(57)【要約】【課題】良好な磁気特性と高強度および高疲労強度とを両立した無方向性電磁鋼板を提供する。【解決手段】Ｃ：0.02％以下、Si：4.5％以下、Mn：3.0％以下、Al：0.2％未満、Ｐ：0.5％以下、Cu：0.2％以上4.0％以下およびNi：0.5％以上5.0％以下を含み、さらにSbおよび／Snの1種または2種を合計で0.005〜0.2％を含有し、残部Feおよび不可避的不純物の成分組成とするとともに、引張強さTSを500MPa以上、かつ10７疲労限強度FSと引張強さTSとの比FS／TSを0.85以上とする。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：0.02％以下、
Si：4.5％以下、
Mn：3.0％以下、
Al：0.2％未満、
Ｐ：0.5％以下、
Cu：0.2％以上4.0％以下および
Ni：0.5％以上5.0％以下
を含み、さらに
SbおよびSnの１種または２種を合計で0.005〜0.2％
を含有し、残部Feおよび不可避的不純物の成分組成を有し、引張強さTSが500MPa以上であり、かつ10７疲労限強度FSと引張強さTSとの比FS／TSが0.85以上であることを特徴とする磁気特性の優れた高疲労強度無方向性電磁鋼板。
【請求項２】
質量％で、
Ｃ：0.02％以下、
Si：4.5％以下、
Mn：3.0％以下、
Al：0.2％未満、
Ｐ：0.5％以下、
Cu：0.2％以上4.0％以下および
Mo：1.0％以上3.0％以下
を含み、さらに
SbおよびSnの１種または２種を合計で0.005〜0.2％
を含有し、残部Feおよび不可避的不純物の成分組成を有し、引張強さTSが500MPa以上であり、かつ10７疲労限強度FSと引張強さTSとの比FS／TSが0.85以上であることを特徴とする磁気特性の優れた高疲労強度無方向性電磁鋼板。
【請求項３】
質量％で、
Ｃ：0.02％以下、
Si：4.5％以下、
Mn：3.0％以下、
Al：0.2％未満、
Ｐ：0.5％以下、
Cu：0.2％以上4.0％以下、
Ni：0.2％以上5.0％以下および
Mo：0.2％以上3.0％以下
を含み、さらに
SbおよびSnの１種または２種を合計で0.005〜0.2％
を含有し、残部Feおよび不可避的不純物の成分組成を有し、引張強さTSが500MPa以上であり、かつ10７疲労限強度FSと引張強さTSとの比FS／TSが0.85以上であることを特徴とする磁気特性の優れた高疲労強度無方向性電磁鋼板。
【請求項４】
質量％で、
Ｃ：0.02％以下、
Si：4.5％以下、
Mn：3.0％以下、
Al：0.2％未満、
Ｐ：0.5％以下、
Cu：0.2％以上4.0％以下および
Ni：0.5％以上5.0％以下
を含み、さらに
SbおよびSnの１種または２種を合計で0.005〜0.2％
を含有する鋼スラブに、熱間圧延を施した後、冷間圧延あるいは温間圧延を施して最終板厚とした後、最終到達温度が650〜1100℃かつ900℃〜400℃の温度域での冷却速度が1℃／s以上である、仕上げ焼鈍を施した後、400℃以上650℃以下の温度にて時効処理を施すことを特徴とする磁気特性の優れた高疲労強度無方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項５】
質量％で、
Ｃ：0.02％以下、
Si：4.5％以下、
Mn：3.0％以下、
Al：0.2％未満、
Ｐ：0.5％以下、
Cu：0.2％以上4.0％以下および
Mo：1.0％以上3.0％以下
を含み、さらに
SbおよびSnの１種または２種を合計で0.005〜0.2％
を含有する鋼スラブに、熱間圧延を施した後、冷間圧延あるいは温間圧延を施して最終板厚とした後、最終到達温度が650〜1100℃かつ900℃〜400℃の温度域での冷却速度が1℃／s以上である、仕上げ焼鈍を施した後、400℃以上650℃以下の温度にて時効処理を施すことを特徴とする磁気特性の優れた高疲労強度無方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項６】
