hと種々変化させて、常温まで降温した。ここに、上記冷却速度を変化させたのは、最終仕上焼鈍後にも地鉄中に残存するNb系の析出物量を種々に変化させるためである。
その後、リン酸マグネシウムとほう酸を主体とした張力付与コーティング形成を兼ねた平坦化焼鈍を900℃、15秒の条件で施した。
剪断機で切断した場合は、前述したとおり、鋼板に歪が残存し鉄損が劣化した。一方、ワイヤーカッターによる切断は、時間がかかったものの、鋼板に、歪をほとんど残存させることなく切断できた。
したがって、同図に示したΔWは、歪残存により劣化した鉄損量を、ほぼ示していると考えられる。それ故、同図から、Nbを含有させることで、剪断により劣化する鉄損量を低減できることが分かる。但し、Nb含有量を多くしても、ΔWが未だ大きい場合があることも同時に明らかになった。
今回の実験で用いたNb含有材の組織調査を行ったところ、Nbは析出物を形成して、鋼中に分散していることが明らかとなった。その析出物径は、小さい物で0.02μm程度、大きい物で3μm程度であった。通常の方向性電磁鋼板には、このような鋼中の析出物は、ほとんど存在しないことから、この析出物の存在が剪断による鉄損劣化の低減に寄与したのではないかと推測される。
しかし、この規則正しく配列している鉄の原子の中に、上記したような析出物が存在すると、剪断加工のような応力が加わった場合に、この析出物の周辺に応力集中が生じて、鉄の原子の配列をゆがめる前に亀裂が生じることが考えられる。そして、この作用により上記した歪の蓄積が緩和されると考えれば、上記した現象についての説明ができる。
まれるNbの含有量の割合)を調査した。
一方、析出物中に含まれるNbの含有量(鋼板における含有量:質量%)は、鋼板を電解で溶かして析出物だけ捕捉(ろ過)し、その析出物の中のNb重量を測定し、電解されて減少した鋼板の重量と、その析出物の中のNb重量とから計算することができる。
このような析出物中に含まれるNbの含有量の定量値は、具体的に、以下の方法で求める。
このエタノール溶液と前記の電解で使用した電解液の中には析出物が含まれており、これらを0.1μmメッシュのろ紙(nmオーダーの析出物まで捕捉可能)を用いてろ過するこ
とで析出物を捕捉する。ろ過後、ろ取された析出物をろ紙ごと白金るつぼに入れて700℃
で1時間加熱し、さらにNa2B4O7とNaCO3を加え900℃で15分間加熱する。これを一旦冷却した後、さらに1000℃で15分間加熱する。
そして、このNb質量を、電解により減少した製品板(鋼板)の質量で除することにより、析出物中に含まれるNbの含有量(質量%)を求める。
このようにして求めた析出物中に含まれるNbの含有量(質量%)を、さらに前記した全Nb含有量(質量%)で除することにより、Nb析出割合を求めることができる。
そこで、板厚:0.15mmの切断面を、およそ100mm長に渡って観察したところ、ΔWが大きい2種類のサンプルでは、10μm以上の粗大な介在物がそれぞれ7個および12個観察された。一方、同程度の析出物中のNb量を含有しつつ、ΔWが小さいサンプルでは、粗大な介在物が観測されなかった。したがって、粗大な介在物の存在が剪断加工による鉄損劣化を増大させていると言える。
前述したとおり、本発明では、剪断加工による歪の蓄積を析出物によって緩和しているが、粗大な介在物があると、そこに新たな応力集中が生じ、その付近で鉄原子の配列が大きく歪んでしまい、その結果としてΔWが劣化してしまうことが考えられる。したがって、特に薄物材の場合では、粗大な介在物は極力なくす必要がある。さらに、調査を進めたところ、粗大な介在物の存在頻度は15mm2の面積の内に15個未満(すなわち1mm2の面積中に1個未満)とする必要があることが分かった。
なお、本発明では、鋼板を剪断した際の剪断面に、介在物が少ないことが重要であるため、粗大な介在物は、単位体積当たりの個数ではなく、任意の断面の単位面積当たりの介在物の個数を規定するものとする。
質量%で、C:0.037%、Si:3.15%、Mn:0.15%、Sb:0.039%を含み、かつAl:31質量ppm、N:12質量ppm、S:21質量ppmを含有し、残部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て製造し、1250℃でスラブ加熱した後、熱間圧延により2.0mmの厚さとし、1000℃、15秒間の熱延板焼鈍を施したのち、冷間圧延により0.20mmの板厚に仕上げた。
ついで、50体積%N2-50体積%H2湿潤雰囲気中にて、800〜880℃の温度範囲、60秒間の均熱条件で、再結晶焼鈍を施した後、MgOを主体とする焼鈍分離剤を塗布してから、1050〜1230℃の温度範囲で10時間保定する純化焼鈍(最終仕上焼鈍)を行った。
再結晶焼鈍と純化焼鈍の温度を変更したのは、純化焼鈍で起こる二次再結晶の結晶粒径を変化させるためである。
本発明は上記知見に立脚するものである。
