JP4658840B2 - 無方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、電気機器の鉄心材料として使用される無方向性電磁鋼板の製造方法に関するものである。特に高効率モータ用素材として最適な無方向性電磁鋼板の製造方法に関するものである。

近年、世界的な電気機器の省エネルギー化の高まりにより、回転機の鉄心材料として用いられる無方向性電磁鋼板に対しても、より低鉄損が要求されてきている。

周知の通り、SiやAl含有量を増加させて固有抵抗を高め、かつ結晶粒径を大きくすることは低鉄損を図る主要な方法である。近年、コンプレッサーモータや電気自動車用モータ等ではSi:3.0%程度、Al:0.5〜1.2%程度添加したハイグレード鋼種が使用されるようになってきた。

このようなSiとAlを多量に添加した鋼板について、打ち抜き性やかしめ性といった顧客での加工性を改善するための方法として、以下の提案がなされている。特許文献1ではAl/Siを0.7〜1.4としてビッカース硬度を130〜210とする方法、特許文献2ではSi≦3×Alとしてビッカース硬度が200を超えないようにする方法である。いずれもAlがSiとほぼ同等の固有抵抗を有していながら、硬度の上昇代がSiより小さい点に着目したものである。すなわち、従来材よりもSi量を減らしてAl量を増やすことで、高い固有抵抗を維持したままで材質硬度を低下させて加工性を改善しようとするものである。

ところで鉄損は渦電流損とヒステリシス損に分離される。渦電流損は板厚の２乗に比例し、固有抵抗に反比例するため、先述の提案によって固有抵抗を高めることは有効な方法である。一方、ヒステリシス損は無方向性電磁鋼板では結晶粒径を粗大化することで低減することが知られており、ハイグレードでは結晶粒径を100〜150μm程度まで粗大化させるのが一般的である。エアコン用コンプレッサーや電気自動車用の高性能モータはインバータ制御によって、400Hz付近の高周波鉄損を低減することが求められ、高固有抵抗化と薄手化が進んできている。ただしヒステリシス損の低減については結晶粒径の粗大化を除き、十分な改善がなされていないのが現状である。

さらにSiとAlを多量に添加すると、鋼板製造時に割れや破断が生じやすくなって、生産性や歩留まりを悪化させるという問題が、需要の拡大とともに顕在化してきた。

特開2001-59145号公報 特開2001-73098号公報

本発明は、Si,Alの含有比率や不純物量、熱延板焼鈍板の延性を制御することによって、高周波鉄損の低減と鋼板の生産性を両立させた無方向性電磁鋼板を提供するものである。

（１）質量%で、C: 0.0005%以上0.0020%以下、Si:1.5%以上3.5%以下、Mn:0.1%以上1.5%以下、Al:0.6%以上3.0%以下、Ti:0.0005%以上0.0020%以下、As: 0.0005%以上0.0050%以下を含有し、残部Fe及び不可避不純物からなり、Al/(Si+Al)が0.3以上0.5以下、固有抵抗が55μΩcm以上でかつ、歪取焼鈍後の高周波鉄損W10/400(W/kg)が板厚t(mm)の式として、W10/400≦40t＋2を満たす無方向性電磁鋼板を製鋼、熱延、熱延板焼鈍、酸洗、冷延、仕上焼鈍からなる工程で製造する方法において、熱延板焼鈍板の衝撃試験における遷移温度が６ ０℃以下であることを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法。
（２）更に、質量%で、Sn:0.0050%以上0.20%以下を含有することを特徴とする請求項1に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
（３）熱延板焼鈍板における断面の平均結晶粒径Ｄ（μｍ）とビッカース硬度Ｈが、Ｄ≦４．５×（２２５-Ｈ）の式を満たすことを特徴とする請求項１または２に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。

本発明は、鋼板の生産性を損なうことなく、高周波鉄損を改善せしめるもので、コスト増加や生産性低下の問題がない。

本発明者らは、鋼に添加するSiとAlについて、固有抵抗を高める効果のみならず、ヒステリシス損への影響について詳細に研究を進めてきた。その結果、SiとAlの添加総量に占めるAl添加量の割合、すなわちAl/(Si+Al)について、ヒステリシス損が著しく低減する最適範囲を見出した。さらに歪取焼鈍時にTiおよびAsの析出物が結晶粒界に析出し、歪取焼鈍後のヒステリシス損に影響を及ぼしていることを知見した。さらに生産性の改善とは前述の通り、鋼板製造時の割れや破断を抑制することであるが、特に熱延板焼鈍を施した熱延板は結晶粒成長しており、かつ鋼板厚みが２〜３ｍｍ程度と製品板に比べて厚いため、これまで有効な対策が提案されていなかった。