質量％で、
Ｃ：0.02％以下、
Si：4.5％以下、
Mn：3.0％以下、
Al：0.2％未満、
Ｐ：0.5％以下、
Cu：0.2％以上4.0％以下、
Ni：0.2％以上5.0％以下および
Mo：0.2％以上3.0％以下
を含み、さらに
SbおよびSnの１種または２種を合計で0.005〜0.2％
を含有する鋼スラブに、熱間圧延を施した後、冷間圧延あるいは温間圧延を施して最終板厚とした後、最終到達温度が650〜1100℃かつ900℃〜400℃の温度域での冷却速度が1℃／s以上である、仕上げ焼鈍を施した後、400℃以上650℃以下の温度にて時効処理を施すことを特徴とする磁気特性の優れた高疲労強度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、無方向性電磁鋼板、特に高速回転モータ、磁石埋設型モータおよびシンクロナスリラクタンスモータ等のロータを典型例とする、大きな応力がかかる部品に用いて好適な、高強度でかつ低鉄損の特性を有する無方向性電磁鋼板およびその製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
近年、モータの駆動システムの発達により、駆動電源の周波数制御が可能となり、可変速運転や商用周波数以上で高速回転を行うモータが増加している。このような高速回転を行うモータでは、高速回転に耐え得るロータが必要になる。すなわち、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ため、中・大型の高速モータではロータに作用する応力が600MPaを超える場合もある。従って、こうした高速回転モータでは、ロータの強度が高いことが必要となる。
【０００３】
また、近年のモータ効率向上の観点から増加した、ロータに永久磁石を埋め込んだ磁石埋設型DCインバータ制御モータでは、遠心力でロータから磁石が飛び出そうとするため、ロータに使用された電磁鋼板には、この飛び出しを抑える際に大きな力が掛かる。特に、モータ特性の向上を所期して、磁石挿入孔（ブリッジ）の間隔（幅）を狭めた部分では、一層の応力集中が生じるため、この種のモータ、特にロータに使用される電磁鋼板には、高強度が必要とされている。
【０００４】
さらに、高価な磁石を省略あるいは磁石の使用量を削減して低コスト化を実現するために開発されている、シンクロナスリラクタンスモータでは、ロータに多数のスリットが設けられるため、同様にブリッジ部の強度が重要となる。
【０００５】
また、これらのモータをハイブリッド自動車の駆動モータ等の用途に使用した場合、加減速運転に応じた回転数変化、車体振動、磁石挿入孔内での磁石の振動などに起因する、応力変化を伴なう環境下での使用となるため、単に、高速回転時や応力集中部に適用できる高強度性だけでなく、降伏応力以下の繰り返し応力下での疲労特性、すなわち疲労強度が高いことも併せて求められる。
ここで疲労強度は、一定応力を107回繰り返し負荷した時に破壊しない限界強度（疲労限強度）として表すことができる。
【０００６】
一方で、モータ、発電機などの回転機器は、電磁気現象を利用するため、その素材には磁気特性、すなわち低鉄損、高磁束密度であることが望ましい。通常、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使用するが、高速回転モータにおいてロータ素材が上述の機械強度が満足できない場合は、より高強度の鋳鋼製ロー夕などを使用せざるを得ないのが現状である。しかしながら、鋳物製ロー夕は一体物であるため、ロータに作用するリップル損と呼ばれる高周波磁束による渦電流損が電磁鋼板を積層したロータより大きく、モータ効率が低下してしまう要因となっている。従って、磁気特性に優れ、かつ高強度の電磁鋼板がロータ用素材として要望されているのである。
【０００７】
