(57)【要約】【課題】曲げ加工性及び鉄損特性に優れた回転機用コア材料を提供する。【解決手段】ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．００３％以下、Ｐ：０．２％以下、  Ｓｉ：１．１％以上４％以下、Ａｌ：  １％以下、Ｍｎ：１％以下、Ｓ：０．０１％以下、  Ｎ：０．００３％以下、Ｔｉ：０．０１〜０．１％、またはさらに、ＳｎおよびＳｂを単独、または複合で０．００５〜０．０５％を含有し、残部は実質的にＦｅからなる曲げ加工性に優れ、鉄損の低い回転機用コア材料。【選択図】            図１
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．００３％以下、Ｐ：０．２％以下、Ｓｉ：１．１％以上４％以下、Ａｌ：  １％以下、Ｍｎ：１％以下、Ｓ：０．０１％以下、  Ｎ：０．００３％以下、Ｔｉ：０．０１〜０．１％を含有し、残部は実質的にＦｅからなる曲げ加工性及び鉄損特性に優れた回転機用コア材料。
【請求項２】
さらに、ｍａｓｓ％で、ＳｎおよびＳｂを単独、または複合で０．００５〜０．０５％含有することを特徴とする請求項１に記載の曲げ加工性及び鉄損特性に優れた回転機用コア材料。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、モータや発電機の鉄心材料等に使用される電磁鋼板に関する。
【０００２】
【従来の技術】
自動車の燃費改善、快適性向上の観点から油圧駆動部品を電動化することが行われており、電動パワーステアリング等に代表される新規モータの搭載比率が高まっている。このため自動車の消費電流はますます増大する傾向にあり、オルタネーターの高効率化が重要となっている。オルタネーターのステーターとしては、素材コスト低減の観点から、短冊状に加工したコアを板面方向にヘリカル状に曲げることによりステーター形状として使用している。このような、ステーターコアとして使用される材料には曲げ加工性に優れていることが要求され、特に曲げ加工時にストレッチャーストレインが生じると寸法精度が低下するためストレッチャーストレインが生じない材料が必要となる。
【０００３】
このような問題を解決する技術として特許文献１には、窒素を固定するためＡｌを０．１５〜０．５０％添加し、０．８％以上のスキンパス圧延を施すことにより曲げ加工性に優れた無方向性電磁鋼板が開示されている。しかし、特許文献１ではスキンパス圧延が必須であるため磁気特性が劣化するという問題を有している。また、スキンパスを行っただけでは、固溶Ｃが存在しているため、材料の保管中にひずみ時効が生じ、曲げ加工時に腰折れが生じるという問題がある。
【０００４】
特許文献１の問題を解決するため、特許文献２には、Ａｌを０．１〜２％添加するとともにＴｉ，Ｎｂを０．０００５〜０．０１％添加することによりスキンパス圧延なしで降伏点伸びを２％以下に抑制する技術が開示されている。
【０００５】
【特許文献１】
特開平９−２５６１１９号公報
【０００６】
【特許文献２】
特開２００２−２９４４１４号公報
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、特許文献２では、降伏点伸びが若干残留するためヘリカル加工性に劣っている。さらに、降伏点伸びを低下させるためには、脱炭焼鈍が必要になる等の問題があった。
【０００８】