1.質量%で、C:0.005%以下、Si:1.0〜8.0%およびMn:0.005〜1.0%を含み、かつNb、Ta、VおよびZrのうちから選んだ1種または2種以上を合計で10〜50質量ppm含有して、残部がFeおよび不可避的不純物からなる板厚:0.220mm以下の鋼板であって、上記Nb、Ta、VおよびZrは含有量の少なくとも10%が析出物として存在し、該析出物の直径(円相当径)が平均で0.02〜3μmであり、かつ直径:10μm以上の介在物が1mm2当たり1個未満であって、さらに該鋼板の二次再結晶粒の平均粒径が5mm以上であることを特徴とする方向性電磁鋼板。
まず、本発明において鋼板の成分組成を前記の範囲に限定した理由について説明する。なお、鋼板(地鉄)成分における%表示およびppm表示は、特に断らない限り、それぞれ質量%および質量ppmを表すものとする。
Cは、鋼中に不可避的に混入する元素であるが、磁気時効による磁気特性劣化が発生するため極力低減することが望ましい。しかし、完全に除去することは困難であり、製造コスト面からも0.005%以下であれば許容される。好ましくは0.002%以下である。C含有量の下限をとくに限定すべき理由はないが、工業的にはCは零を超えて含まれる。
Siは、最終製品板において、鋼の比抵抗を高め、鉄損を改善させるために必要な元素であるが、1.0%未満ではその効果に乏しい。一方、8.0%を超えた場合には、鋼板の飽和磁束密度が顕著に低下する。従って、Siは1.0〜8.0%に限定する。Si含有量の好ましい下限は3.0%である。またSi含有量の好ましい上限は3.5%である。
Mnは、熱間圧延時の加工性を良くするために必要な元素であるが、添加量が0.005%
未満では加工性改善効果に乏しい、一方、1.0%を超えると二次再結晶が不安定になり磁
気特性が劣化する。したがって、Mnは0.005〜1.0%に限定する。Mn含有量の好ましい下限は0.02%である。またMn含有量の好ましい上限は0.20%である。
ここに、平均径が0.02μmに満たないと、析出物が小さすぎて応力集中が起こりにくくなる。一方、3μmを超えると、析出物の存在頻度(個数)自体が減少して、応力集中が起こる箇所が少なくなってしまう。好ましい析出物の平均径は0.05〜3μmである。より好ましい下限は0.12μm、さらに好ましい下限は0.33μmである。また、より好ましい上限は1.2μm、さらに好ましい上限は0.78μmである。
なお、Nb等の析出物の析出の割合は 20%以上であることが好ましく、31%以上であることがより好ましい。さらに好ましくは48%以上である。上限は定める必要が無く、100%析出していても問題はない。
以上の現象においては、一般の析出現象と同様に、冷却速度が速い場合は、析出物量が少なくなり(一部固溶したまま残る)、かつ析出物の径も小さくなる。一方、冷却速度が遅い場合は、その逆の状態になる。
ここに、本発明において、析出物とは、主に、Nb等の炭化物や酸化物、窒化物であり、粗大な介在物とは、主に、溶鋼中のフラックスやアルミナ等の不純物、および上記析出物が10μm以上に粗大化したものである。
ここで、二次再結晶粒の平均粒径を5mm未満としてΔWを低減する方法も考えられるが、鉄損や磁束密度の絶対値が低下するなどの問題が生じてしまうために、好ましくない。
本発明では、さらに必要に応じ、以下に述べる元素を適宜含有させることができる。
Ni:0.010〜1.50%
磁気特性を向上させるために、Niを添加することができる。この場合、添加量が0.010%未満では磁気特性の向上幅が小さい。一方、1.50%を超えると二次再結晶が不安定になり磁気特性が劣化するおそれがある。したがって、Niは、0.010〜1.50%の範囲とすることが好ましい。
鉄損を低減させる目的で、Cr、CuおよびPのうちの少なくとも一種を添加することができる。
ただし、それぞれの添加量が上記の下限量より少ない場合には、鉄損の低減効果に乏しい。一方、上記の上限量を超えた場合には、二次再結晶粒の発達が抑制され、逆に鉄損が増大する。したがって、それぞれ上記の範囲で含有させることが好ましい。
磁束密度を向上させる目的で、Sn、Sb、BiおよびMoのうち少なくとも一種を添加することができる。
ただし、それぞれの添加量が上記の下限量より少ない場合には、磁気特性の向上効果に乏しい。一方、上記の上限量を超えた場合には、二次再結晶粒の発達が抑制され磁気特性が劣化する。したがって、それぞれ上記の範囲で含有させることが好ましい。
また、Siは、最終的に必要な量である1.0〜8.0%を、溶鋼での成分調整の段階で調節しても問題はない。一方、スラブ製造以後の工程で浸珪処理等によりSi量を増加させる方法を利用する場合には、溶鋼でのSi量を最終的に必要な量よりも抑えて添加することもできる。
上記以外に、必要に応じてインヒビター成分(AlN形成元素であるAlおよびN、MnS形成元素であるMnおよびS、MnSe形成元素であるMnおよびSe、TiN形成元素であるTiおよびNなど)を少なくとも1組、常法に従い、適量を含有することができる。