金属学的には、高強度化の手段として、固溶強化、析出強化および結晶粒微細化の３つの方法が知られており、電磁鋼板に適用した例も見られる。例えば、固溶強化を利用したものとしては、特許文献１には、Si含有量を3.5〜7.0％に高めたうえに固溶強化能の大きい元素を添加する方法が開示されている。また、特許文献２には、Si含有量を2.0〜3.5％とし、NiあるいはNiとMnの両方の含有量を高め、650〜850℃という低温焼鈍により製造することで再結晶粒径を制御する方法が開示されている。さらに、析出強化を利用する方法としては、特許文献３に、Si含有量を2.0〜4.0％とし、Nb，Zr，Ti，Ｖの微細な炭化物、窒化物を析出させる方法が開示されている。
【特許文献１】特開昭60−238421号公報
【特許文献２】特開昭62−256917号公報
【特許文献３】特開平6−330255号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
これらの方法により、ある程度の高強度を有する電磁鋼板が得られる。しかしながら、特許文献１に記載されるようなSi量が多い鋼では、冷間圧延性が著しく低下し、安定的な工業生産が困難となる不利がある。さらに、この技術により得られる鋼板は磁束密度Ｂ50が1.56〜1.60Ｔと大幅に低下してしまうという問題もあった。
【０００９】
特許文献２における方法では、機械強度を高めるため低温焼鈍による再結晶粒成長の抑制が必要となるため、磁気特性、特に比較的周波数の低い商用周波数から数100Hzでの鉄損が低下するという問題があった。そのため、これらの周波数域での鉄損が重要となるステータ部材には使用することが出来ないため、モータ打ち抜き加工時の歩留まりが大幅な低下が余儀なくされていた。すなわち、ステータおよびロータを打抜く際、通常は同じ１枚の鋼板から、まず円環状のステータを打ち抜く一方で、その中空部からロータを打抜くことにより無駄を少なくしているが、特許文献２の方法では両者を別々の鋼板から打ち抜く必要があり、歩留まりが低下してしまうのである。
【００１０】
一方、特許文献３に記載の方法では、炭、窒化物自体が磁壁移動の障壁となるため、また炭、窒化物が電磁鋼板の結晶粒成長を妨げるため、鉄損に劣るという問題がある。
【００１１】
以上のように、従来の方法は、安定的に工業生産可能な電磁鋼板において、高強度と低鉄損とを両立するという観点からは、いずれも満足できるものでは無かった。さらに、従来の各方法では、モータの使用状態を鑑みたときに本質的に重要な要素となる、疲労特性に関して、何ら検討がなされていない。
【００１２】
本発明は、良好な磁気特性と高強度および高疲労強度とを両立した無方向性電磁鋼板およびこの鋼板を工業的に安定して生産することを可能とする製造方法について提案することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１３】
発明者らは、上記課題を解決するために、Cuを含んだ鋼の時効硬化現象に着目して種々の検討を行った結果、良好な鉄損と高強度とを両立するための手段を確立するに到った。すなわち、鋼中の析出物は高強度化に寄与すると同時に、磁壁移動を抑制して劣化させるという、従来の知見に反して、鋼中にCuを適量添加して時効処理を行うことにより、20nm以下の極微細にCuを析出させることが可能であること、そして、こうして得られた極微細析出物は、高強度化に非常に有効であるが、鉄損（履歴損）はほとんど劣化させないことを新規に知見し、特願2002−353250号明細書に示した。
【００１４】
さらに、発明者らは、このCu析出による高強度化に加えて、疲労特性を改善する技術について鋭意究明した。すなわち、疲労特性に与える、種々の合金元素およびCuの極微細析出の影響について検討した結果、CuとNi、またはCuとMoを複合添加し、さらにAlを低減した上で、Sbおよび／またはＳnを添加することにより、非常に良好な高疲労特性が得られることを見出し本発明を完成するに到った。
【００１５】
本発明の要旨構成は、以下の通りである。
（１）質量％で、
Ｃ：0.02％以下、
Si：4.5％以下、
Mn：3.0％以下、
Al：0.2％未満、
Ｐ：0.5％以下、
Cu：0.2％以上4.0％以下および
Ni：0.5％以上5.0％以下
