(57)【要約】【課題】歪取り焼鈍後も良好な磁気特性が維持される、高強度無方向性電磁鋼板を提供する。【解決手段】質量％で、Ｃ：0.02％以下、Si：4.5％以下、Mn：3.0％以下、Al：3.0％以下、Ｐ：0.50％以下およびCu：0.6％以上1.1％以下を含有し、残部Feおよび不可避的不純物の成分組成とし、かつ歪取り焼鈍前後での引張強さの上昇を50MPa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：3.0％以下、
Ｐ：0.50％以下および
Cu：0.6％以上1.1％以下
を含有し、残部Feおよび不可避的不純物の成分組成からなり、歪取り焼鈍前後での引張強さの上昇が50MPa以上であることを特徴とする高強度無方向性電磁鋼板。
【請求項２】
請求項１において、成分組成として、さらに質量％で、
Ni：3.0％以下
を含有することを特徴とする高強度無方向性電磁鋼板。
【請求項３】
請求項１または２において、成分組成として、さらにSb、Sn、Ｂ、Ca、希土類元素およびCoから選んだ１種または２種以上を、質量％で、
SbおよびSnについてはそれぞれ0.002〜0.1％、
Ｂ、Caおよび希土類元素についてはそれぞれ0.001〜0.01％、そして
Coについては0.2〜5.0％
にて含有することを特徴とする高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：3.0％以下、
Ｐ：0.50％以下および
Cu：0.6％以上1.1％以下
を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼スラブに、熱間圧延、次いで冷間圧延を施した後、最終到達温度が700〜1150℃の仕上げ焼鈍を施し、その後、最高到達温度700℃以上でかつ700℃から400℃までの温度域の冷却速度が20℃／min以下である、歪取り焼鈍を施すことを特徴とする高強度無方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項５】
請求項４において、熱間圧延後に熱延板焼鈍を施し、その後冷間圧延を施すことを特徴とする高強度無方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項６】
請求項４または５において、鋼スラブは、さらに質量％で、
Ni：3.0％以下
を含有することを特徴とする高強度無方向性電政鋼板の製造方法。
【請求項７】
請求項４〜６のいずれかにおいて、鋼スラブは、さらにSb、Sn、Ｂ、Ca、希土類元素およびCoから選んだ１種または２種以上を、質量％で、
SbおよびSnについてはそれぞれ0.002〜0.1％、
Ｂ、Caおよび希土類元素についてはそれぞれ0.001〜0.01％、そして
Coについては0.2〜5.0％
にて含有することを特徴とする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、無方向性電磁鋼板、特に高速回転モータ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が、これを抑える際に、ロータ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、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】
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、その素材は磁気特性に優れていること、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を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。
【０００５】
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、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。
【０００６】
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。
【０００７】
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。
【０００８】
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。
【０００９】
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。
【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】
【００１０】
これらの現状に対して、発明者らは、Cuを含んだ鋼の時効硬化現象に着目し種々の検討を行ってきた結果、適量のCuを含有する鋼板に適切な時効処理を施すことにより、高強度かつ良好な磁気特性を兼備する無方向性電磁鋼板が得られることを見出し、特願2003−395838号において、かような鋼板およびその製造方法を提案した。すなわち、一般に析出物は、析出強化によって鋼の強化には寄与するものの、磁壁移動の障害となるため磁気特性には有害であると考えられていたのであるが、発明者らの研究によれば、適切な量のCuを適切な時効処理により極めて微細な析出状態に制御すると、磁気特性をほとんど劣化させることなく大幅に析出強化することが可能となり、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が得られることを、知見したのである。ただし、この方法では、Cuを極微細に析出させるための時効処理工程が新たに必要になるため、処理コストの増加、具体的には時効処理専用のヒートパターンとするための、新たな熱処理炉が必要になる、などの制約があった。
