(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：０．００５ｍａｓｓ％以下、
Ｎ：０．０１０ｍａｓｓ％以下、
Ｓｉ：３．０〜５．０ｍａｓｓ％、
Ｍｎ：３．０ｍａｓｓ％以下、
Ａｌ：１．０ｍａｓｓ％以下および
Ｔｉ：０．１〜０．５ｍａｓｓ％を含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成の鋼スラブを、熱間圧延し、熱延板焼鈍した後、１回または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延あるいは温間圧延で最終板厚の冷延板とし、仕上焼鈍する無方向性電磁鋼板の製造方法において、
熱間圧延後のコイル巻取温度を６５０℃以上、
熱延板焼鈍の焼鈍温度を８５０〜９５０℃、
仕上焼鈍の焼鈍温度を８００℃超８５０℃以下とすることを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項２】
上記鋼スラブは、上記成分組成に加えてさらに、Ｎｉ：０．１〜５．０ｍａｓｓ％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。
【請求項３】
上記鋼スラブは、上記成分組成に加えてさらに、
Ｓｂ：０．００２〜０．１ｍａｓｓ％、
Ｓｎ：０．００２〜０．１ｍａｓｓ％、
Ｂ：０．００１〜０．０１ｍａｓｓ％、
Ｃａ：０．００１〜０．０１ｍａｓｓ％、
ＲＥＭ：０．００１〜０．０１ｍａｓｓ％および
Ｃｏ：０．２〜５．０ｍａｓｓ％
のうちから選ばれる１種または２種以上を含有する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。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、タービン発電機や電気自動車、ハイブリッド自動車等の駆動モータや、ロボット、工作機械のサーボモータ等の高速回転機のロータのように、遠心力によって大きな応力を受ける部材に用いて好適な高強度の無方向性電磁鋼板の製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
近年、モータ駆動システムの発達によって駆動電源の周波数制御が可能となったことから、可変速運転するモータや商用周波数以上の周波数で高速回転するモータが増加する傾向にある。回転体に作用する遠心力は、回転半径に比例し、回転速度の２乗に比例して大きくなることから、高速回転する中・大型モータのロータ材料には、高強度であることが要求される。
【０００３】
また、ハイブリッド自動車の駆動モータやコンプレッサモータなどへの採用が増加している埋込磁石型ＤＣインバータ制御モータでは、ロータにスリットを設けて磁石を埋設しているのが普通である。そのため、モータ回転時には、狭いスリット間のブリッジ部（ロータ外周とスリットの間部）に応力が集中する。さらに、モータの加減速運転や回転時の振動によって、ロータに掛かる応力が周期的に変化する。そのため、ロータに使用される材料には、高強度だけでなく高い疲労強度が必要とされている。
【０００４】
さらに、上記モータや発電機などの高速回転機器は、電磁気現象を利用するものであるため、そのコア材料には、磁気特性に優れること、すなわち低鉄損かつ高磁束密度であることが必要とされている。特に、高速回転モータでは、高周波磁束により発生する渦電流がモータ効率低下の主原因となるため、高周波鉄損特性に優れていることが重要である。
【０００５】