を含み、さらに
SbおよびSnの１種または２種を合計で0.005〜0.2％
を含有し、残部Feおよび不可避的不純物の成分組成を有し、引張強さTSが500MPa以上であり、かつ10７疲労限強度FSと引張強さTSとの比FS／TSが0.85以上であることを特徴とする磁気特性の優れた高疲労強度無方向性電磁鋼板。
【００１６】
（２）質量％で、
Ｃ：0.02％以下、
Si：4.5％以下、
Mn：3.0％以下、
Al：0.2％未満、
Ｐ：0.5％以下、
Cu：0.2％以上4.0％以下および
Mo：1.0％以上3.0％以下
を含み、さらに
SbおよびSnの１種または２種を合計で0.005〜0.2％
を含有し、残部Feおよび不可避的不純物の成分組成を有し、引張強さTSが500MPa以上であり、かつ10７疲労限強度FSと引張強さTSとの比FS／TSが0.85以上であることを特徴とする磁気特性の優れた高疲労強度無方向性電磁鋼板。
【００１７】
（３）質量％で、
Ｃ：0.02％以下、
Si：4.5％以下、
Mn：3.0％以下、
Al：0.2％未満、
Ｐ：0.5％以下、
Cu：0.2％以上4.0％以下、
Ni：0.2％以上5.0％以下および
Mo：0.2％以上3.0％以下
を含み、さらに
SbおよびSnの１種または２種を合計で0.005〜0.2％
を含有し、残部Feおよび不可避的不純物の成分組成を有し、引張強さTSが500MPa以上であり、かつ10７疲労限強度FSと引張強さTSとの比FS／TSが0.85以上であることを特徴とする磁気特性の優れた高疲労強度無方向性電磁鋼板。
【００１８】
（４）質量％で、
Ｃ：0.02％以下、
Si：4.5％以下、
Mn：3.0％以下、
Al：0.2％未満、
Ｐ：0.5％以下、
Cu：0.2％以上4.0％以下および
Ni：0.5％以上5.0％以下
を含み、さらに
SbおよびSnの１種または２種を合計で0.005〜0.2％
を含有する鋼スラブに、熱間圧延を施した後、冷間圧延あるいは温間圧延を施して最終板厚とした後、最終到達温度が650〜1100℃かつ900℃〜400℃の温度域での冷却速度が1℃／s以上である、仕上げ焼鈍を施した後、400℃以上650℃以下の温度にて時効処理を施すことを特徴とする磁気特性の優れた高疲労強度無方向性電磁鋼板の製造方法。
【００１９】
（５）質量％で、
Ｃ：0.02％以下、
Si：4.5％以下、
Mn：3.0％以下、
Al：0.2％未満、
Ｐ：0.5％以下、
Cu：0.2％以上4.0％以下および
Mo：1.0％以上3.0％以下
を含み、さらに
SbおよびSnの１種または２種を合計で0.005〜0.2％
を含有する鋼スラブに、熱間圧延を施した後、冷間圧延あるいは温間圧延を施して最終板厚とした後、最終到達温度が650〜1100℃かつ900℃〜400℃の温度域での冷却速度が1℃／s以上である、仕上げ焼鈍を施した後、400℃以上650℃以下の温度にて時効処理を施すことを特徴とする磁気特性の優れた高疲労強度無方向性電磁鋼板の製造方法。
【００２０】
（６）質量％で、
Ｃ：0.02％以下、
Si：4.5％以下、
Mn：3.0％以下、
Al：0.2％未満、
Ｐ：0.5％以下、
Cu：0.2％以上4.0％以下、
Ni：0.2％以上5.0％以下および
Mo：0.2％以上3.0％以下
を含み、さらに
SbおよびSnの１種または２種を合計で0.005〜0.2％
を含有する鋼スラブに、熱間圧延を施した後、冷間圧延あるいは温間圧延を施して最終板厚とした後、最終到達温度が650〜1100℃かつ900℃〜400℃の温度域での冷却速度が1℃／s以上である、仕上げ焼鈍を施した後、400℃以上650℃以下の温度にて時効処理を施すことを特徴とする磁気特性の優れた高疲労強度無方向性電磁鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００２１】
本発明によれば、磁気特性に優れ、高い強度を有するとともに疲労特性に優れた電磁鋼板を安定して提供することできる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２２】