本発明は、かかる事情に鑑みてなされたものであって、曲げ加工性及び鉄損特性に優れた回転機用コア材料を提供することを目的とする。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、上記課題を解決するために鋭意研究を行った結果、極低Ｃ鋼にＴｉを０．０１〜０．１％添加することによりＣが完全に固定され耐時効性が向上し、曲げ加工性に優れた材料が得られること、さらに、Ｓｂ、Ｓｎを添加することにより耐時効性が安定することを見出した。
【００１０】
本発明の要旨は以下の通りである。
【００１１】
［１］ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．００３％以下、Ｐ：０．２％以下、  Ｓｉ：１．１％以上４％以下、Ａｌ：  １％以下、Ｍｎ：１％以下、Ｓ：０．０１％以下、  Ｎ：０．００３％以下、Ｔｉ：０．０１〜０．１％を含有し、残部は実質的にＦｅからなる曲げ加工性及び鉄損特性に優れた回転機用コア材料。
【００１２】
［２］上記［１］において、さらに、ｍａｓｓ％で、ＳｎおよびＳｂを単独、または複合で０．００５〜０．０５％含有することを特徴とする曲げ加工性及び鉄損特性に優れた回転機用コア材料。
【００１３】
なお、上記手段において、「残部実質的にＦｅ」とは、本発明の作用効果を無くさない限り、不可避不純物をはじめ、他の微量元素を含有するものが本発明の範囲に含まれ得ることを意味する。また、本明細書において、鋼の成分を示す％、ｐｐｍは、すべてｍａｓｓ％、ｍａｓｓ  ｐｐｍである。
【００１４】
【発明の実施の形態】
以下、本発明について実験結果に基づいて詳細に説明する。
【００１５】
まず、磁気特性に及ぼすＴｉの影響を調査するためＣ＝０．００１５％、Ｓｉ＝１．５５％、Ａｌ＝０．３％、Ｍｎ＝０．３％、Ｐ＝０．０１％、Ｓ＝０．００２％、Ｎ＝０．００１２％、Ｔｉをｔｒ．〜０．２％とした鋼を溶製し、熱延後、酸洗し、８００℃×３ｈｒの熱延板焼鈍を行った。引き続き板厚０．３５ｍｍまで冷間圧延し、１０％Ｈ２−９０％Ｎ２雰囲気で８５０℃×１ｍｉｎ間の仕上焼鈍を行った。得られた仕上げ焼鈍材からエプスタインサンプルを切り出し、磁気特性を評価すると共に、ＪＩＳ１３号Ｂの引張サンプルを加工し、時効指数（Ａｇｉｎｇ  Ｉｎｄｅｘ、以下、Ａ．Ｉ．と称す）の評価を行った。Ａ．Ｉ．は８％の歪みを付与した後、１００℃×１ｈｒの過時効処理を行い、過時効処理前の８％歪みにおける応力と過時効処理後の下降伏点の差により求めた。
【００１６】
図１に、このようにして得られたサンプルのＴｉ量と鉄損Ｗ１０／４００およびＡ．Ｉ．の関係を示す。図１よりＴｉが０．０１％以上でＡ．Ｉ．が１０ＭＰａ以下となることがわかる。これはＴｉ添加により固溶Ｃが固定されたためである。
【００１７】
一方、鉄損はＴｉ添加に伴い増大する。しかし、ｔｒ．Ｔｉ鋼に１％スキンパスを施した従来技術の材料の鉄損レベルと比較すると、Ｔｉ添加鋼の鉄損は低いことがわかる。
【００１８】
以上のことから、Ｔｉの下限を０．０１％とし、より望ましくは０．０１５％以上とする。一方、０．１％超になるとコストアップとなるだけでなく磁束密度が大きく低下するため上限を０．１％とする。
【００１９】
