JP5375678B2 - 鉄損および磁束密度が極めて優れた無方向性電磁鋼板 - Google Patents

Description

本発明は、モーターやトランス用の鉄芯材料として用いられる、鉄損および磁束密度ともに極めて優れた無方向性電磁鋼板に関するものである。

無方向性電磁鋼板は、重電機器、家電用など各種モーター、変圧器、安定器等の鉄芯材料として広く用いられている。商業的には鉄損でグレード分けされ、モーターやトランスの設計特性に合せて使い分けがなされている。近年、エネルギー節減の観点から一層の低鉄損化が、また、電気機器の小型化の観点から一層の高磁束密度化が要求されており、鉄損、磁束密度ともにさらに優れた鋼板の開発が強く要望されている。

このような背景で、これまでに鉄損や磁束密度の改善を目的とした多くの技術が開示され、成分の最適化、特殊元素の添加、熱延板焼鈍の付与、仕上焼鈍の高温化などが実用化されている。これらの技術が制御しようとしている因子の一つは析出物の形態であり、材質特性に強く影響を及ぼすため重要な因子と考えられている。

一般に、鋼板中に微細な析出物が存在すると焼鈍時の粒成長が阻害され鉄損が劣化する。特に、微細な硫化物は粒成長を阻害し鉄損を大幅に劣化させることが知られており、鋼板の粒成長性を向上させるには、硫化物量を低減するか粗大化するかし無害化する必要がある。硫化物量の低減にはＳの低減が直接的であるが、２次精練工程での脱硫、脱窒の強化、長時間の脱ガス処理が必要となり、製鋼コストの上昇が避けられない。

また、製造工程の追加となる熱延板焼鈍を実施する技術または最終仕上げ焼鈍温度の高温化などもコスト上昇は避けられずこれらの技術により安価で特性の優れた鋼板を製造することは困難であった。

この他の方法として、熱延加熱温度の低温化に関する技術が提案されている。例えば、特許文献１には、熱間圧延途中の粗バーを９５０〜１１５０℃に加熱することで熱間圧延中のＭｎＳの微細析出を防止する技術が開示されている。
しかし、このように単純に熱延加熱温度を低温化するだけでは特性向上は十分でなく良好な特性を得るためには硫化物の種類や状態を特定の範囲内に限定する必要がある。また、熱延加熱温度の低温化は熱延温度域も低温化することになるため圧延荷重が大きくなったり、熱延後の再結晶や粒成長が不十分になり逆に磁気特性が劣化する場合もある。

特開平１１−６１２５７号公報

本発明はこのような状況に鑑みなされたもので、新しい工程の付与を行うことなく基本成分の最適化と製造工程の改善とにより、鉄損および磁束密度ともに極めて優れた無方向性電磁鋼板を得ることができるようにするものである。

本発明者らは、硫化物形態を制御し、良好な磁気特性が得られる無方向性電磁鋼板の製造方法を見出すべく最適製造条件（特に熱延条件）について検討を行い、硫化物の中でも特にＣｕを含有する硫化物の量、サイズおよび密度が特定の範囲内にある場合に磁気特性が良好となることを知見し、そのためには特に熱延条件（温度、時間、履歴、冷却速度等）の制御が重要であることを明確にして本発明を完成したものである。

すなわち、最終製品での硫化物（特にＣｕを含有する硫化物）の状態を特定範囲内に限定し、そのための製造方法として熱延条件を有効に活用する、すなわち、Ｃｕ：０．２％以下を含有する無方向性電磁鋼板用の鋼片を９００℃〜１１００℃の温度範囲に３０分以上保定し、その後１１５０℃以上の温度で３０以上保定することなく熱延を開始し、仕上げ熱延中および仕上げ熱延直後の冷却速度を制御することにより得られた無方向性電磁鋼板に特徴がある。
本発明の要旨は次のとおりである。