【００１１】
ところで、電磁鋼板をモータ用途に用いる際、鋼板をプレス打抜きにより所定形状にしたのち、所定の積み厚となるように多数枚を積層し、かしめや溶接によってコア状に固定するのが一般的である。この際、電磁鋼板コアには、プレス加工による塑性歪み、かしめや溶接による弾性歪みなどが残留し、磁気特性が劣化してしまう。そこで、磁気特性を重視する場合には、コア加工の後に700〜800℃程度で数時間焼鈍する熱処理により、こうした歪みを除去し、磁気特性の改善をはかることが多い。このような熱処理は、通常、歪取り焼鈍と称されている。
【００１２】
ところが、前述のCuを添加した電磁鋼板にこの歪取り焼鈍を行った場合、磁性回復の目的で焼鈍を実施したにもかかわらず、かえって鉄損特性が大幅に劣化し、強度特性も向上しない場合が多数見られた。この場合、歪取り焼鈍後に時効処理を行っても、鉄損の改善、強度上昇ともに見られない。従って、Cuの極微細析出物を活用する高強度電磁鋼板においても、通常行われることの多い歪取り焼鈍において条件を適正化して、コア加工に伴う残留歪みの除去による磁気特性の改善と、Cuの微細析出処理による高強度化を両立することが出来れば、磁気特性および強度特性に優れた電磁鋼板を一般的な製造工程で得ることが出来るため、工程上および設備上のメリットは大きい。
【００１３】
そこで、本発明は、歪取り焼鈍後も良好な磁気特性が維持される、高強度無方向性電磁鋼板を提供し、併せて、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】
【００１４】
発明者らは、Cuの極微細析出物を活用した磁気特性に優れた高強度電磁鋼板に関して、一般的に行われている700〜800℃での歪取り焼鈍処理により、コア加工に伴う残留歪みの除去と、Cuの微細析出処理をともに達成することにより、優れた磁気特性と高強度特性を兼備した鋼板を得ることを目的に種々の検討を行った。
その結果、前述のCu添加した電磁鋼板において、歪取り焼鈍を施すと鉄損特性が大幅に劣化し、強度上昇も生じていない鋼板について詳細に調査したところ、歪取り焼鈍の恒温（均熱）保持中にCuが粗大に析出していることを見出した。この歪取り焼鈍による特性劣化の抑制策を種々検討した結果、鋼中に添加するCu量をより狭い適正範囲とすることで、歪取り焼鈍の恒温保持中にCuを鋼中に十分に固溶した状態とし、さらに恒温保持後の冷却を適正な条件として冷却過程においてCuを極微細に析出させられることを見出した。ここに、歪取り焼鈍後において、優れた磁気特性と高強度特性との両立が可能となる方途が与えられた結果、本発明を完成するに至ったのである。
【００１５】
すなわち、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：3.0％以下、
Ｐ：0.50％以下および
Cu：0.6％以上1.1％以下
を含有し、残部Feおよび不可避的不純物の成分組成からなり、歪取り焼鈍前後での引張強さの上昇が50MPa以上であることを特徴とする高強度無方向性電磁鋼板。
【００１６】
（２）上記（１）において、成分組成として、さらに質量％で、
Ni：3.0％以下
を含有することを特徴とする高強度無方向性電磁鋼板。
【００１７】
（３）上記（１）または（２）において、成分組成として、さらにSb、Sn、Ｂ、Ca、希土類元素およびCoから選んだ１種または２種以上を、質量％で、
SbおよびSnについてはそれぞれ0.002〜0.1％、
Ｂ、Caおよび希土類元素についてはそれぞれ0.001〜0.01％、そして
Coについては0.2〜5.0％
にて含有することを特徴とする高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：3.0％以下、
Ｐ：0.50％以下および
Cu：0.6％以上1.1％以下
を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼スラブに、熱間圧延、次いで冷間圧延を施した後、最終到達温度が700〜1150℃の仕上げ焼鈍を施し、その後、最高到達温度700℃以上でかつ700℃から400℃までの温度域の冷却速度が20℃／min以下である、歪取り焼鈍を施すことを特徴とする高強度無方向性電磁鋼板の製造方法。
【００１９】
（５）上記（４）において、熱間圧延後に熱延板焼鈍を施し、その後冷間圧延を施すことを特徴とする高強度無方向性電磁鋼板の製造方法。
【００２０】
（６）上記（４）または（５）において、鋼スラブは、さらに質量％で、
Ni：3.0％以下
を含有することを特徴とする高強度無方向性電政鋼板の製造方法。
【００２１】
（７）上記（４）〜（６）のいずれかにおいて、鋼スラブは、さらにSb、Sn、Ｂ、Ca、希土類元素およびCoから選んだ１種または２種以上を、質量％で、
SbおよびSnについてはそれぞれ0.002〜0.1％、
Ｂ、Caおよび希土類元素についてはそれぞれ0.001〜0.01％、そして
Coについては0.2〜5.0％