一般に、モータのロータコアは、プレス打ち抜きした無方向性電磁鋼板を積層して作製している。しかし、積層する電磁鋼板が十分な強度を有していない場合には、より高強度の鋳鋼製ロータなどを使用せざるを得ない。しかし、鋳物製ロータは、積層体ではなく、一体物であるため、発生する渦電流損が電磁鋼板を積層したロータよりも大幅に上昇する。そのため、磁気特性に優れるのは勿論のこと、高強度でかつ疲労特性にも優れる無方向性電磁鋼板の開発が望まれている。
【０００６】
無方向性電磁鋼板の強度を高める方法としては、固溶強化、析出強化、結晶粒微細化強化および複合組織強化などの方法が知られている。しかし、これらの強化方法は、いずれも磁気特性を劣化させるため、強度と磁気特性の両立は一般的には困難である。
【０００７】
このような状況下でも、高強度を有する無方向性電磁鋼板に関する提案が幾つかなされている。例えば、特許文献１には、Ｓｉ含有量を３．５〜７．０％と高めとし、さらに固溶強化のためにＴｉ，Ｗ，Ｍｏ，Ｍｎ，Ｎｉ，Ｃｏ，Ａｌなどの元素を添加して高強度化を図る技術が提案されている。また、特許文献２には、上記の強化法に加え、仕上焼鈍温度を制御して結晶粒径を０．０１〜５．０ｍｍとして、高強度化を図る技術が提案されている。
【０００８】
しかし、これらの技術で工業的に生産しようとした場合、熱延後の冷間圧延において板破断などのトラブルが発生し易く、歩留低下やライン停止を余儀なくされる等の問題がある。また、板破断については、冷間圧延を、板温を数１００℃に高めた温間圧延とすれば軽減されるものの、温間圧延のための設備が必要となるだけでなく、生産能力が低下するなど、工程管理上の問題も大きい。
【０００９】
また、特許文献３には、Ｓｉ含有量が２．０〜３．５％の鋼を、Ｍｎ，Ｎｉで固溶強化する技術が提案されている。また、特許文献４には、Ｓｉ含有量が２．０％以上４．０％未満の鋼において、Ｎｂ，Ｚｒ，ＴｉおよびＶの炭窒化物による析出強化および細粒化強化を利用する技術が提案されている。さらに、特許文献５には、Ｓｉ含有量が２．０〜４．０％の鋼に対し、Ｍｎ，Ｎｉを添加して固溶強化し、さらにＮｂ，Ｚｒ，Ｔｉ，Ｖの炭窒化物を添加して、高強度と磁気特性の両立を図る技術が提案されている。また、特許文献６にも、Ｔｉ添加により固溶強化を図って、７００ＭＰａ以上の高強度を得る技術が提案されている。
【００１０】
しかしながら、特許文献３の方法では、十分な強度が得られず、また、特許文献４および５の方法では、高い強度が得られても、磁気特性の低下が大きいという問題があった。また、特許文献６の方法では、熱間圧延後にＴｉが微細析出して熱延板が脆化してしまい、その後の冷間圧延で破断し易くなり、安定的な製造が困難になるという問題があった。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１１】
【特許文献１】特開昭６０−２３８４２１号公報
【特許文献２】特開昭６２−１１２７２３号公報
【特許文献３】特開平０２−０２２４４２号公報
【特許文献４】特開平０６−０３３０２５５公報
【特許文献５】特開平０２−００８３４６号公報
【特許文献６】特開２００７−１８６７９０号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１２】
本発明は、従来技術が抱える上記問題点に鑑みてなされたものであって、その目的は、優れた磁気特性を有するだけでなく、高強度かつ高靭性を有し、さらには製造性にも優れる無方向性電磁鋼板の有利な製造方法を提案することにある。
【課題を解決するための手段】
【００１３】
発明者らは、上記の課題を解決するべく、無方向性電磁鋼板の各種特性、具体的には、Ｓｉなどの固溶強化元素を多量に含有する無方向性電磁鋼板の磁気特性や機械的特性、疲労特性および製造性に及ぼす合金成分や製造条件の影響について鋭意検討を重ねた。その結果、Ｔｉを適正量添加すると共に、熱間圧延後から仕上焼鈍までの温度履歴を適正に制御することによって、製造性を害することなく高強度、高疲労特性および高磁気特性の無方向性電磁鋼板を製造し得ることを見出し、本発明を開発するに至った。