そこで、本発明者らは熱延板焼鈍板の特性について詳細に研究を進めてきたところ、熱延板焼鈍板における衝撃特性、および結晶粒径と硬度の関係を規定することで、鋼板の生産性が著しく改善することを知見し、本発明を完成させた。

以下に本発明で規定した鋼板の成分組成の数値限定理由について述べる。なお、成分組成の含有量は質量％である。

Cは歪取焼鈍時にTi炭化物を生成し、歪取焼鈍後の鉄損を悪化させることをことから、0.0020%以下に規定した。下限は脱ガス処理の生産性を考慮して0.0005%とした。

Siは電気抵抗を増加させるために有効な元素であるが、過度に添加すると冷延性を著しく悪くするため3.5%を上限とした。また鉄損低減の観点から下限を1.5%とした。

MnはSi同様に電気抵抗を増加させるために有効な元素であるが、1.5%を超えて添加すまたSを確実に無害化(MnS化)する観点から下限を0.1%とした。

AlはSi同様に電気抵抗を増加させるのに有効な元素であるが、添加量が3.0%を超えると鋳造性を悪化させるため、生産性を考慮して3.0%を上限とした。また鉄損低減の観点から下限を0.6%とした。ると飽和磁束密度の低下が著しくなって磁気特性が悪化することから1.5%を上限とした。

Al/(Si+Al)はSiとAlの添加総量に占めるAl添加量の割合である。ヒステリシス損が最小化する範囲として、0.3以上0.5以下に規定した。

Tiは歪取焼鈍時に炭化物を生成して歪取焼鈍による鉄損の改善代を目減りさせてしまうことから、0.0020%以下に規定した。下限は製鋼処理の生産性を考慮して0.0005%とした。

Asは一般的には析出物を生成せず、鋼板に固溶している元素であるが、歪取焼鈍時にTi炭化物と一緒に析出して歪取焼鈍による鉄損の改善代を目減りさせてしまうことを新たに知見した。この影響を受けない範囲として0.0050%以下に規定した。下限は製鋼処理の生産性を考慮して0.0005%とした。

Snは集合組織の改善効果および焼鈍時の窒化や酸化防止効果が知られており、これらの目的のために積極的に添加してもよい。その場合、効果が得られる0.0050%を下限、効果が飽和する0.20%を上限として規定した。

固有抵抗については高周波鉄損の低減のため、55μΩcm以上に規定した。

歪取焼鈍後の高周波鉄損(W10/400)については板厚に応じた値でなければならない。その理由は、薄手化によって高周波鉄損の約半分を占める渦電流損が低減するからである。よって板厚を考慮した鉄損改善としてW10/400≦40t+2と規定した。

次に本発明における製造条件の限定理由を示す。

熱延板焼鈍板の衝撃試験における遷移温度であるが、割れや破断が生じた鋼板では遷移温度が高く、製造そのものが脆性領域であったこと、さらに成分や焼鈍条件を調整して延性領域で製造するようにしたところ、割れや破断が生じないことを知見した。割れや破断が生じうる酸洗、冷延、仕上焼鈍の製造工程において、70℃の鋼板温度は確保できることから、遷移温度はこれより低ければ問題なく、したがって遷移温度の上限を60℃に規定した。もちろん更に安定的に通板するためには遷移温度は常温であることが好ましい。ここで規定した遷移温度とはJISに規定されている通り、試験温度と延性破面率の関係を示す遷移曲線において延性破面率50%と内挿できる温度である。または延性破面率0%と100%となる温度の吸収エネルギーの平均値を算出しても構わない。なお試験片はJISに規定されたサイズを基本とするが、試験片の幅については熱延板の厚みとする。従ってサイズとしては圧延方向に長さ55mm、高さ10mm、幅は熱延板の厚みに応じて1.5〜3.0mm程度である。さらに試験に際しては試験片を複数本重ね、正規の試験条件である厚み10mmに近づける方が好ましい。

熱延板焼鈍板の結晶粒径とビッカース硬度については、結晶粒径を小さくすることでビッカース硬度が高くても延性が確保できることを知見した。そのしきい値を示す関係式として、D≦4.5×(225-H)と規定した。