にて含有することを特徴とする高強度無方向性電磁鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００２２】
本発明によれば、Cuの極微細析出物を活用する高強度電磁鋼板において、コア加工に伴う残留歪みの除去による磁気特性の改善と、Cuの微細析出処理による高強度化を両立することが可能となる。従って、磁気特性および強度特性に優れた電磁鋼板を一般的な製造工程で得ることが出来るため、工程の省略および設備コストの低減に有効である。さらに、本発明による電磁鋼板を使用することにより、電気自動車駆動用モータや工作機械用モータをはじめとする、高速回転機の一層の高速回転化および高特性化が可能となり、これらの分野においても偉功を発揮する。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２３】
以下、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、本発明の無方向性電磁鋼板における鋼組成範囲および限定埋由を説明する。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。
【００２４】
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％以上で効果が顕著となる。鉄損低減や固溶強化のためには0.5％、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。
【００２５】
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0.02％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。
【００２６】
Al：3.0％以下
Alは、無添加としても良いが、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であり、その目的のためには好ましくは0.5ppm以上で含有させる。しかし、過剰な添加は圧延性の低下をもたらすので、その添加量を3.0％以下に制限する。
【００２７】
Ｐ：0.50％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0.50％以下に制限する。
【００２８】
次に、Cuの添加は本発明において最も重要な事項である。
Cu：0.6％以上1.1％以下
Cuは、適切な熱処理によって鋼中へ極微細に析出させることにより、鉄損の劣化をほとんど伴うことなく、大幅に強度を向上させることが出来る。一般的に行われている700℃〜800℃程度の歪取り焼鈍において、その効果を得るには、Cuの含有量を0.6％以上1.1％以下に制御することが必要である。すなわち、1.1％を超えると、歪取り焼鈍中に鋼中および結晶粒界上にCu析出物が生成、粗大化するため、磁気特性（鉄損）の劣化が大きくなり、強度上昇も小さくなる。一方、0.6％未満では歪取り焼鈍後の冷却中に十分な析出が得られず、十分な強度向上が得られない。従って、Cuの含有量は0.6％以上1.1％以下、好適には0.8％以上1.1％以下の範囲とする。
【００２９】
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。
【００３０】
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、まずNiを3.0％以下の範囲で、また、Sb、Sn、Ｂ、Ca、希土類元素およびCoから選んだ１種または２種以上を添加することが出来る。
【００３１】
Ni：3.0％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、Cu析出をより微細に、かつ安定的に析出させる効果を有する。その結果、Cuの微細析出物による高強度化効果がより顕著となる。また、Niはヘゲと呼ばれる熱延板表面欠陥を減少し鋼板歩留まりを改善する効果も有することから、添加することが望ましい。ただし、Niは高価な元素であり過剰な添加はコスト高を招くことから、その上限を3.0％とすることが好ましい。一方、Cu析出物の微細安定化の観点からの好適な添加量は、1.0％以上である。
【００３２】
磁気特性の改善元素として知られるSb、Sn、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、
SbおよびSnについては0.002〜0.1％、
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。
【００３３】
（鋼板の特性値）
本発明に係る無方向性電磁鋼板では、歪取り焼鈍前後での引張強さの上昇が50MPa以上であることが肝要である。すなわち、歪取り焼鈍前は加工の点から引張り強さが比較的低いことが好ましいが、加工後は、前述の通り高強度が必要となる。必要となる強度レベルはモータの設計、運転条件により異なるが、歪取り焼鈍前後での引張り強さの上昇が50MPa以上あれば、打ち抜き時の加工性改善のメリットを明らかに享受できる。
【００３４】
（製造方法）