【００１４】
すなわち、本発明は、Ｃ：０．００５ｍａｓｓ％以下、Ｎ：０．０１０ｍａｓｓ％以下、Ｓｉ：３．０〜５．０ｍａｓｓ％、Ｍｎ：３．０ｍａｓｓ％以下、Ａｌ：１．０ｍａｓｓ％以下およびＴｉ：０．１〜０．５ｍａｓｓ％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成の鋼スラブを、熱間圧延し、熱延板焼鈍した後、１回または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延あるいは温間圧延で最終板厚の冷延板とし、仕上焼鈍する無方向性電磁鋼板の製造方法において、熱間圧延後のコイル巻取温度を６５０℃以上、熱延板焼鈍の焼鈍温度を８５０〜９５０℃、仕上焼鈍の焼鈍温度を８００℃超８５０℃以下とすることを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法である。
【００１５】
本発明の無方向性電磁鋼板の製造方法における上記鋼スラブは、上記成分組成に加えてさらに、Ｎｉ：０．１〜５．０ｍａｓｓ％を含有することを特徴とする。
【００１６】
また、本発明の無方向性電磁鋼板の製造方法における上記鋼スラブは、上記成分組成に加えてさらに、Ｓｂ：０．００２〜０．１ｍａｓｓ％、Ｓｎ：０．００２〜０．１ｍａｓｓ％、Ｂ：０．００１〜０．０１ｍａｓｓ％、Ｃａ：０．００１〜０．０１ｍａｓｓ％、ＲＥＭ：０．００１〜０．０１ｍａｓｓ％およびＣｏ：０．２〜５．０ｍａｓｓ％のうちから選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする。
【発明の効果】
【００１７】
本発明によれば、高強度、高疲労特性を有し、かつ磁気特性にも優れる無方向性電磁鋼板を生産性よく製造することが可能となる。
【発明を実施するための形態】
【００１８】
まず、本発明の無方向性電磁鋼板の成分組成について説明する。
Ｃ：０．００５ｍａｓｓ％以下、Ｎ：０．０１０ｍａｓｓ％以下
ＣおよびＮは、炭窒化物を生成して疲労特性や磁気特性の低下を招く有害な元素であるので、極力低減するのが望ましい。そこで、本発明では、ＣおよびＮは、実用上支障のないＣ：０．００５ｍａｓｓ％以下、Ｎ：０．０１０ｍａｓｓ％以下に制限する。
【００１９】
Ｓｉ：３．０〜５．０ｍａｓｓ％
Ｓｉは、脱酸剤として、また、鋼の電気抵抗を高めて、鉄損を低減するために添加される必須の成分である。また、Ｓｉは、高い固溶強化能を有するため、高強度化にも有用な元素である。さらにＳｉは、Ｍｎ，Ａｌ，Ｎｉなどの他の固溶強化元素と比較して、高強度化、高疲労強度化および低鉄損化の３つを最もバランス良く達成するのに有効な元素でもある。そのため、本発明ではＳｉを３．０ｍａｓｓ％以上添加する。一方、Ｓｉが増加するのに伴い、引張強度や疲労強度が上昇し、鉄損も低下して特性が向上するが、５．０ｍａｓｓ％を超えると、強度はさらに高くなるものの、ＦｅとＳｉが規則相（Ｂ２，Ｄ０３）を生成して靭性が急激に低下し、冷間圧延中に亀裂を生じて製造性が大きく低下したり、疲労限も大きく低下したりするようになる。よって、Ｓｉは３．０〜５．０ｍａｓｓ％の範囲とする。
【００２０】
Ｍｎ：３．０ｍａｓｓ％以下
Ｍｎは、熱間脆性を改善する他、固溶強化による高強度化にも有用な元素である。しかし、Ｍｎの過剰な添加は、鉄損特性の劣化を招くので、上限は３．０ｍａｓｓ％とする。
【００２１】
Ａｌ：１．０ｍａｓｓ％以下
Ａｌは、強力な脱酸剤として作用するだけでなく、鉄損の低減、固溶強化による強度向上に有効な元素である。しかし、Ａｌの過剰な添加は、磁束密度の低下を招くので、その添加量は１．０ｍａｓｓ％以下とする。なお、Ａｌは、本発明においては、必ずしも積極的に添加する必要がない元素である。