次にＴｉ添加鋼の製造安定性について検討するため、Ｃ＝０．００２０％、Ｓｉ＝１．６％、Ａｌ＝０．３％、Ｍｎ＝０．３％、Ｐ＝０．０１％、Ｓ＝０．００２％、Ｎ＝０．００３０％、Ｔｉ＝０．０３％の鋼を溶製し、熱延後、酸洗し、８００℃×３ｈｒの熱延板焼鈍を行った。引き続き板厚０．３５ｍｍまで冷間圧延し、１０％Ｈ２−９０％Ｎ２雰囲気で７５０〜１０００℃×１ｍｉｎ間の仕上焼鈍を行った。得られた仕上げ焼鈍材からＪＩＳ１３号Ｂの引張サンプルを加工し、Ａ．Ｉ．の評価を行った。その結果、仕上焼鈍温度：９００℃以上で行った仕上げ焼鈍材ではＴｉを添加しているにもかかわらず、Ａ．Ｉ．が１０〜３０ＭＰａとなった。この原因については明確ではないが、高温焼鈍時にＴｉＣが再溶解し、仕上げ焼鈍後に固溶Ｃが残留したためと考えられる。
【００２０】
上記の結果から、耐時効性を安定化させるには仕上焼鈍温度の低減が効果的であると考えられる。しかし、仕上焼鈍温度低減に伴い結晶粒が微細化し鉄損が増大するため、仕上焼鈍温度の低減は耐時効性改善手法としては望ましくない。
【００２１】
そこで、本発明者らはＴｉ添加鋼の耐時効性を安定化させるため、Ｓｂ、Ｓｎの添加について検討した。
【００２２】
まず最初に、Ｓｂの影響を調査するためＣ＝０．００２０％、Ｓｉ＝１．６％、Ａｌ＝０．３％、Ｍｎ＝０．１１％、Ｐ＝０．０１％、Ｓ＝０．００２％、Ｎ＝０．００３０％、Ｔｉ＝０．０２５％、Ｓｂをｔｒ．〜０．０６％とした鋼を溶製し、熱延後、８００℃×３ｈｒの熱延板焼鈍を行い、引き続き板厚０．３５ｍｍまで冷間圧延し、１０％Ｈ２−９０％Ｎ２雰囲気で９５０℃×１ｍｉｎ間の仕上焼鈍を行った。得られた仕上焼鈍板からＪＩＳ１３号Ｂの引張試験片を加工し、Ａ．Ｉ．を評価した。
【００２３】
図２にＳｂ量とＡ．Ｉ．との関係を示す。図２より、９５０℃と仕上焼鈍を高温で行ったにも拘わらず、Ｓｂ＝０．００５％以上でＡ．Ｉ．が低下することがわかる。この原因は明確ではないが、Ｓｂ添加に伴い炭化物系析出物の形態が変化し、高温で比較的安定に存在し得たためではないかと考えられる。
【００２４】
以上より、Ｓｂの下限を０．００５％とし、コストの観点から上限を０．０５％とするのが好ましい。
【００２５】
また、以上の耐時効性効果はＳｎを０．００５％以上添加した場合にも認められた。よって、Ｓｎの添加量は０．００５％以上とし、コストの問題から上限を０．０５％とするのが好ましい。
【００２６】
さらに、ＳｂとＳｎを複合添加した場合にも上記と同様の効果が得られた。すなわち、Ｓｂ＋Ｓｎで０．００５％以上添加した場合に耐時効性効果が得られる。よって、ＳｂとＳｎを複合添加した場合にはＳｂ＋Ｓｎで０．００５％以上とし、コストの問題から上限を０．０５％とするのが好ましい。
【００２７】
次に、その他の成分の限定理由について説明する。
【００２８】
Ｓｉは鋼板の固有抵抗を上げるために有効な元素であるため下限を１．１％とする。一方４％を超えると飽和磁化の低下に起因し磁束密度が低下するため上限を４％とする。
【００２９】
ＡｌはＳｉと同様、固有抵抗を上げるために有効な元素であるが、１％を超えると飽和磁化の低下に起因し磁束密度が低下するため上限を１％とする。
【００３０】
Ｃは０．００３％を超えて添加するとＣ固定のために必要なＴｉ量が増大するだけでなく、析出する炭化物量が増大し、鉄損が増加するため上限を０．００３％とし、望ましくは０．００２４％以下とする。
【００３１】
Ｍｎは１％を超えると磁束密度が低下するため１％以下とする。さらに、Ｍｎ低減により硫化物をＭｎＳからＴｉＳ系に変化させ、ＴｉＳを核としたＴｉ４Ｃ２Ｓ２形成により析出物が粗大化し鉄損が低下するため、望ましくは０．１２％以下とする。
