(57)【要約】【課題】良好な磁気特性と高強度とを両立した無方向性電磁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。【解決手段】質量％で、Ｃ：0.01％以下、Si：4.5％以下、Mn：３％以下、Al：３％以下、Ｐ：0.5％以下、Ni：５％以下およびCu：0.35％以上４％以下を含有し、残部Feおよび不可避的不純物の成分組成を有するスラブに、熱間圧延、次いで冷間圧延を施して製品板厚とし、800℃以上1100℃以下での仕上げ焼鈍を施したのち、350〜400℃の温度範囲で１ｈ以上保持し、引き続き450〜550℃の温度範囲で0.5〜５ｈ保持する、二段時効処理を施す。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：0.01％以下、
Si：4.5％以下、
Mn：３％以下、
Al：３％以下、
Ｐ：0.5％以下、
Ni：５％以下および
Cu：0.35％以上４％以下
を含有し、残部Feおよび不可避的不純物の成分組成を有するスラブに、熱間圧延、次いで冷間圧延を施して製品板厚とし、800℃以上1100℃以下での仕上げ焼鈍を施したのち、350〜400℃の温度範囲で１ｈ以上保持し、引き続き450〜550℃の温度範囲で0.5〜５ｈ保持する、二段時効処理を施すことを特徴とする鉄損の低い高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、特に高速回転モーターのローターを典型例とする、大きな応力が加わる部品に用いて好適な、高強度かつ低鉄損の特性を有する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、モーター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ーが増加している。このような高速回転を行うモーターでは、高速回転に耐え得るローターが必要になる。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・大型の高速モーターではローターに作用する応力が600MPaを超える場合もある。従って、こうした高速回転モーターでは、ローターの強度が高いことが必要となる。
【０００３】
また、近年のモーター効率向上の観点から増加した、ローター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ーでは、遠心力でローターから磁石が飛び出そうとするが、これを抑える際に、ローターに使用された電磁鋼板には大きな力が掛かる。このためにも、モーター、特にローター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】
モーター、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、高磁束密度が要求される。通常、モーターコアはプレス打抜きした無方向性電磁鋼板を積層して使用するが、高速回転モーターにおいてローター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ター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、鋳物製ローターは一体物であるため、ローター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ーより大きく、モーター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ー用素材として要望されているが、一般にモーターの高効率化（鉄損特性確保）と高強度化とは、無方向性電磁鋼板の素材設計上は相反することから、優れた強度特性と磁気特性とを兼備する鉄芯材料は、これまで見出されていない。
【０００５】
金属学的には、高強度化の手段として、加工強化、固溶強化、析出強化および結晶粒微細化の４つの方法が知られており、電磁鋼板に適用した例もいくつか見られる。なお、加工強化は高転位密度による硬化を狙ったものであり、強化法としては最も効果的であるが、電磁鋼板への過剰な歪付与は鉄損特性の著しい劣化を招くため現実的な手法ではない。
【０００６】
残る強化方法について、例えば固溶強化を利用したものとして、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。しかしながら、一般に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がある。
【０００７】
