JP6903996B2 - 無方向性電磁鋼板 - Google Patents

Description

本発明は、鉄損の小さい無方向性電磁鋼板に関する。本発明で得られる無方向性電磁鋼板は、非常に低い鉄損が求められる用途、例えば大型電気機機器の鉄心などに好適である。

無方向性電磁鋼板に対する鉄損低減の要求は継続している。鉄損低減のために、鋼中不純物の低減、結晶粒径の最適化、集合組織の改善、固有抵抗の上昇、板厚薄手化など様々な手段がとられる。それらを実現する上で最も重要なことは、合金の成分設計である。成分調整による鉄損改善については、単に固有抵抗を上昇させるだけでなく、析出物の無害化や、集合組織を改善する技術など多くの技術が提案されている。

特許文献１では、Ｓｎ添加によって鉄損を低下させる技術が提案されている。

特許文献２では、鋼の含有するＳが非常に低い場合、鋼板表面に窒化層が形成され鉄損が劣化するが、それを抑制するためにＳｎやＳｂを添加する技術が提案されている。

特許文献３では、ＲＥＭ添加により、微細な介在物を無害化する技術が提案されている。

特開昭５５−１５８２５２号公報 特開平１０−３１７１１１号公報 特開２００５−３３６５０３号公報

無方向性電磁鋼板の鉄損は着実に低減されてきたが、本発明は、さらにこれを低減することを目的とする。そして、例えば大型回転機など、非常に低い鉄損が求められる用途に適した材料を提供することを目的とする。

本発明者らは、無方向性電磁鋼板の鉄損を低減するための成分組成について鋭意検討した。その結果、Ａｌ、Ｍｎ、Ｓｎの含有量により、鉄損の低減が可能であることを見出した。本発明においては、ヒステリシス損失を低減するためにＡｌ含有量を制限し、そのため低下する固有抵抗を補う目的でＭｎを多く含有させる。ただし、Ｍｎの含有は、冷延再結晶させる最終焼鈍時に、鋼板表面に窒化物を生成し鉄損を劣化させやすくする。この窒化を抑制するために、Ｍｎ含有量に応じてＳｎを微量添加する。

本発明は上記の知見に基づきなされたものであって、その要旨は以下のとおりである。

［１］質量％で、Ｃ：０．００３０％以下、Ｓｉ：２．７〜３．３％、Ａｌ：０．２〜０．５％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｓ：０．００４０％以下、及びＮ：０．００４０％以下を含有し、さらに、式（１）を満足する量のＳｎを含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、式（２）で求められる鋼板の地鉄部分の最表面から２０μｍまでの深さの部分の含有する窒素量［Ｎ］_ｓが、０．００４０質量％以下であることを特徴とする無方向性電磁鋼板。

０．０４−（０．０１／［Ｍｎ］）≦［Ｓｎ］≦０．１ ・・・ 式（１）
［Ｎ］_ｓ＝（ｔ×［Ｎ］_１−（ｔ−４０）×［Ｎ］_２）／４０ ・・・ 式（２）

ここで、［Ｓｎ］、［Ｍｎ］は、それぞれ、ＳｎとＭｎの含有量（質量％）、ｔは絶縁コーティングを除く鋼板の板厚（μｍ）、［Ｎ］_１は絶縁コーティングを除く鋼板全体の窒素含有量（質量％）、［Ｎ］_２は両方の表面を各々２０μｍ（絶縁コーティングを除く）除去した後の鋼板が含む窒素量（質量％）である。

［２］前記Ｆｅの一部に代えて、Ｂ：０〜０．０００５％、ＲＥＭ：０〜０．０３％、及びＣａ：０〜０．００５％の少なくとも一つを含有する、前記［１］の無方向性電磁鋼板。

本発明によれば、無方向性電磁鋼板の低鉄損化を図ることができる。

水素中箱焼鈍により作製した試料における、ＭｎとＡｌの鉄損への影響。 連続焼鈍により作製した試料における、Ｍｎ、Ａｌの鉄損への影響。 焼鈍方法による窒素含有量の差に対する、Ｍｎ、Ａｌの影響。 Ｓｎ添加による鉄損の変化。 Ｓｎ添加による、表層の窒素含有量の変化。 表層窒素含有量に対するＭｎとＳｎの影響。