【００３２】
Ｐは鋼板の打ち抜き性を改善するために必要な元素であるが、０．２％を超えて添加すると鋼板が脆化するため０．２％以下とする。
【００３３】
Ｓは０．０１％を超えるとＭｎＳの析出により鉄損が増大するため上限を０．０１％とする。
【００３４】
Ｎは０．００３％を超えるとＴｉＮ析出量が増加し、Ｃを固定するための有効Ｔｉ量が低下し、仕上焼鈍時に再固溶するＣ量が増加する。磁気時効に関しては、２０ｐｐｍ程度の固溶Ｃまでは許容されるため、Ｎの厳密な管理は重要ではない。しかし、ひずみ時効は５〜１０ｐｐｍ程度の固溶Ｃ量でも生じるため、仕上焼鈍板の固溶Ｃ量を極力低減する必要がある。この観点から、Ｎのコントロールは重要であり、上限を０．００３％とする。
【００３５】
次に本発明の曲げ加工性及び鉄損特性に優れた回転機用コア材料の製造方法について説明する。本発明の材料を得るには、本発明で規定する成分が本発明の範囲内とし、例えば、転炉で吹練した溶鋼を脱ガス処理し所定の成分に調整し、引き続き鋳造、熱間圧延を行う。熱間圧延時の仕上焼鈍温度、巻取り温度は特に規定する必要はなく、通常でかまわない。また、熱延後の熱延板焼鈍は行っても良いが必須ではない。次いで一回の冷間圧延、もしくは中間焼鈍をはさんだ２回以上の冷間圧延により所定の板厚とした後に、最終焼鈍を行う。
【００３６】
【実施例】
転炉で吹練した後に脱ガス処理を行うことにより表１に示す所定の成分に調整後、鋳造し、スラブを１１４０℃で１ｈｒ加熱した後、板厚２．０ｍｍまで熱間圧延を行った。熱延仕上げ温度は８００℃とした。巻取り温度は６１０℃とした。その後８００℃×３ｈｒの熱延板焼鈍を行い、その後、板厚０．３５ｍｍまで冷間圧延を行い、表１に示す仕上焼鈍条件で焼鈍を行った。得られた鋼板について磁気特性、Ａ．Ｉ．を評価した。ここで、磁気特性はエプスタイン法により測定し、Ａ．Ｉ．は図１と同様の方法で行った。表１に評価結果を併せて示す。
【００３７】
【表１】
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【００３８】
表１より、本発明鋼は磁気特性に優れ、Ａ．Ｉ．が低く耐時効性に優れていることがわかる。特にＳｂ、Ｓｎを添加したＮｏ１３〜１８、Ｎｏ２５〜２７は仕上焼鈍温度が９５０℃と高いにも拘わらずＡ．Ｉが低く耐時効性に優れている。
【００３９】
一方、比較例では、例えば、Ｔｉが本発明範囲外であるＮｏ１、２はＡ．Ｉ．が高く耐時効性に劣っている。Ｔｉ以外の他の成分が本発明範囲外の比較例についても、鉄損が高いもしくは磁束密度が低くなっており、磁気特性が劣っている。
【００４０】
【発明の効果】
以上述べたように、本発明によれば、曲げ加工性及び鉄損特性に優れた回転機用コア材料を提供することができる。さらに、本発明の材料は、曲げ加工時に腰折れが生じず、鉄損が低いので、曲げ加工をするモータ、発電機等のステーターコア用材料として最適である。
【図面の簡単な説明】
【図１】Ｔｉ量とＡ．Ｉ．及び鉄損との関係を示す図である。
【図２】Ｓｂ量とＡ．Ｉ．との関係を示す図である。
【図１】
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【図２】
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