（１） 質量％で、Ｃ：０．００５０％以下、Ｓｉ：０．０５〜３．５％、Ｍｎ：３．０％以下、Ａｌ：３．０％以下、Ｓ：０．００８％以下、Ｐ：０．１５％以下、Ｎ：０．００５０％以下、Ｃｕ：０．２％以下を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、かつ、（Ｃｕ硫化物であるＳ）／（鋼中Ｓ）≦０．２および（Ｃｕ硫化物であるＳ）／（Ｍｎ硫化物であるＳ）≦０．２を満足する鋼であって、更に鋼板中の直径０．０３〜０．２０μｍのＣｕを含有する硫化物の数密度が０．５個／μｍ^３以下であり、鋼板中の直径０．０３μｍ以上１．０μｍ以下のＣｕを含有する硫化物について、平均直径が０．０５μｍ以上、直径が０．０５μｍ以下であるものの個数の割合が５０％以下であることを特徴とする無方向性電磁鋼板。

以上述べたように、本発明によれば安価で、しかも鉄損値および磁束密度がともに極めて優れた無方向性電磁鋼板を得ることができる。

以下に本発明の詳細をその限定理由とともに説明する。含有量はすべて質量％である。
Ｃは、磁気時効によって磁気特性を著しく劣化させるため、上限を０．００５０％とする。また、鉄損低下の観点からはＣは０．００２０％以下であることが好しい。

Ｓｉは、磁気特性と通板性の兼ね合いから０．０５〜３．５％とする。０．０５％未満では良好な磁気特性が得られず、３．５％を超えると脆化のため製造工程での通板性が顕著に劣化する。

Ｍｎは、Ｓと反応し硫化物を形成するため本発明では重要な元素である。通常Ｍｎが中途半端に少ない場合には熱間圧延中に微細なＭｎＳが析出し鉄損および磁束密度を著しく劣化させる場合がある。しかし、本発明においては熱延加熱条件を特定の範囲に制御することで、この悪影響を回避できるため、Ｍｎの下限は特に設けない。一方、Ｍｎ量が多くなると熱間圧延段階で再溶解・再析出するＭｎＳの量が減少するので、ＭｎＳによる悪影響は減少する。１．０％を超えるとこの効果は飽和するが、固溶Ｍｎの存在そのものが磁束密度にとって不利な｛１１１｝方位の生成を抑制し磁束密度を向上させるので、多量に含有させても特に問題はない。コスト面からＭｎの上限を３．０％とする。

Ａｌは、ＡｌＮの形成を促進し粗大化させ結晶粒成長性を向上させる観点から下限は特に設ける必要はない。Ａｌ量が多い場合も１．０％を超えると析出物形態促進の効果は飽和するが、固溶Ａｌが電気抵抗を高めることで鉄損を低下させるので、多量に含有させることが特性上有利である。ただし、高Ａｌを含有する溶鋼は鋳造時の操業性が悪化するため上限を３．０％とする。

Ｓは硫化物量に直接関係する。含有Ｓ量が多いと熱延加熱条件を本発明範囲に制御したとしても析出量が多くなり粒成長性を阻害するため、上限は０．００８％とする。なお、鋼板の磁気特性をより高めるためには、０．００５％以下とすることが好しい。

Ｐは、鋼板の硬度を高め、打ち抜き性を向上させる作用があるので、所望の打ち抜き硬度によりその必要添加量が決められる。ただし、過剰に含有すると磁束密度が劣化するので上限を０．１５％とする。
Ｎは、含有量が多いと窒化物が多くなり結晶粒成長性を阻害するため上限を０．００５０％とする。なお、鋼板の磁気特性をより高めるためには、０．００３０％以下とすることが好しい。

Ｃｕは、Ｍｎと同様に硫化物を形成するが硫化物を介しての磁気特性の影響はＭｎ硫化物以上に大きいため本発明では特に重要な元素である。Ｃｕはわずかな含有量でも熱間圧延中、特に仕上げ圧延以降の工程において微細な硫化物を形成し鉄損および磁束密度を著しく劣化させる場合がある。このため、できる限り少ないことが好ましいが、通常、鋼板中には原料や製造工程で混入するスクラップ等から不可避的に含有しているため０とすることは困難である。一方、過剰に含有すると磁束密度を低減させるので、上限を０．２％とする。