はじめに、本件を発明するに至った実験について説明する。

＜実験１＞
表１に示す狙いの、ＡｌとＭｎの含有率の異なる成分組成の合金を真空溶解によって溶製し、熱延（加熱温度１１５０℃、仕上げ温度８５０℃、仕上げ板厚２．３ｍｍ）、熱延板焼鈍（均熱温度８７０℃、均熱時間６０秒）、冷延を施し０．５ｍｍの冷延板を得た。次に評価用の試料を得るために、冷延板に、水素１００％、ＤＲＹ雰囲気の箱焼鈍を施した。

磁気測定用に、磁気測定の試料サイズである５５ｍｍ×５５ｍｍにせん断してから、試料に面圧をかけて結束し焼鈍に供するとともに、断面組織観察用の小試料も同時に焼鈍に供した。均熱温度は８００〜１０００℃、均熱時間は２時間とした。このような方法で焼鈍を行うことにより、窒化や酸化の影響がなく、残留歪のない、磁気特性を評価する上で、理想的な試料を得ることができる。

ＪＩＳ Ｃ ２５５６「電磁鋼板単板磁気特性試験方法」に基づき、交流の磁気測定を行うとともに、Ｃｉｏｆｆｉ型の磁気測定装置を用いて、直流磁気測定を行った。その際、密度は表中の値を用いた。また、ＪＩＳ Ｇ ０５５１「鋼−結晶粒度の顕微鏡試験方法」に基づき、それぞれの試料の平均結晶粒径を求めた。これらのデータをもとに、各合金における平均結晶粒径と鉄損の関係を得ることができる。

その関係図によると、概ねどの合金においても、平均結晶粒径が１４０μｍの時に、全鉄損Ｗ１５／５０が最も小さかった。図１には、平均結晶粒径が１４０μｍの時の、全鉄損、ヒステリシス損失、渦電流損失を求め、それらに対するＭｎとＡｌの影響を示した。

この図を見ると、ヒステリシス損失に対しては、Ｍｎ濃度の影響は小さく、Ａｌ濃度が上昇するにつれて増加することが分かる。一方、渦電流損失は、Ｍｎ、Ａｌとも増加するほど低下する。Ａｌ増加に伴ってヒステリシス損失が増加する原因は定かではない。また、渦電流損失は、固有抵抗の変化を反映していると考えられる。この二つを足し合わせた全鉄損は、Ｍｎが多いほど低下する傾向を持ち、Ａｌ量が０．２〜０．５％程度のところで最も小さくなった。

＜実験２＞
実験１は、理想的な焼鈍（箱焼鈍）を行ったときの磁気特性の評価結果であった。実験２では、実験１と同様の方法で作製した０．５ｍｍの冷延板を、実機焼鈍を模擬できる連続焼鈍炉で焼鈍した。鋼板に付与する張力は０．３ｋｇｆ／ｍｍ^２とし、雰囲気は、窒素７０％、水素３０％、ＤＲＹ、均熱温度８５０〜１０５０℃、均熱時間は３０秒とした。焼鈍後の材料から、５５ｍｍ×５５ｍｍの磁気測定用試料と断面観察用の小片を切り出し、磁気特性と結晶組織を評価した。評価の方法は、実験１と同様である。

図２に平均結晶粒径が１４０μｍの時の全鉄損に対するＭｎ含有量及びＡｌ含有量の影響を示す。図１の全鉄損に比較して、全体的に鉄損値は大きくなっており、また、Ｍｎを０．２％、０．５％、０．７％と高くすることによる鉄損の劣化量が、大きくなっている。各合金について、実験１の理想焼鈍（箱焼鈍）の場合と、実験２の実機模擬焼鈍（連続焼鈍）の場合との窒素量を測定し、その差に対する、Ｍｎ含有量、Ａｌ含有量の影響を図３に示す。

窒素含有量の測定は、ＪＩＳ Ｇ １２２８「鉄および鋼‐窒素定量方法」に準拠した。この図から、実機模擬焼鈍（連続焼鈍）を行うと、Ｍｎ含有量が多いほど窒化しやすくなることが分かる。したがって、Ｍｎとともに鉄損の劣化量が大きくなったのは、焼鈍時の鋼板表面の窒化が原因だと言える。