また、析出強化を利用する方法としては、特許文献２に、Si含有量２〜4.0％で、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。この微細な炭窒化物による鋼の強化方法は鉄鋼材料分野では広く用いられている手法であるが、電磁鋼板分野においては強化因子である炭、窒化物自体が磁壁移動の障壁となる。さらに、ほとんどの炭・窒化物は、電磁鋼板の最終組織形成を図る熱処理前あるいは熱処理中に析出して粒成長性を妨げるため、炭窒化物が形成しない鋼に比較して履歴損が著しく劣化するという問越を抱えている。
【０００８】
この間題に対して、例えば特許文献３には、Cuの低温における時効析出を利用する技術が開示されているが、いずれも機械的強度特性のみに言及しており、特に電磁鋼板分野で重要な低鉄損特性との関連性が何ら示されておらず、磁気特性の観点での析出制御性が不明である。
【特許文献１】特開昭60-238421号公報
【特許文献２】特開平6-330255号公報
【特許文献３】特開平7-18387号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
以上のように、従来の方法では、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兼備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。
【００１０】
そこで、本発明は、良好な磁気特性と高強度とを両立した無方向性電磁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】
【００１１】
発明者らは、上記課題を解決するために、後熱処理で強度を確保できるCuを含んだSi鋼の時効析出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反面、磁壁移動を抑制して鉄損を劣化させるという、従来の知見に反して、鋼中のCu析出を適正に制御する事により、強化因子である析出Cuが鉄損（履歴損）にほとんど影響を及ばさないことを、新たに見出した。特に、このCuの析出現象に対して、低温での予備時効を付与する２段階時効処理を施した場合、優れた高強度が達成できる事を新規に知見し、工業的にも安定的に高強度かつ低鉄損が得られることを見出し、本発明を完成するに到った。
【００１２】
ちなみに、Al合金などにおいては、例えば特開平５−59502号公報に示されているように、多段階の時効処理により安定な強度確保をはかることが開示されているが、本発明の主要用途である高速回転モーターのコア材用電磁鋼板の分野では、かような時効条件が最適化されておらず、本発明によって、電磁鋼板の分野における効果的な析出制御法が初めて提供されるに到った。
【００１３】
本発明の要旨構成は、以下の通りである。
（１）質量％で、Ｃ：0.01％以下、Si：4.5％以下、Mn：３％以下、Al：３％以下、Ｐ：0.5％以下、Ni：５％以下およびCu：0.35％以上４％以下を含有し、残部Feおよび不可避的不純物の成分組成を有するスラブに、熱間圧延、次いで冷間圧延を施して製品板厚とし、800℃以上1100℃以下での仕上げ焼鈍を施したのち、350〜400℃の温度範囲で１ｈ以上保持し、引き続き450〜550℃の温度範囲で0.5〜５ｈ保持する、二段時効処理を施すことを特徴とする鉄損の低い高強度無方向性電磁鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００１４】
本発明によれば、優れた機械的特性と磁気特性とを兼備し、特に回転機器のローター用鉄芯材料として好適の無方向性電磁鋼板を安定供給することができるため、その工業的価値は極めて大きなものとなる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１５】
次に、本発明の方法について、その構成要件毎に詳述する。
（スラブの成分組成）
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：0.01％以下
Ｃ量が0.01％を超えると、モーターコアの使用環境温度（200℃前後）におけるεカーバイドの析出に起因して、鉄損が著しく劣化する、いわゆる磁気時効をまねくため、0.01％以下に制限する。
【００１６】
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％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。
【００１７】
Mn：３％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％以下に制限する。