熱間圧延前のスラブ加熱温度としては、インヒビター成分を含む成分系では約1400℃の高温が通常採用される。一方、インヒビター成分を含まない成分系では1250℃以下の低温が通常採用され、コストの面で有利である。
打ち抜き加工性を重視してフォルステライト被膜を積極的に形成しない場合には、焼鈍分離剤を適用しないか、適用する場合でもフォルステライト被膜を形成するMgOは使用せずにシリカやアルミナ等を用いるのがよい。これら焼鈍分離剤を塗布する際は、水分を持ち込まない静電塗布を行うことなどが有効である。また耐熱無機材料シート(シリカ、アルミナ、マイカ)を用いてもよい。
なお、より好ましい冷却速度の下限は7.8℃/hである。また、より好ましい冷却速度の上限は30℃/hであり、安定した結果を得る観点からさらに好ましい冷却速度の上限は14℃/hである。
表1記載の成分を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼片を溶製し、連続鋳造にて鋼スラブを製造した。溶製時、真空中での二次精錬を行い、その時間を変化させて介在物の存在頻度を調整した。1400℃でスラブ加熱した後、熱間圧延により2.4mmの厚さに仕上げた。その後1000℃で40秒の熱延板焼鈍を施した後、冷間圧延により1.8mmの板厚とし、さらに900℃の中間焼鈍を施した後、冷間圧延により0.20mm厚に仕上げた。
表2記載の成分を含有し、二次精錬の時間を変化させて介在物の存在頻度を調整して製造した方向性電磁鋼板の製品板を90℃の熱塩酸に6分浸漬することで、コーティングとフォルステライト被膜を除去し、かつ板厚を0.10mmに減厚した。その後、均熱条件が850℃で70秒、60体積%N2-40体積%H2湿潤雰囲気で焼鈍を行ってSiO2の内部酸化層を付与し、MgOを主体とする焼鈍分離剤を塗布した後に1200℃で2時間の純化焼鈍を行うことで再度フォルステライト被膜を形成した。
その後、リン酸マグネシウムとほう酸を主体とした張力付与コーティング形成を兼ねた平坦化焼鈍を900℃で30秒の条件で施した。このようにして0.10mm厚のサンプルを得た。得られたサンプルをエプスタイン試験片の30mm×280mmサイズに切断した。このとき、ワイヤーカッターで鋼に歪が入らないように切断した場合と、剪断機による切断と2条件で行った。
C:0.052%、Si:3.35%、Mn:0.20%、Cr:0.06%、Al:250ppm、N:80ppm、S:35ppm、P:0.008%、Sb:0.036%およびNb:30ppmを含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを、連続鋳造にて製造し、溶製時、真空中での二次精錬の時間を変化させて介在物の存在頻度を調整した。さらに1400℃でスラブ加熱した後、熱間圧延により2.4mmの厚さとした。ついで、1000℃で40秒の熱延板焼鈍を施したのち、冷間圧延により1.8mmの板厚として、700〜1020℃の温度範囲で中間焼鈍を施した後、冷間圧延により0.18mm厚の鋼板に仕上げた。
なお、得られたサンプルはエプスタイン試験片の30mm×280mmサイズに切断した。このとき、ワイヤーカッター切断した場合と、剪断機による切断の場合との2条件で行った。
上記被膜を除去したサンプルで、鋼板中の成分調査を行った結果は、C:0.0016%、Si:3.35%、Mn:0.20%、Cr:0.06%、P:0.008%、Sb:0.036%、Nb:19ppmであり、本発明の要件を満足する成分組成であった。さらに、析出物調査を行った結果、平均の析出物径は0.52〜1.22μmであり、本発明範囲内であった。
Claims (3)
- 質量%で、C:0.005%以下、Si:1.0〜8.0%およびMn:0.005〜1.0%を含み、かつNb、Ta、VおよびZrのうちから選んだ1種または2種以上を合計で10〜50質量ppm含有して、残部がFeおよび不可避的不純物からなる板厚:0.220mm以下の鋼板であって、上記Nb、Ta、VおよびZrは含有量の少なくとも10%が析出物として存在し、該析出物の直径(円相当径)が平均で0.02〜3μmであり、かつ直径:10μm以上の介在物が1mm2当たり1個未満であって、さらに該鋼板の二次再結晶粒の平均粒径が5mm以上であることを特徴とする方向性電磁鋼板。
- 質量%で、さらにNi:0.010〜1.50%、Cr:0.01〜0.50%、Cu:0.01〜0.50%、P:0.005〜0.50%、Sn:0.005〜0.50%、Sb:0.005〜0.50%、Bi:0.005〜0.50%およびMo:0.005〜0.100%のうちから選んだ少なくとも一種を含有することを特徴とする請求項1に記載の方向性電磁鋼板。
- 鋼板表面に、鋼板の圧延直角方向に対して15°以内の角度で圧延方向と交差する、幅:50〜1000μm 、深さ:10〜50μm の直線状の溝を有することを特徴とする請求項1または2に記載の方向性電磁鋼板。
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