＜実験３＞
次に、窒化に伴う鉄損劣化を防止法として、表面偏析しやすい元素で、磁性に与える悪影響が少ないと考えられるＳｎの添加効果を調査した。表２に示す成分組成の合金を溶製し、実験１と同じ方法で０．５ｍｍの冷延板を得、連続焼鈍炉での焼鈍に供した。均熱温度は１０５０℃、均熱時間３０秒、雰囲気は窒素７０％、水素３０％、ＤＲＹである。図４に鉄損Ｗ１５／５０のＳｎによる変化を示す。Ｓｎ添加により鉄損が改善された。

次に焼鈍した試料について、表層での窒素含有量を調べた。表層の領域は、片面２０μｍの範囲とし、その部分の含有窒素量を［Ｎ］_ｓとする。表層での窒素含有量を求めるためには、まず焼鈍後の試料の窒素含有量［Ｎ］_１を測定し、次に両表面を２０μｍずつ、化学研磨により除去し、除去後の試料の窒素含有量［Ｎ］_２を測定する。測定した［Ｎ］_１、［Ｎ］_２と、板厚ｔ＝５００μｍを用いて、次式によって［Ｎ］_ｓを求める。

［Ｎ］_ｓ＝（ｔ×［Ｎ］_１−（ｔ−４０）×［Ｎ］_２）／４０・・・式（２）

このようにして求めた［Ｎ］_ｓのＳｎによる変化を図５に示す。Ｓｎ添加によって、表面の窒素濃度が低下している。すなわち、Ｓｎ添加により、冷延後の焼鈍時の窒化が防止され、鉄損の劣化が抑制された。

＜実験４＞
表３の様に、ＭｎとＳｎ量を変化させた合金を真空溶解し、実験１と同様の方法で冷延板を作製し、実験２、３と同様の連続焼鈍を施した。得られた各試料について、実験３と同様の方法で、鋼板表面の窒化［Ｎ］_ｓを求め、４０ｐｐｍ以下の場合を○、以上の場合を×として、図６にＭｎとＳｎの関係として示した。４０ｐｐｍ以下にするためには、Ｍｎ量が多くなるほど、Ｓｎの添加量を多くする必要があることが分かる。○と×の境界を数式でフィッティングすると、概ね、［Ｓｎ］＝０．０４−０．０１／［Ｍｎ］と表せる。

これらの実験に基づき、さらに検討を進め、本発明に至ったが、以降、各種要件の規定について詳細に説明する。

まず、本発明の無方向性電磁鋼板が含有する成分組成の限定理由を述べる。以下、成分についての「％」は、「質量％」を意味する。

Ｃ：０．００３０％以下
Ｃは、鋼内に炭化物を形成し鉄損を劣化させるので、含有量を０．００３０％以下とする。一方、仕上げ焼鈍時の表面の窒化を抑制し鉄損を改善する作用を持つので、０．０００５％以上の添加をしてもよい。添加する場合の好ましい範囲は、０．０００５〜０．００２５％であり、より好ましくは０．０００５〜０．００２０％、さらに好ましくは０．０００５〜０．００１５％である。

Ｓｉ：２．７〜３．３％
Ｓｉは鋼の固有抵抗を増加させ鉄損を低下させるために有効な元素である。本発明では２．７％以上とする。一方、多すぎると鋼の靭性が劣化し製造が困難となるので３．３％以下とする。好ましい範囲は２．８〜３．２％であり、さらに好ましくは２．９〜３．１％である。

Ａｌ：０．２〜０．５％
Ａｌは、ＡｌＮの溶体化温度を上昇させ、スラブ加熱以降の工程でＡｌＮの微細析出を抑制し、鉄損低減に寄与する。その効果を享受するため下限を０．２％とする。一方で、実験１で明らかになった様に、Ａｌはヒステリシス損失を増加させる影響を持つので、本発明では、上限を０．５％とする。好ましい範囲は０．２〜０．４％、より好ましくは０．２〜０．３％である。