次に、本発明について、その構成要件毎に詳述する。
（鋼板の成分組成）
まず、成分組成範囲およびその限定理由を説明する。なお、本明細書において鋼組成を表す％は、特にことわらない限り質量％を意味するものである。
Ｃ：0.02％以下
Ｃ量が0.02％を超えると磁気時効により鉄損が著しく劣化するため、0.02％以下に制限する。
【００２３】
Si：4.5％以下
Siは、脱酸剤として有用であることに加え、電気抵抗の増加により電磁鋼板の鉄損を低減する効果が大きい。さらに、固溶強化により強度向上に寄与する。脱酸剤としては、0.05％以上の含有で効果が顕著となる。また、鉄損低減および固溶強化のためには0.5％以上、さらに好適には1.2％以上で含有させる。しかし、4.5％を超えると、鋼板の圧延性の劣化が激しくなるため、その含有量は4.5％以下に制限する。
【００２４】
Mn：3.0％以下
Mnは、固溶強化による強度向上に有効な元素であることに加え、熱間脆性の改善に有効な元素であり、好ましくは0.05％以上で含有させる。しかし、過剰な添加は鉄損の劣化をもたらすため、その含有量を3.0％以下に制限する。
【００２５】
Al：0.2％未満
Alは、本発明において特に制限が必要となる重要な元素である。Alは脱酸剤として有効であり、また、鋼の電気抵抗を高めることによる鉄損低減効果も大きいため、電磁鋼板にはSiとともに一般的に添加される元素である。しかしながら、0.2％以上を含有すると疲労強度が低下することが判明した。これは0.2％以上のAlを含有する場合、鋼板を仕上げ焼鈍した際に生成する表面スケールおよび内部スケールが疲労破壊の起点になるためと考えられる。したがって、Alの含有量は0.2％未満、好ましくは0.15％以下とする。
【００２６】
Ｐ：0.5％以下
Ｐは、比較的少量の添加でも大幅な固溶強化能が得られるため、高強度化に極めて有効な元素であり、0.01％以上で含有させることが好ましい。
一方、過剰な含有は偏析による脆化を引きおこし、粒界割れや圧延性低下をもたらすので、その含有量は0.5％以下に制限する。
【００２７】
次に、Cuと、Niおよび／またはMoの添加は、本発明において最も重要な事項である。
Cu：0.2％以上4.0％以下
Cuは、時効処理によって微細な析出物を形成することにより、ほとんど鉄損（履歴損）の劣化を伴わずに、大幅な強度上昇をもたらす。その効果を得るには、後述するNiを含有する条件において0.2％以上が必要である。一方、4.0％を超えると粗大な析出物が形成されるため、鉄損の劣化が大きくなるとともに、強度上昇代も低下する。従って、Cuの含有量は0.2％以上4.0％以下、好適には0.3％以上2.0％以下の範囲とする。
【００２８】
Ni：0.5％以上（または0.2％以上）5.0％以下
Niは、それ自体が固溶強化による高強度化に有効な元素であるが、Cuとともに添加するとCuの固溶析出状態に影響し、時効により極めて微細なCu析出物を安定的に析出させる効果を有する。その結果、Cu時効析出による高強度化効果を大幅に高める一方、この析出に伴う磁気特性の劣化を確実に抑制することが可能となる。
【００２９】
また、Niは鋼板の疲労特性を大幅に高める効果も有する。この理由については必ずしも明らかではないが、鋼中に固溶したNiが繰り返しの応力の存在下におけるCu析出物の安定性を大幅に高めているものと推定される。この効果を得るための添加量は、後述するMo添加の有無によって異なり、Moを添加しない場合には0.5％以上のNiが必要である。一方、0.2％以上のMoと複合添加する場合には、Niを0.2％以上で添加することによって効果が発揮される。
さらに、Cuを多量に添加した鋼ではヘゲと呼ばれる熱延板表面の欠陥が問題となる場合があるが、Niは熱延板のへゲを減少し鋼板歩留まりを改善する効果も有する。これらの効果を得るために、0.5％以上の添加が好ましい。一方、5.0％を超えると、その効果は飽和しコスト高をまねくだけになるため、その上限を5.0％とする。より好適には、1.0％以上3.5％以下の範囲とする。