次に本発明の重要な制限要因である硫化物の状態について説明する。
本発明では特にＣｕを含有する硫化物の制御が重要である。一般に硫化物の種類および形態はＳやＭｎ，Ｔｉ，Ｍｇ，Ｃａ、Ｃｕなどの硫化物形成元素量や熱延などの製造条件のみならず複合析出する場合にはＯ，Ｃおよび酸化物、炭窒化物形成元素の含有量によっても変化する。
本発明では、（Ｃｕ硫化物であるＳ）／（鋼中Ｓ）≦０．２、および、（Ｃｕ硫化物であるＳ）／（Ｍｎ硫化物であるＳ）≦０．２、と限定する。
これは硫化物の中でも磁気特性への悪影響が特に大きいＣｕ硫化物の量を減らすことが重要となるためで、特に、本発明鋼で主となるＭｎＳ等、Ｃｕ以外の硫化物に対する比を小さくすることが重要である。十分な効果を得るにはこれらの比を０．１以下とすることが好ましく、さらに好ましくは０．０５以下とする。

ここで、（Ｃｕ硫化物であるＳ）とは鋼板を電解抽出して得た残渣中のＣｕ量を定量し、原子比でＣｕ／Ｓ＝２／１としてＳの質量に換算した値であり、また、（Ｍｎ硫化物であるＳ）とは鋼板を電解抽出して得た残渣中のＭｎ量を定量し、原子比でＭｎ／Ｓ＝１／１としてＳの質量に換算した値である。

化学的な分析で知ることができる硫化物は、その量とともに、顕微鏡等を用いる直接観察により判明できるサイズ、密度等の制御も本発明の効果を得るためには重要となる。特に上述のような化学的な分析では検出できず、分析値が０となるような場合にも、直接観察においては微細かつ微量な硫化物が見られる場合もあり、このような微細かつ微量な硫化物を制御することが本発明では重要となることがある。なお、硫化物単独の析出物でなく酸化物や炭化物などと複合析出した場合も対象とする。複合析出物を形成した場合には、一つの析出物の種類および各化合物についてのサイズを特定することは困難であるが、明らかに一つの析出物が硫化物である部分とその他に分けられる場合を除いて一つの硫化物として判定するものとする。

硫化物は、本発明ではＳＰＥＥＤ法によって得られた抽出レプリカをＥＤＸ付電子顕微鏡にて観察する。組成の判定はＥＤＸにより分析を行い主として観察される非金属元素がＳの場合を硫化物とする。また、大きさが小さいためＳの特性スペクトルは明瞭ではなくともＭｎ，Ｃｕ等が検出されかつ、Ｏ等の明瞭なスペクトルが観察されず、かつ硫化物と特定できる他の析出物との形態比較から硫化物とほぼ断定できる析出物も硫化物として本発明で考慮に入れる。大きさが非常に微小でありＥＤＸスペクトルに明瞭な特性スペクトルが現れないものは本発明で考慮すべき硫化物からは除外する。この最小サイズは大体０．０３μｍであるので、本発明では０．０３μｍを下限とした。

硫化物の直径および数は、偏りがない程度の視野について計測する。本発明においては、対象となる径の硫化物の数が１視野内に約５００個となるような倍率に設定して、無作為に１０視野を選択し、数密度については対象硫化物数をその時の視野面積とＳＰＥＥＤ法による電解厚さで除し、また平均直径は個々の硫化物径の合計を個数で除した。
ここで、視野内の対象となる硫化物は全て計測する必要があることは言うまでもない。なお、画像解析等を用いて硫化物数と直径を求めることもできる。
また、形状が延伸したものが見られる場合があるが、形状が等方的でないものについては長径と短径の平均をその析出物の直径とする。