【００２２】
Ｔｉ：０．１〜０．５ｍａｓｓ％
Ｔｉは、固溶強化元素として有効な元素であり、高強度化や高疲労強度化に大きく寄与する、本発明においては最も重要な元素である。そのため、本発明では０．１ｍａｓｓ％以上添加する。しかし、０．５ｍａｓｓ％を超えて多量に添加すると、熱間圧延後や熱延板焼鈍後にＴｉの炭窒化物が微細に析出して鋼を脆化し、その後の冷間圧延で破断トラブルを生じる等、製造性を大きく悪化させる。よって、Ｔｉは０．１〜０．５ｍａｓｓ％の範囲で添加する。
【００２３】
本発明の無方向性電磁鋼板は、上記必須とする成分の他に、Ｎｉを下記の範囲で添加することができる。
Ｎｉ：０．１〜５．０ｍａｓｓ％
固溶強化や、鉄損低減のために添加される元素の多くは、その添加によって飽和磁束密度の低下を招くのに対して、Ｎｉは、飽和磁束密度を低下することなく高強度化や鉄損低減を図ることができる、極めて有効な元素である。上記効果を発現させるためには、０．１ｍａｓｓ％以上添加するのが好ましい。しかし、Ｎｉは高価な元素であり、過剰な添加は原料コストの上昇を招くので、上限は５．０ｍａｓｓ％とするのが好ましい。
【００２４】
本発明の無方向性電磁鋼板は、磁気特性の改善を目的として、上記成分の他に、Ｓｂ，Ｓｎ，Ｂ，Ｃａ，ＲＥＭおよびＣｏのうちから選ばれる１種または２主以上を添加することができる。しかし、これらの元素は、本発明の効果を害さない範囲で添加する必要があり、具体的には、Ｎｉ：０．１〜５．０ｍａｓｓ％、Ｓｂ：０．００２〜０．１ｍａｓｓ％、Ｓｎ：０．００２〜０．１ｍａｓｓ％、Ｂ：０．００１〜０．０１ｍａｓｓ％、Ｃａ：０．００１〜０．０１ｍａｓｓ、ＲＥＭ：０．００１〜０．０１ｍａｓｓ％およびＣｏ：０．２〜５．０ｍａｓｓ％の範囲とするのが好ましい。
【００２５】
次に、本発明の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、転炉や電気炉等の後、真空脱ガス処理等の二次精錬を経る通常公知の製錬プロセスで、上記に説明した成分組成の鋼を溶製した後、連続鋳造法または造塊−分塊法で鋼スラブとする。その後、その鋼スラブを熱間圧延し、熱延板焼鈍し、冷間圧延し、仕上焼鈍することで製造することができるが、その製造条件としては、以下に説明するように、熱間圧延後のコイル巻取温度を５７０℃以上、熱延板焼鈍の焼鈍温度を８５０〜９５０℃、仕上焼鈍の焼鈍温度を８００℃超８５０℃以下とすることが必要である。なお、その他の製造条件は、常法に準じて行えばよく、特に制限はない。
【００２６】
熱間圧延：巻取温度≧５７０℃
熱間圧延後のコイルの巻取温度（ＣＴ）は、５７０℃以上とする必要がある。５７０℃未満では、Ｔｉが炭窒化物となって微細に析出するが、５７０℃以上とすることにより、Ｔｉの炭窒化物を粗大化させて、靱性を向上させることができる。好ましくは６５０℃以上である。
なお、その他の鋼スラブの加熱条件および熱間圧延条件は、常法に従って行えばよく、特に規定しないが、Ｔｉの析出物を固溶させる観点から、スラブ加熱温度（ＳＲＴ）は、１０００〜１３００℃の範囲とするのが好ましく、また、熱間圧延の仕上圧延終了温度（ＦＤＴ）は、上記巻取温度を確保する観点から、７００〜９００℃の範囲とするのが好ましい。
【００２７】
熱延板焼鈍温度：８５０〜９５０℃
熱間圧延した鋼板は、その後、熱延板焼鈍を施すが、その焼鈍温度は８５０〜９５０℃範囲とする必要がある。焼鈍温度を８５０℃以上とする理由は、鋼板強度を低下させ、冷間圧延性を確保する観点から、焼鈍温度は高い方が望ましいためである。しかし、焼鈍温度が９５０℃を超えると、結晶粒が粗大化し、Ｔｉ炭窒化物の析出と相俟って、脆化が著しくなるため、上限は９５０℃とする。好ましくは８８０〜９２０℃の範囲である。