【００１８】
Al：３％以下
Alは、脱酸剤として有効であり、好ましくは0.5ppm以上含有させる。しかし、過剰な添加は圧延性の低下をもたらすため、その添加量を３％以下に制限する。
【００１９】
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であり、好ましくは0.01％以上で含有させる。一方、過剰な含有は偏析による脆化を引き起こし、粒界割れや圧延性の低下をもたらすため、その含有量は0.5％以下に制限する。
【００２０】
さらに、NiおよびCuの添加は、本発明において最も重要な事項である。
Ni：５％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、特にCuの時効析出が促進しやすい高Si系において析出物の粗大化抑制に効果を発揮し、時効析出強化能を高めることが可能となる。また、Cu添加による熱間脆化抑制の観点からも微量の添加が有効である。これらの効果を得るために、好ましくは0.5％以上の添加が望ましい。一方、５％を超えると、その効果は飽和しコスト高を招くだけになるため、その上限を５％とする。
【００２１】
Cu：0.35％以上４％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、鉄損（履歴損）の劣化をほとんど伴わずに大幅な強度上昇をもたらす。但し、Cuの析出が不十分な場合、稼動転位の移動抑制による強化が期待できないため、少なくとも0.35％以上の添加が必要である。一方、４％を超えると、特に高Si鋼において、時効析出処理によって析出物が粗大化しやすくなって大きな強度上昇が期待できないばかりか、鉄損特性の劣化も著しくなる。また、低Si鋼では熱間圧延中の割れ発生（熱間脆化）により製品歩留まりが低下する。従って、Cuの含有量は0.35％以上４％以下、望ましくは0.5％以上２％以下の範囲とする。
【００２２】
上記した元素の他は、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。
【００２３】
（製造条件）
まず、以上の成分組成に成る鋼スラブを、転炉あるいは電気炉などにて溶製された鋼を、連続鋳造あるいは造塊後の分塊圧延により製造する。次に、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を施して製品板厚とする。ここで、冷間圧延には、温間圧延を含むこととする。すなわち、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があるため、温間圧延を採用することもできる。
【００２４】
本発明では、素材のSi量を大幅に高めることなく、後述のように時効処理工程において高強度化するため、冷間圧延により製造することが可能である。
【００２５】
その後、仕上げ焼鈍を施してから、Cu析出処埋のための時効処理を施す。さらに、仕上げ焼鈍後のいずれかの段階において、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。
【００２６】
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に、再結晶により適切な結晶粒径を得ることを目的とする。適正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、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、鋼板表面の酸化並びに窒化に伴う鉄損劣化が大きくなる。
【００２７】
本発明においては高強度化のためにCuの微細分散析出が重要であり、仕上げ焼鈍後の冷却速度制御によって所望の分散状態を得ることも可能であるが、生産性や製造安定性の面からCuの析出処理は、後述する時効処理によって行う。さらに、一般にモーターコア材の積層鉄芯として用いられる電磁鋼板は、良好な打抜き性が望まれるため、仕上げ焼鈍直後にはCuは全量固溶していることが望ましく、かような観点からは、仕上げ焼鈍温度を800℃以上1100℃以下の範囲とすることが好ましい。但し、板厚が0.5mm以下の冷延板の一般的な冷却速度の範囲では、最終的なCu析出分散状態への影響は小さいため、本発明では特に冷却速度の限定はしない。
【００２８】
さて、本発明において最も重要な時効処理は、まず350〜400℃の低温域で１ｈ以上の一段目の予備時効処理を施すことである。実際、時効温度が450℃未満の場合には、鋼中Cuの拡散が十分に起こらないため、この一段目の時効処理だけでは、工業的に実施可能な熱処理時間の範囲において微細Cuの析出が不十分となり高強度が得られない。この低温での予備時効処理は、析出サイト数を増加させることに効果を発揮するものである。これにより、引き続いて行う二段目の時効析出処理が短時間化できるとともに、一段の時効析出処理と比較して、幅広い組成範囲での過時効処理の回避が容易である。