析出物の数密度はレプリカ作成過程における電解工程において試料表面を通電した全電荷が、Ｆｅの２価イオン（Ｆｅ２＋）として鋼板が電解されるのに消費され、電解時に残滓として残る析出物がすべてレプリカ上に補足されるとして計算した。本発明者らの通常のレプリカ作成においては試料表面積において５０Ｃ（クーロン）／ｃｍ２の電気量で電解を行うので、試料表面から１８μｍの厚さ内にある析出物がレプリカ上で観察されることになる。

以上のようにして測定された硫化物について、直径０．０３〜０．２０μｍのＣｕを含有する硫化物の数密度が０．５個／μｍ３以下、直径０．０３μｍ以上１．０μｍ以下のＣｕを含有する硫化物について、平均直径が０．０５μｍ以上、直径が０．０５μｍ以下であるものの個数の割合が５０％以下、とすることで良好な磁気特性を得ることができる。数密度が特定数値以上、特に微細なものの割合が増加すると粒成長性が著しく阻害され良好な特性を得ることができなくなる。

次に、以上のような本発明に係る無方向性電磁鋼板の製造方法について説明する。
本発明の無方向性電磁鋼板は、上述した成分からなる鋼片を熱間圧延し、酸洗し、冷間圧延し、再結晶焼鈍することで得られる。さらに、熱間圧延後に熱処理を施しても良い。

このうち、本発明の電磁鋼板を得るために特に重要な熱延条件について説明する。特に、熱延前の温度履歴および仕上げ熱延中および仕上げ圧延直後の冷却速度が重要な要件であって、これを所定の範囲内に制御することで本発明の無方向性電磁鋼板を確実に得ることができる。

すなわち、熱間での圧延前に９００〜１１００℃の温度範囲で３０分以上保定することで発明の効果が顕著になる。この条件を外れると上記の硫化物分布が本発明で規定した最適範囲を外れるため特性が劣化する。

このメカニズムの詳細は明らかではないが、基本的に高温での加熱は加熱中の硫化物の溶解量が多くなりその後の熱延工程での温度降下過程で析出する際に微細な硫化物を増加させるためと考えられる。
一方、加熱温度を低くすると熱延の仕上げ温度も低くなりその後の巻取り温度も低くなるため、巻取り中の硫化物成長も期待できなくなる。また、仕上げ温度が低くなると再結晶、粒成長も起きにくくなり、熱延板で加工組織が残留し最終特性を阻害する場合もある。

このためには低温保定の後、短時間だけ高温で保定し圧延を開始することが有効である。この場合には、特に表層が高温になり板全体の圧延中の温度降下を抑制することで、熱延組織の再結晶、成長が促進され最終製品での特性も向上する。
この短時間の高温加熱は温度が１１５０℃以下では再結晶、粒成長を促進する効果が得られず、また加熱時間が３０分を超えると硫化物形態の制御が困難になる。

硫化物形態を好ましく制御するために、熱間仕上げ圧延中およびその後の冷却条件も特定の範囲とすることが好ましい。仕上げ熱延中の平均冷却速度を５０℃／秒以下、仕上げ熱延終了後３秒間の平均冷却速度を２０℃／秒以下とする。この冷却速度の制御が重要となる温度域は一般には熱延中に冷却水やロールとの接触により鋼材の温度が降下するため熱延前の加熱温度よりも低い温度域となる。

この温度域での冷却速度が特性に大きな影響を及ぼすメカニズムは明確ではないがＣｕとＭｎでは含有量との兼ね合いもありＣｕ硫化物はより低い温度域で生成し、丁度熱延仕上げ温度付近の温度域で形成し、この温度域での冷却速度がＣｕ硫化物の量および形態の制御に強い影響を及ぼすためと思われる。詳細には圧延による加工誘起析出等も考慮したメカニズムが働くと考えられる。