【００３０】
Mo：1.0％以上（または0.2％以上）3.0％以下
MoもNiと同様に、Cuとともに添加するとCuの固溶析出状態に影響し、時効により極めて微細なCu析出物を安定的に析出させる効果に加えて、繰り返しの応力の存在下におけるCu析出物の安定性を高める効果を有する。その結果、Cu時効析出による大幅な高強度化およびこの析出に伴う磁気特性の劣化抑制と、疲労特性の大幅な向上とが可能となる。これらの効果を得るために必要なMoの添加量は、Ni添加の有無によって異なり、Niを添加しない場合には1.0％以上が必要である。一方、0.2％以上のNiと複合添加する場合には、Moを0.2％以上で添加することによって効果が発揮される。一方、3.0％を超えると、その効果は飽和するばかりでなく、鋼板の仕上げ焼鈍での結晶粒成長を妨げて鉄損の劣化を招くため、その上限を3.0％とする。
【００３１】
SbおよびSn：１種または２種を合計で0.005〜0.2％
本発明において、SbおよびSnは疲労特性の向上に有効な元素である。この効果は、Al含有量を0.2％未満に制限した鋼に、SbおよびSnの１種または２種を合計で0.005％以上、好ましくは0.01％以上を添加した場合に発揮される。この理由は明確ではないが、Sb、Snは、ともに鋼板表面に偏析し、焼鈍中の酸化窒化を抑制するため、酸化・窒化を促進する作用のあるAlの含有を制限し、かつSbもしくはSnを添加することによって、疲労破壊の起点となる表面スケールおよび内部スケールの生成を抑制したものと考えられる。一方、0.2％を超えると粒成長を妨げて鉄損劣化を招くので、上限は0.2％とする。
【００３２】
上記元素の他は、Fe（鉄）および不可避的不純物である。不可避的不純物としてのＳおよびＮは、鉄損の観点からそれぞれ0.01％以下とすることが望ましい。
【００３３】
本発明に係わる無方向性電磁鋼板の基本組成は以上の通りであるが、上記成分に加えて、磁気特性の改善元素として知られるZr，Ｖ，Ge，Ｂ，Ca，希土類元素およびCoを単独または複合で添加することが出来る。しかし、その添加量は本発明の目的を害さない程度にすべきである。具体的には、
Zr，Ｖについては0.1〜3.0％
Geについては0.002〜0.5％
Ｂ，Ca，および希土類元素については0.001〜0.01％
Coについては0.2〜5.0％
である。
【００３４】
本発明では、上記の成分範囲ならびに後述の製造条件とすることにより、時効後のCu析出を安定して適正化することができ、その結果、引張強さTSが500MPa以上、かつ10７疲労限強度FSと引張強さTSとの比FS／TSが0.85以上となる。
ここで、無方向性電磁鋼板の引張強度および疲労強度は、SiやAl、Mnなどの合金成分によって到達レベルが大きく異なり、本発明においても、必要とされる強度と磁気特性レベルに応じて適宜基本合金組成を選択することができるが、本発明の目的とする高速回転機やスリット間隔の狭い設計のロータ材として使用し、その特徴を発揮するには、500MPa以上の引張強さが必要である。本発明の無方向性電磁鋼板は、Siの添加量が同等レベルの従来鋼に対して、極めて高い引張強さを有するだけでなく、繰り返し応力の働く疲労環境下においても高い疲労限度を有することが特徴であり、その10７疲労限強度FSは、引張強さTS に対する比FS／TSで0.85以上を有するものとなる。
【００３５】
すなわち、従来の種々の電磁鋼板における上記比FS／TSは、0.65〜0.8程度に留まっているのが普通であり、特に引張強さの高い材料では、比FS／TSが0.75以下であるのが実状であった。例え引張強さが高くとも、疲労限度が低い鋼板では、ロータとして用いた場合、短時間の高速回転には耐えられても、それより低い常用回転での長時間運転で疲労破壊が発生する、おそれがあるため、常用回転数や磁石埋め込みスリット間隔などの運転および設計の条件の大幅な緩和が余儀なくされるのである。
【００３６】
（製造方法）