Ｍｎ：０．５〜２．０％
本発明では先に示した様にＡｌ含有量の上限を制限するため、固有抵抗が不足する傾向にある。Ｍｎも固有抵抗を上昇させる作用を持つので、本発明では、不足する固有抵抗を上昇させるため、Ｍｎを０．５％以上添加する。ただし過剰な添加は、鋼を脆化させるので上限は２．０％とする。好ましい範囲は０．５〜１．５％、より好ましくは０．５〜１．３％、さらに好ましくは０．５〜１．０％である。

Ｓ：０．００４０％以下
Ｓは析出物を形成して鉄損を劣化させるので、０．００４０％以下とする。好ましくは０．００２％以下、さらに好ましくは０．００１％以下である。

Ｎ：０．００４０％以下
Ｎは析出物を形成して鉄損を劣化させるので、０．００４０％以下とする。好ましくは０．００２％以下、さらに好ましくは０．００１％以下である。

Ｓｎ：０．０４−（０．０１／［Ｍｎ］）≦［Ｓｎ］≦０．１０
先の実験２〜４で示した様に、Ｍｎ含有量が増えると、仕上げ焼鈍時に鋼板表面が窒化しやすくなり、鉄損が劣化するが、Ｓｎを添加すると、表面窒化が抑制され、鉄損も改善される。その時の必要なＳｎ添加量はＭｎ添加量に依存して増加する。図６に示した様に、Ｓｎの必要な添加量は、ＳｎとＭｎの含有量（質量％）をそれぞれ［Ｓｎ］、［Ｍｎ］とした時に、０．０４−（０．０１／［Ｍｎ］）≦［Ｓｎ］である。一方、Ｓｎの過剰な含有は、鋼の靭性を劣化させたり、絶縁コーティングの剥離を助長したりする。したがって上限を０．１０％とする。好ましくは０．０８％以下であり、さらに好ましくは０．０６％以下である。

Ｂ：０〜０．０００５％
ＢもＣと同様、仕上げ焼鈍時の表面の窒化を抑制し鉄損を改善する作用を持つので、添加することができる。Ｂは本発明に必須の元素ではないが、本作用を享受するためには、０．０００１％以上の添加が好ましい。一方、過剰な添加は鉄損を劣化させるので、上限を０．０００５％とする。過剰な添加で鉄損が劣化する原因は定かではないが、Ｂを含む微細な化合物が形成されるためと推定される。添加する場合のより好ましい範囲は０．０００１〜０．０００３％であり、さらに好ましくは０．０００１〜０．０００２％である。

［Ｎ］_ｓ：０．００４０質量％以下
実験３で分かったように、鋼板の地鉄部分の最表面から２０μmまでの深さの部分が含有する平均の窒素量［Ｎ］_ｓが大きくなるほど鉄損Ｗ１５／５０が劣化する。図４と図５から、［Ｎ］_ｓが、０．００４０％以下であれば、鉄損の劣化はない。したがって本発明では、［Ｎ］_ｓは０．００４０％以下とする。好ましくは、０．００３０％以下である。

ここで［Ｎ］_ｓは、鋼板全体の窒素含有量を、［Ｎ］_１、両表面を２０μｍ除去した後の試料の窒素含有量［Ｎ］_２、鋼板の板厚をｔとした時に、次式によって求める。その際、窒素含有量の測定は、ＪＩＳ Ｇ １２２８「鉄および鋼‐窒素定量方法」に準拠して行う。また、絶縁コーティングの厚さ、及びそれが含有する窒素量は、含まない。

［Ｎ］_ｓ＝（ｔ×［Ｎ］_１−（ｔ−４０）×［Ｎ］_２）／４０・・・式（２）

＜その他の元素＞
粗大な硫酸化物や硫化物を形成することでＳを固定し、微細な硫化物の生成を抑制させるために、ＲＥＭを０．０３％以下の範囲で添加してもよい。ＲＥＭとは、原子番号が５７のＬａから７１のＬｕまでの１５元素に原子番号が２１のＳｃと原子番号が３９のＹを加えた合計１７元素の総称である。Ｃａも同様の効果を持つので、０．００５％以下の範囲で含有させてもよい。