硫化物の形態は仕上げ熱延後の熱処理によってもある程度の制御は可能であり、この場合は巻取り温度を７００℃以上とすると析出物形態がより好ましく制御できる。また熱延板を７００℃以上１２００℃以下で５秒〜１０分の熱処理を行うことでも同様の効果を得ることができる。

酸洗以降の製造工程は何ら特殊なものである必要はなく、通常の無方向性電磁鋼板の製造方法と同様で本発明の効果を得ることができる。
なお、以上に説明した製造方法により仕上焼鈍を経て得られた無方向性電磁鋼板は、その後に歪取焼鈍を行ってもその優れた鉄損値および磁束密度を保持する。

また、本発明の効果は、焼鈍後の歪の導入を抑えてモーターとして使用される、いわゆるフルプロセス無方向電磁鋼板は勿論、焼鈍後にスキンパス圧延を行いモーター等に組み立て後の熱処理工程での歪誘起粒成長現象を用いて特性の改善を行ういわゆるセミプロセス無方向電磁鋼板にも適用可能である。

さらに、磁気特性の更なる向上、強度、耐食性や疲労特性等の部材としての付加機能、また鋳造成や焼鈍通板性、スクラップ使用など製造工程上の生産等を向上させる目的でＳｎ、Ｗ、Ｍｏ、Ｓｂ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｏ等の微量元素を添加または不可避的に混入することは本発明の効果を何ら損なうものではない。

表１に示す成分の鋼を溶製し、これを連続鋳造でスラブとなし、表２に示す熱延条件でそれぞれ熱間圧延し、板厚２ｍｍの熱延板を得た。熱延板を酸洗した後、圧下率７５％で０．５０ｍｍに冷延し、次いで表２中の条件で連続焼鈍を実施し製品とした。得られた各鋼板の析出物の状態と磁気特性を表３および表４に示す。

なお、電磁鋼板の特性は含有するＳｉ，Ｍｎ，Ａｌ量により大きく変化するため、本発明の効果の評価は、これらの含有量がほぼ同等である３つの組、すなわち試験Ｎｏ．１，２、３（鋼Ａ，Ｂ）、試験Ｎｏ．４，５，６（鋼Ｃ，Ｄ）、試験Ｎｏ．７，８，９（鋼Ｅ，Ｆ）において行う。
また、磁気特性は５５ｍｍ×５５ｍｍの大きさのサンプルでコイルの圧延方向から０°、４５°、９０°の特性を測定し、下記の式で得られる鋼板の面内平均により評価した。測定はすべて切り出しままの状態で行った。
（Ｘ０＋２×Ｘ４５＋Ｘ９０）／４
Ｘ０、Ｘ４５、Ｘ９０：コイルの圧延方向から０°、４５°、９０°の特性

これらの結果から、本発明範囲内にある鋼板は鉄損値および磁束密度が極めて優れていることが判る。これに対して析出状態が本発明範囲を外れたものは特性が不良である。

Claims (1)

1. 質量％で、Ｃ：０．００５０％以下、Ｓｉ：０．０５〜３．５％、Ｍｎ：３．０％以下、Ａｌ：３．０％以下、Ｓ：０．００８％以下、Ｐ：０．１５％以下、Ｎ：０．００５０％以下、Ｃｕ：０．２％以下を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、かつ、（Ｃｕ硫化物であるＳ）／（鋼中Ｓ）≦０．２および（Ｃｕ硫化物であるＳ）／（Ｍｎ硫化物であるＳ）≦０．２を満足する鋼であって、更に鋼板中の直径０．０３〜０．２０μｍのＣｕを含有する硫化物の数密度が０．５個／μｍ^３以下であり、鋼板中の直径０．０３μｍ以上１．０μｍ以下のＣｕを含有する硫化物について、平均直径が０．０５μｍ以上、直径が０．０５μｍ以下であるものの個数の割合が５０％以下であることを特徴とする無方向性電磁鋼板。