本発明に係わる鉄損に優れた高疲労強度無方向性電磁鋼板を製造するためには、まず、転炉あるいは電気炉などにて、前記した所定成分に溶製された鋼を、連続鋳造あるいは造塊後の分塊圧延により鋼スラブとする。次いで、得られたスラブを熱間圧延し、必要に応じて熱延板焼鈍を施し、一回あるいは中間焼鈍を挟む二回以上の冷間圧延あるいは温間圧延を施して製品板厚とし、仕上げ焼鈍を施す。さらに、必要に応じて、絶縁被膜の塗布および焼き付け処理を行う。微細なCu析出物を得るための時効処理は、仕上げ焼鈍後或いは絶縁被膜焼き付け後に実施してもよいし、モータコアなどに打抜き加工後に実施してもよい。
【００３７】
本発明では、素材のSi量を著しく高めることにより高強度化を達成するのではなく、後工程の時効処理によって高強度化を実現するため、通常の冷間圧延により製造することが可能である。なお、温間圧延には集合組織を改善し鉄損および磁束密度を向上させる効果を有するため、温間圧延を採用することもできる。
【００３８】
上記の仕上げ焼鈍は、圧延による歪を除去するとともに、必要な鉄損特性を得るため再結晶により適切な結晶粒径を得ることを目的とする。適切な結晶粒径は求められる鉄損レベルにもよるが、一般に20〜200μｍであり、そのためには仕上げ焼鈍の最終到達温度は700℃以上が必要である。一方、1100℃を超える焼鈍を行うと、粗大粒となり粒界割れを起こしやすくなるとともに、鋼板表面の酸化窒化に伴う鉄損劣化ならびに疲労強度の低下が大きくなるため、その上限は1100℃とする。
【００３９】
発明者らは、Cuの微細析出を活用する場合、仕上げ焼鈍の冷却条件が重要であることを見出した。すなわち、仕上げ焼鈍の冷却過程において、Cuの固溶温度から600℃までの冷却速度が十分に速くないと、一部のCuが冷却中に粗大に析出するため、鉄損の劣化要因となり、またその後の時効焼鈍によっても粗大な析出物の量が増加し十分な強度が得られない場合があるのである。ここで、Cuのみ含有しNiやMoを含有しない場合、その冷却速度は900℃〜400℃の温度域で10℃/ｓ以上であることが必要であった。
【００４０】
ところが、Cuとともに本発明範囲のNiおよび／またはMoを含有した場合、冷却速度は１℃/ｓ以上であれば冷却中の粗大な析出が抑制出来、その後の時効処理によって鉄損の大幅な劣化を伴うことなく十分な強度上昇が得られる。つまり、CuとNiやMoを複合添加して時効処理を行う場合には、Ni、Moを添加しない場合と比較して、より多様な仕上げ焼鈍条件で安定した特性を得ることができる。したがって、仕上げ焼鈍後の冷却の際、焼鈍における最高到達温度が900℃を超える場合には900℃から、焼鈍最高到達温度が900℃以下の場合には仕上げ焼鈍温度から、400℃までの温度域での冷却速度を1℃／s以上に制限する。
【００４１】
引き続く時効処理は、400℃以上650℃以下の温度で行う。すなわち、400℃未満の場合には、微細Cuの析出が不十分となり、高強度が得られない。一方、650℃を越えるとCu析出物が粗大化するため、鉄損が劣化し強度上昇量も減少するため、良好な強度−鉄損バランスを有する電磁鋼板が得られない。なお、適切な時効時間は処理温度にも依存するが、10min〜1000ｈが好適である。この時効処理の実施時期は、絶縁被膜の塗布焼付け前、焼付け後、プレス打ち抜きなどの加工後、などのいずれのタイミングで実施してもよい。
【実施例１】
【００４２】
表１に示す、Si：３％、Mn：0.2％およびAl：0.5％を含む鋼Ａを基準として、固溶強化（鋼Ｂ）、結晶粒微細化強化（鋼Ａを利用）、炭化物析出強化（鋼Ｃ）、Cu時効析出強化（鋼Ｄ〜Ｏ）の各種強化手法を加味した組成の鋼を溶製して得た、鋼スラブを、熱間圧延したのち、表２に示す条件にて熱延板焼鈍を施した後、冷間圧延または温間圧延（高Si鋼）により板厚0.35mmに仕上げてから、均熱時間30ｓの仕上げ焼鈍を行った。その際、900℃〜400℃の温度域での冷却速度を10℃／sの条件で冷却した。Cuの時効析出強化を利用する条件５〜16については、500℃で２ｈの熱処理をさらに実施した。なお、得られた鋼板での成分組成はスラブ段階とほぼ同様であった。
【００４３】