その他有害な不純物元素は、極力低減することが好ましく、特にＴｉ、Ｎｂ、Ｖは、０．００５％以下にすることが好ましい。

残部は、不可避不純物とＦｅである。

次に、本発明を実現するための製造方法について述べる。

本発明の無方向性電磁鋼板は、規定範囲の成分組成のスラブに熱間圧延を施し熱延板とし、その熱延板に熱延板焼鈍を施し熱延焼鈍板とし、その熱延焼鈍板に一回又は中間焼鈍をはさむ二回以上の冷間圧延を施し冷延板とし、その冷延板に仕上げ焼鈍を施すことで製造することができる。熱延板焼鈍を、熱延後に巻き取ったコイルの熱で自己焼鈍することに代えても構わない。

熱延板焼鈍を行う場合、熱間圧延は、スラブ加熱温度１１００〜１２００℃、仕上げ温度８００〜９５０℃、巻き取り温度５５０〜６５０℃の範囲とすることで、最終製品の磁気特性が良好となる。自己焼鈍を行う場合は、仕上げ温度を９００〜１０００℃、巻き取り温度は７５０〜８５０℃が好ましい。熱延後の板厚は、最終製品の板厚に応じて、冷延圧下率が７５％以上、９０％以下となる様にする。この範囲とすることで、高い磁束密度を得ることができる。

熱延焼鈍板の平均フェライト結晶粒径は、大きい方が冷延再結晶後の集合組織が改善され磁束密度が上昇するので、６０μｍ以上が好ましい。ただし大きすぎると鋼の靭性が低下するので２００μｍ以下が好ましい。８０〜１２０μｍがより好ましい。

冷延後の最終焼鈍（仕上げ焼鈍）では、最終製品板において、最適な平均フェライト結晶粒径を得るため、また鋼板表面の窒化と酸化を抑制するために、最適な条件が存在する。

製品板の平均フェライト粒径は、低い鉄損を得るため、８０〜２５０μｍが好ましい。より好ましくは１００〜１８０μｍである。そのため、最終焼鈍の均熱時の温度は、９５０℃以上とすることが望ましい。

一方、鋼板表面の窒化は、鋼が含有する成分を規制することで防止でき、製品の鉄損は良好ものとすることができるが、最適な条件で製造することにより、より窒化が抑制され、低い鉄損を安定して得ることができる。そのためには、均熱時の鋼板の温度は１０５０℃以下が好ましく、さらには１０２５℃以下が好ましい。

また、雰囲気ガスは窒素と水素の混合ガスとし、窒素の体積割合は少ないほど、表面窒化は抑制される。混合ガス中の窒素割合は、９０％以下が好ましく、さらには８０％以下、またさらには７０％以下、さらには６０％以下が好ましい。ただし窒素の割合を低くすると、必然的に水素の割合を高くしなければならず、安全性を確保するための設備仕様、操業条件が厳しくなる。現実的なコスト範囲で安全性を確保するためには、窒素の割合は５０％以上が好ましい。

また、均熱時の雰囲気露点が低すぎると、鋼板表面が窒化しやすくなるので−３０℃以上、さらには−２０℃以上、またさらには−１５℃以上、さらには−１０℃以上が好ましい。一方雰囲気露点が高すぎると、鋼板表面が酸化しやすくなり、鋼板表面の酸化によって磁束密度が低下する。したがって、均熱時の雰囲気露点は０℃以下とする必要がある。

ここで、均熱時の板温が高いと窒化しやすくなるのは、雰囲気の窒素分子が分解され原子状窒素となり、鋼板内に拡散しやすくなるためであると考えられる。また混合ガスの窒素の割合が高いと窒化しやすくなるのは、窒素濃度が鋼板窒化の律速となる条件があるためと考えられる。一方、雰囲気露点が低いと窒化しやすくなる理由は、表面の酸化物形成との関連が推定されるが、不明である。

仕上げ焼鈍の後は、必要に応じて、絶縁皮膜を表面に形成させ、本発明の無方向性電磁鋼板とすることができる。

＜実施例１＞
表４に示す成分組成の鋼を真空溶解し、得られたインゴットに、加熱温度１１５０℃の粗圧延を施し、厚さ４０ｍｍの粗バーを得、その後、加熱温度１１５０℃、仕上げ温度８５０℃、巻き取り温度４００℃、仕上げ厚２．０ｍｍの仕上げ圧延を行い、熱延板を得た。得られた熱延板に、均熱温度８７０℃、均熱時間６０秒の熱延板焼鈍を施してから、冷間圧延に供し、０．５ｍｍの冷延板を得た。それら冷延板に、実機製造ラインを摸擬した連続焼鈍炉を用いて仕上げ焼鈍を施した。鋼板に付与する張力は０．３ｋｇｆ／ｍｍ^２とし、炉内雰囲気は窒素７０％、水素３０％、露点−３０℃とし、均熱温度は１０２５℃、均熱時間は３０秒とした。