ここで熱延板焼鈍板とは、熱延板焼鈍を施した熱延板のことであるが、熱延板焼鈍後に酸洗を施した鋼板でも構わない。

＜実施例１＞
実験室の真空溶解炉にて、質量%で、C:0.0015%、Si:2.1〜3.0%、Mn:0.25%、Al:0.6〜2.5%、S:0.0010%、Ti:0.0013%、As:0.0038%、Sn:0.05%を含有した鋼片を作製した。これらの鋼片に対し、1100℃で60分の加熱を施した後、直ちに熱延して板厚2.0mmとし、900℃で60秒の熱延板焼鈍を施し、一回の冷延にて板厚0.30mmとした。こうして得られた冷延板に1050℃で30秒間の仕上焼鈍を施した後、750℃で2時間の歪取焼鈍を行なった。表1に示す通り、本発明の条件を満たす試料1,5,6において、良好な高周波鉄損が得られ、かつ割れや破断等の生産性の問題が生じなかった。なお試料2,3,4ではAl/(Si+Al)が0.5を超えるために鉄損が悪く、試料7では遷移温度が70℃と高いために冷延で割れが発生し、更に遷移温度および粒径が規定を満たさない試料8では酸洗で破断した。さらに試料9,10ではAl/(Si+Al)が0.3未満で鉄損が悪く、試料11,12では遷移温度および粒径が規定外のために冷延で破断した。

＜実施例２＞
実験室の真空溶解炉にて、質量%で、C:0.0010〜0.0025%、Si:2.4%、Mn:0.25%、Al:1.8%、S:0.0015%、Ti:0.0011〜0.0034%、As:0.0024%を含有した鋼片を作製した。これらの鋼片に対し、1100℃で60分の加熱を施した後、直ちに熱延して板厚2.0mmとし、900℃で60秒の熱延板焼鈍を施し、一回の冷延にて板厚0.35mmとした。こうして得られた冷延板に1025℃で30秒間の仕上焼鈍を施した後、750℃で2時間の歪取焼鈍を行なった。表2に示す通り、本発明の条件を満たすC:0.0020%以下でかつTi:0.0020%以下の試料1,2,4,5において、良好な高周波鉄損が得られた。

＜実施例３＞
実験室の真空溶解炉にて、質量%で、C:0.0016%、Si:2.2%、Mn:0.2%、Al:1.5%、S:0.0017%、Ti:0.0018%、As:0.0024〜0.0089%を含有した鋼片を作製した。これらの鋼片に対し、1050℃で60分の加熱を施した後、直ちに熱延して板厚2.3mmとし、1000℃で60秒の熱延板焼鈍を施し、一回の冷延にて板厚0.35mmとした。こうして得られた冷延板に1000℃で30秒間の仕上焼鈍を施した後、750℃で2時間の歪取焼鈍を行なった。表3に示す通り、本発明の条件を満たすAs:0.0050%以下の試料1〜3において、良好な高周波鉄損が得られた。

＜実施例４＞
実験室の真空溶解炉にて、質量%で、C:0.0015%、Si:2.7%、Mn:0.5%、Al:1.4%、S:0.0014%、Ti:0.0016%、As:0.0023%を含有した鋼片を作製した。これらの鋼片に対し、1120℃で60分の加熱を施した後、直ちに熱延して板厚2.3mmとし、850〜1100℃で60秒の熱延板焼鈍を施し、一回の冷延にて板厚0.50mmとした。こうして得られた冷延板に1030℃で40秒間の仕上焼鈍を施した後、750℃で2時間の歪取焼鈍を行なった。表4に示す通り、本発明の条件を満たす試料1から4において、良好な高周波鉄損が得られ、かつ割れや破断等の生産性の問題が生じなかった。なお試料5,6では熱延板焼鈍の遷移温度が70℃以上と高いために冷延で破断した。

Claims (3)

1. 質量%で、C: 0.0005%以上0.0020%以下、Si:1.5%以上3.5%以下、Mn:0.1%以上1.5%以下、Al:0.6%以上3.0%以下、Ti:0.0005%以上0.0020%以下、As: 0.0005%以上0.0050%以下を含有し、残部Fe及び不可避不純物からなり、Al/(Si+Al)が0.3以上0.5以下、固有抵抗が55μΩcm以上でかつ、歪取焼鈍後の高周波鉄損W10/400(W/kg)が板厚t(mm)の式として、W10/400≦40t＋2を満たす無方向性電磁鋼板を製鋼、熱延、熱延板焼鈍、酸洗、冷延、仕上焼鈍からなる工程で製造する方法において、熱延板焼鈍板の衝撃試験における遷移温度が６ ０℃以下であることを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法。
2. 更に、質量%で、Sn:0.0050%以上0.20%以下を含有することを特徴とする請求項1に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
3. 熱延板焼鈍板における断面の平均結晶粒径Ｄ（μｍ）とビッカース硬度Ｈが、Ｄ≦４．５×（２２５-Ｈ）の式を満たすことを特徴とする請求項１または２に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。