次いで、得られた鋼板より圧延方向と平行にJIS５号引張試験片、および最狭部幅15mmでＲ155mmの平行部なし疲労試験片をそれぞれ切り出し、引張試験および繰返速度20Hz、応力比0.1の引張−引張タイプの疲労試験を行い、10７回疲労限強度を評価した。さらに、圧延方向に平行および直角に切り出した25cmエプスタイン試験片を用いて磁気測定を行った。その結果を表２に示すとともに、特性毎の関係に整理した結果を図１〜３に示す。
【００４４】
【表１】
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【００４５】
【表２】
2005126748.tif 000003
【００４６】
表２に示すように、基準となる条件１に対して、Siを高めて固溶強化を図った鋼Ｂ（条件２）では、TSの上昇に対してFSの上昇代が小さく比FS／TSは0.78と低い。さらに、磁束密度が大幅に低下するという欠点も有する。
また、基準鋼Ａを用い、焼鈍温度を800℃として結晶粒微細化強化を図った条件３では、鉄損の劣化が著しい。炭化物の析出強化を図った鋼Ｃ（条件４）では、鉄損および磁束密度がともに大幅に劣化してしまう。
Cuの時効析出強化を図った鋼Ｄ（条件５）では、基準となる条件１と比較して大幅なTSの上昇を示す。一方で、磁気特性の劣化は軽微である。しかしながら、TSの向上代に対して疲労限強度FSの向上代が小さく、比FS／TSは0.75と劣っている。
【００４７】
一方、本発明に従うCuとNiおよびMoの１種または２種を複合で添加した鋼Ｅ，Ｆ，Ｇ，Ｈ，Ｉ，Ｊ（条件６，７，８，９，10，11）は、他の強化機構を採用した条件２〜４と比較して、非常に良好な低鉄損および高磁束密度を有しつつ、高いTSを示している。さらに、TSの向上に見合った疲労限強度の向上を示し、比FS／TSも0.91〜0.88と良好である。
しかしながら、SbおよびSnの含有量が本発明範囲を満足しない鋼Ｋ，Ｌならびに（条件12，13）Sbおよび／またはSnは含有するもののAlが本発明範囲を超える鋼Ｍ,Ｎ，Ｏ（条件14，15，16）では高いTSを示すものの疲労限強度が低下した。
【実施例２】
【００４８】
表３に示す、Si：0.85％を含む鋼ＰおよびSi：2.62％を含む鋼Ｔに対し、Cu，Ni，Moの添加量を変化させた、鋼Ｑ、Ｒ、Ｓと鋼ＵおよびＶとを溶製し、表４に示した条件で板厚0.35mmの鋼板を製造した。なお、得られた鋼板での成分組成はスラブ段階とほぼ同様であった。次いで、500℃で５時間の時効処理を施した後、実施例1と同様に引張特性、疲労特性および磁気特性を評価した。その評価結果を、表４に示す。
【００４９】
【表３】
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【００５０】
【表４】
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【００５１】
Cuを添加していない鋼Ｐ（条件17）に対し、Cuを添加した鋼Ｑ（条件18）は大幅な強度上昇を示すが、比FS／TSは小さく、時効析出強化の疲労特性に対する効果は十分とは言えない。一方、Cuとともに本発明条件を満たすNiまたはMoを添加した鋼ＲおよびＳ（条件19，20）は引張強さおよび疲労強度をともに十分に向上しつつ、優れた磁気特性も維持している。また、鋼Ｓに対して仕上げ焼鈍時の冷却速度が本発明の範囲を逸脱する条件21では、時効による強度上昇が十分でないばかりか、鉄損の劣化も招いている。これは、2.6％Si鋼（鋼Ｔ，Ｕ，Ｖ）についても同様である。
【図面の簡単な説明】
【００５２】
【図１】引張強さTSと比FS／TSとの関係を示す図である。
【図２】疲労限強度と鉄損との関係を示す図である。
【図３】疲労限強度と磁束密度との関係を示す図である。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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