得られた鋼板の窒素含有量［Ｎ］１と、鋼板の両表面を２０μｍずつ除去した後の窒素含有量［Ｎ］２、及び除去前の鋼板板厚ｔ（＝０．５ｍｍ）を用いて、式（２）から表面の窒素量［Ｎ］ｓを求めた。各試料の［Ｎ］ｓを表４に示した。また、断面組織観察を行い、フェライト結晶粒径を求め、これも表４に示した。さらに５５ｍｍ×５５ｍｍの磁気測定用試料を切り出し、単板磁気測定装置にて、磁気測定を行った。その際、各試料の密度は、成分組成から計算される表４の値を用いた。鉄損Ｗ１５/５０と磁束密度Ｂ５０を表４に示す。Ｗ１５/５０が２．４Ｗ／ｋｇ以下を良好な特性とした。本発明によって、良好な鉄損を得ることができた。

＜実施例２＞
実施例１の表４、Ｄ１２の試験で用いた熱延焼鈍板を冷延に供し、板厚０．３ｍｍ、０．３５ｍｍ、０．５ｍｍの冷延板を得た。得られた冷延板に、表５に示す種々の条件で仕上げ焼鈍を施し、無方向性電磁鋼板を得た。実施例１と同様の方法で、得られた鋼板の［Ｎ］ｓと鉄損Ｗ１５/５０を求め、表５に示した。均熱温度が高いほど、表面窒素量が多くなり、鉄損が劣化する傾向が見られた。また、雰囲気露点が−１５℃以上、５℃以下の範囲で、Ｗ１５/５０が２．３Ｗ／ｋｇ以下の非常に良好な特性が得られる。ただし露点５℃では、磁束密度が低下した。また、混合ガスの窒素の体積割合が低いほど、表面窒素量は少なく、鉄損が良好になる傾向があった。

本発明によれば、無方向性電磁鋼板の低鉄損化を図ることができ、特に、大型回転機器など、低鉄損が求められる機器の鉄心に好適である。

Claims (2)

1. 質量％で、
   Ｃ ：０．００３０％以下、
   Ｓｉ：２．７〜３．３％、
   Ａｌ：０．２〜０．５％、
   Ｍｎ：０．５〜２．０％、
   Ｓ ：０．００４０％以下、及び
   Ｎ ：０．００４０％以下、
   を含有し、
   さらに、式（１）を満足する量のＳｎを含有し、
   残部がＦｅ及び不純物からなり、
   式（２）で求められる鋼板の地鉄部分の最表面から２０μｍまでの深さの部分の含有する窒素量［Ｎ］_ｓが、０．００４０質量％以下である
   ことを特徴とする無方向性電磁鋼板。
   ０．０４−（０．０１／［Ｍｎ］）≦［Ｓｎ］≦０．１ ・・・ 式（１）
   ［Ｎ］_ｓ＝（ｔ×［Ｎ］_１−（ｔ−４０）×［Ｎ］_２）／４０ ・・・ 式（２）
   ここで、［Ｓｎ］、［Ｍｎ］は、それぞれ、ＳｎとＭｎの含有量（質量％）、ｔは絶縁コーティングを除く鋼板の板厚（μｍ）、［Ｎ］_１は絶縁コーティングを除く鋼板全体の窒素含有量（質量％）、［Ｎ］_２は両方の表面を各々２０μｍ（絶縁コーティングを除く）除去した後の鋼板が含む窒素量（質量％）である。
2. 前記Ｆｅの一部に代えて、
   Ｂ ：０〜０．０００５％、
   ＲＥＭ：０〜０．０３％、及び
   Ｃａ：０〜０．００５％
   の少なくとも一つを含有する、請求項１に記載の無方向性電磁鋼板。

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