【００２９】
すなわち、一段目の時効処理における温度が350℃未満では、鋼中Cuの拡散がほとんど起こらず、析出サイトが形成されない。一方、400℃を超えると、特に高Si鋼では明確なCuの析出が促進し、引き続き行なう二段目の時効で析出相の粗大化が起きやすい。
また、この温度域での保持時間が１ｈ未満では、高密度の析出サイトが形成されない。
なお、保持時間の上限は特に限定する必要はないが、２ｈもあれば十分である。
【００３０】
なお、この一段目の時効処理は、仕上げ焼鈍後の打抜き工程の後で歪取り焼鈍を行う場合に、その冷却途中で350〜400℃に１ｈ以上保持したのち、速やかに室温付近まで冷却することによって実施することも可能である。
【００３１】
引き続き行う、二段目の時効処理は、450〜550℃の温度範囲とする。なぜなら、450℃未満では、Cuの高密度析出サイトの形成は達成できても、可動転位の移動障害となりうる明確な析出が工業的熱処理範囲で起こらない。一方、550℃を越えると、急激に析出相の成長が起こり強度低下ならびに鉄損劣下の不利をまねくため、上限は550℃とする。
また、時効処理時間は、鋼組成に依存するが充分な熱平衡の観点から0.5h以上は必要である。なぜなら、0.5ｈ未満の処理ではCuの拡散が不十分で一段目の時効によって形成された初期析出サイトが明確な析出物に成長しない。一方、生産性低下と過時効回避の点から、処理時間は５ｈ以内が望ましい。
【実施例１】
【００３２】
表１に示す成分組成を有する鋼スラブを、連続鋳造により製造した。次いで、この鋼スラブを、熱間圧延により最終板厚2.0mmの熱延板とした。ここで、熱間圧延途中の厚み10mmでの端面状況を目視し、割れ状況を評価した。この結果は表１中に併記した。
【００３３】
さらに、熱延板は、冷間圧延により最終板厚0.35mmの冷延板とした後、1000℃で30ｓの仕上げ焼鈍を施した。次いで、Cuの時効析出処理として、350℃で１ｈの予備時効処理を施した後、500℃で３ｈの析出処理を実施した。かくして得られた製品板について、JIS Z2241に規定の引張試験法により、降伏応力（YS）を評価した。また、仕上げ焼鈍ままの硬さと時効処理後の硬さとをビッカース硬度にて測定し、時効前後の変化を△Hvとして評価した。
これらの評価結果を、表１に併記する。
【００３４】
【表１】
2005240150.tif 000002
【００３５】
表１に示すように、Cu時効析出に関わるCu添加量が本発明範囲のものは、いずれも時効処理後に高い強度が得られている。これに対して、Cu添加量が本発明範囲未満では、時効後の硬さ上昇が不十分で高い強度が得られていない。一方、Cu添加量が過剰の鋼種では、特に高Si鋼において析出物の粗大化により高強度が得られない上に、熱間圧延時の脆化により板端部の割れが顕著となり、製造歩留まりの低下が懸念される結果となった。
【実施例２】
【００３６】
Ｃ：0.002％、Si：1.5％、Mn：0.1％、Al：0.2％、Ｐ：0.02％、Ni：0.01％およびCu：1.0％を含有する鋼スラブＡと、Ｃ：0.002％、Si：2.8％、Mn：0.1％、Al：0.2％、Ｐ：0.02％、Ni：0.01％およびCu：0.8％を含有する鋼スラブＢとに対して、Cuの析出を時効条件で制御した。
すなわち、上記の鋼スラブＡまたはＢを、熱間圧延により板厚2.0mmとし、1000℃で300ｓの熱延板焼鈍を施した後、酸洗ならびに仕上げ板厚0.35mmの冷間圧延を行った。さらに、最高到達温度950〜1000℃で30ｓ均熱保持する仕上げ焼鈍を施して室温まで冷却したのち、絶縁被膜を塗布焼き付けしてから、表２中に示す条件に従って時効析出処理を施し、製品板とした。
【００３７】
かくして得られた製品板について、実施例１と同様に機械的特性の測定を行った。また、鉄損は圧延方向と圧延直角方向とから採取した試料を等量用いて、エプスタイン法により400Hzでの鉄損Ｗ10／400（Ｗ／kg）値を測定し、その平均値を求めた。これらの測定結果を、表２中に併せて示した。
【００３８】
【表２】
2005240150.tif 000003
【００３９】
鋼スラブＡおよびＢのいずれの鋼種においても、時効条件が本発明範囲を外れた場合、時効前後での硬度差が小さく充分な強度が得られない上、特に鋼スラブＢにおいては、過時効による鉄損劣化が認められるようになる。これに対して、１段目および２段目の時効条件がいずれも本発明範囲を満足する場合、高強度および低鉄損の両方の確保が可能である。