本発明に係る高強度無方向性電磁鋼板を製造するには、無方向性電磁鋼板の一般に従えばよい。例えば、まず、転炉あるいは電気炉などで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。鋼スラブの組成は、前記した無方向性電磁鋼板の鋼組成と同じである。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はさんだ二回以上の冷間圧延（温間圧延を含む）を施して製品板厚とし、仕上げ焼鈍を施し、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。
【００３５】
本発明に従う成分組成範囲の鋼であれば、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ことから、温間圧延を採用することもできる。
【００３６】
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。適性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℃以上とすることが好ましい。一方、1150℃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が大きくなるため、その上限は1150℃に制限する。
【００３７】
かくして得られた無方向性電磁鋼板は、ユーザーまたは加工業者にて、所定形状にプレス打ち抜き加工される。多くの場合、プレス金型内で積層そしてかしめにて、コア形状とされることが多い。これら打ち抜き材には、歪取り焼鈍を施すのが通例である。本発明では、この歪取り焼鈍にて、残留している加工歪の除去とともに、Cuの微細析出処理を行うため、その条件は重要である。
すなわち、歪取り焼鈍の最高到達温度は、700℃以上とすることが必要である。700℃未満となると、加工歪みの除去が不充分となるばかりでなく、Cu含有量を本発明の範囲に制御しても、鋼中に存在するCuを十分に固溶させることが出来ない場合が生じる。さらに、歪取り焼鈍後の700℃〜400℃までの温度域の平均冷却速度を20℃/min以下とすることが重要である。この温度域でCuの微細析出が生じるが、冷却速度が20℃/minより速いと十分な析出が得られないためである。
【実施例１】
【００３８】
表１に示した成分の鋼スラブを熱間圧延後、1000℃で60ｓ保持する熱延板焼鈍を施し、酸洗後に仕上げ板厚0.35mmまでの冷間圧延を施し、次いで最高到達温度900℃で30ｓ保持する仕上げ焼鈍を施したのち、絶縁被膜の塗布、焼き付けを行った。なお、得られた鋼板の組成は、表１に示すスラブ組成と同じであった。
【００３９】
かくして得られた鋼板より、その圧延方向および圧延直角方向より等量のエプスタイン試験片をせん断により切り出すとともに、両方向についてJIS  ５号引張試験片を作製し、磁気特性および機械特性を評価した。機械特性は圧延方向と圧延直角方向の平均をもって評価した。
さらに、750℃で120分保持後に700℃〜400℃の温度域の平均冷却速度を10℃/minに制御した、歪取り焼鈍を施した試料についても、同様の評価を行った。
その結果を表２に示す。
【００４０】
【表１】
2005272913.tif 000002
【００４１】
【表２】
2005272913.tif 000003
【００４２】
Cu含有量が本発明の範囲に達していない、鋼ＡおよびＢを用いた鋼板No.１および２は、歪取り焼鈍によって引張強さＴＳは若干低下する傾向にあり、十分な強度が得られていない。一方、Cu量が本発明の範囲を超えている、鋼ＥおよびＦを用いた鋼板No.５および６では、歪取り焼鈍によってかえって磁気特性は大幅に劣化してしまう。また、従来知られているNiの固溶強化およびNb炭窒化物による析出強化を利用した鋼Ｋを用いた鋼板No.11では、引張強さは高いものの、商用周波数および高周波での鉄損特性が悪い。これらに対し、本発明の鋼組成を有するＣ、Ｄ、Ｇ、Ｈ、ＩおよびＪを用いた鋼板No.３，４，７，８，９および10では、いずれも歪取り焼鈍によって50MPa以上の大幅な引張強度の向上が見られ、かつ歪取り焼純後の磁気特性も優れている。
【実施例２】
【００４３】
Ｃ：0.003％、Si：3.3％、Mn：0.5％、Al：1.2％、Ｐ：0.05％、Cu：1.0％およびNi：1.0％を含有する鋼スラブを熱間圧延したのち、950℃で60ｓ保持する熱延板焼鈍を施し、酸洗後に仕上げ板厚0.20mmまでの冷間圧延を施し、次いで最高到達温度900℃で30ｓ保持する仕上げ焼鈍を施したのち、絶縁被膜の塗布、焼き付けを行った。なお、得られた鋼板の組成は、表１に示すスラブ組成と同じであった。
【００４４】
かくして得られた鋼板より、実施例１と同様に試料を切り出し、表３に示す種々の条件で歪取り焼鈍を実施して、その焼鈍前後の特性を調査した。なお、歪取り焼鈍における最高到達温度と保持温度は同一温度となるように設定した。その結果を表４に示す。
【００４５】
【表３】
2005272913.tif 000004
【００４６】
【表４】
2005272913.tif 000005
【００４７】
本発明で規定した歪取り焼鈍温度に達していない条件ａおよびｂで処理した鋼板No.12および13では、歪取り焼鈍後の磁気特性が大幅に劣化し、引張強さの上昇もほとんど生じていない。これは歪取り焼鈍中にCuが粗大に析出したためである。また、700℃〜400℃間の冷却速度が速い条件ｉで処理した鋼板No.20は、焼鈍後の強度上昇が不足している。一方、本発明の歪取り焼鈍条件の範囲内にある条件ｃ〜ｈで処理した鋼板No.14〜19は、50MPa以上の引張強さの上昇が生じており、高強度と良好な磁気特性とを両立している。