【００２８】
仕上焼鈍温度：８００℃超８５０℃以下
熱延板焼鈍を施した熱延板は、その後、１回または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延あるいは温間圧延により、最終板厚の冷延板とし、仕上焼鈍を施して製品とする。この際の仕上焼鈍温度は、８００℃超８５０℃以下とする必要がある。仕上焼鈍温度を８００℃超えとする理由は、再結晶を十分に起こさせて高周波鉄損を低減させるためであるが、８５０℃を超えると、結晶粒が粗大化し、高強度化を達成できなくなるからである。
【００２９】
上記仕上焼鈍後の鋼板は、その後、必要に応じて絶縁被膜を被成して最終製品とするのが好ましい。
【実施例１】
【００３０】
Ｃ：０．００２５ｍａｓｓ％、Ｓｉ：３．７ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．０５ｍａｓｓ％、Ａｌ：ｔｒ．およびＮ：０．００２８ｍａｓｓ％を含有し、Ｔｉの添加量を０．１〜０．６ｍａｓｓ％の範囲で変化させて添加し、残部がＦｅおよび不可避的不純物の成分組成からなる鋼スラブを、熱間圧延して板厚２ｍｍの熱延板とした後、同じく表１に示した巻取温度でコイルに巻き取った。次いで、同じく表１に示した温度で６０ｓｅｃ間保持する熱延板焼鈍を施した。
この際、熱延板焼鈍前後の熱延板から、圧延方向を長さ方向とする幅３０ｍｍの試験片を切り出し、３０℃の温度にて、曲げ半径：１５ｍｍ、曲げ角度：９０°の繰り返し曲げ試験を実施し、割れが発生するまでの曲げ回数が１０回以上の場合は○、１０回未満の場合は×と判定し、製造ラインでの通板性を評価した。結果を、表１に併記した。
【００３１】
【表１】
0005825479.tif 000002
【００３２】
表１から、本発明に適合するＴｉ添加量の鋼スラブを用いて、本発明に適合する条件で熱間圧延および熱延板焼鈍を施した鋼板は、Ｓｉ含有量が３．７ｍａｓｓ％と高いにも拘わらず、いずれも割れ生じるまでの曲げ回数が１０回以上であり、製造性に優れていることがわかる。
【実施例２】
【００３３】
Ｃ：０．００２１ｍａｓｓ％、Ｓｉ：３．７ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．０６ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．３ｍａｓｓ％およびＮ：０．００２２ｍａｓｓ％を含有し、Ｔｉの添加量を０〜０．６ｍａｓｓ％の範囲で含有し、あるいはさらに、その他元素としてＮｉ，Ｓｂ，Ｓｎ，Ｂ，Ｃａ，ＲＥＭおよびＣｏを適宜含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる表２に示した成分組成の鋼スラブを、熱間圧延して板厚２ｍｍの熱間板とした後、７００℃の巻取温度でコイルに巻き取った。その後、上記熱延板コイルに、９００℃×６０ｓｅｃの熱延板焼鈍を施した後、酸洗し、１回の冷間圧延または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延して板厚０．２５ｍｍの冷延板とし、同じく表２に記載した温度で３０ｓｅｃ間保持する仕上焼鈍を施し、製品板とした。
かくして得られた無方向性電磁鋼板から試験片を採取し、機械的特性（引張強さＴＳ）および磁気特性（鉄損Ｗ１０／４００）を測定し、その結果を表２に併記した。
【００３４】
【表２】
0005825479.tif 000003
【００３５】
表２に示したとおり、本発明の成分組成を満たす鋼スラブを用いて、本発明の条件に適合する条件（巻取温度、熱延板焼鈍温度、仕上焼鈍温度）で製造した本発明例の鋼板は、いずれも製造性に優れ、高い強度と優れた磁気特性を有していることがわかる。