JP2005264315A - 電磁鋼板とその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【解決手段】 質量%で、C:0.0400%以下、Si:0.2〜6.5%、Mn:0.05〜10.0%、P:0.30%以下、S:0.020%以下、Al:15%以下、N:0.0400%以下、さらにNi、Mo、Ti、Nb、Co、Wの1種または2種以上を各元素について15.0%以下を含有し、鋼材内部に直径0.050μm以下、数密度20個/μm3以上の金属間化合物を含有し、鋼組織は主としてフェライト相からなりマルテンサイト相の体積率が50%以下であることを特徴とする高強度電磁鋼板。
【選択図】 図1
Description
鉄損、かつ高磁束密度で強度の高い磁性材料および電磁開閉器用の耐摩耗性に優れた高い
強度が必要とされる用途向けの磁性材料とその製造方法に関する。
転子)用材料には積層された電磁鋼板が用いられてきた。最近、20〜30万rpm もの超
高速回転が要求されるようになり、ローターに加わる遠心力が、電磁鋼板の強度を上回る
可能性が出てきた。さらにローターに磁石を組み込む構造のモーターも多くなっており、
ローターの回転中にローター材料自身に加わる荷重は大きなものとなっており、疲労強度
やクリープ強度の面でも材料の強さが問題となることが多くなっている。
けでなく耐摩耗性の優れた磁性材料が望まれる。
ている。例えば、特許文献1、2では、Fe−Ni−Alをベースとしたマルエージ鋼に
、Mo,Crなどを添加し組織強化、固溶体強化に加え金属間化合物の析出強化を活用し
た鋼が提案されている。マルエージ鋼は鋼板の強度は十分であるがマルテンサイト変態に
よる組織強化、つまり変態時に鋼中に大量に導入される転位による強化を用いているため
通常の珪素鋼板と比較した場合、磁気特性の低下は避けられない。またNi等の元素の少
なからざる部分は固溶元素として残存してしまうためこれらの元素を多量に含有させたに
も関わらず合金コストに見合うだけの強度上昇が図られておらず、コストパフォーマンス
が低い。また、この技術は比較的古い時期に確立されているため、その後進展した鋼成分
の高純度化に対応した技術とはなっていない。
また、特許文献3のようにSi含有量を高め、C量を比較的多くした上にTi,Nb,Zrなどの炭窒化物形成元素の1種または2種以上を含有させ析出強化を用いると共にNi等の固溶体強化を用い、さらに微細な析出物による強化を活用するため焼鈍温度を低くして結晶粒の微細化による強化も用いる技術が実用化されている。
また、これらの高強度材の使用は電気部材への加工時、特に剪断工程において金型の磨耗を早めることにもなるため、電気部材の製造コストを上昇させる要因にもなる。
また、Si量を高めることは本発明で制御すべきマルテンサイト変態を回避するためにも都合がよい。本発明鋼では金属間化合物を構成する元素としてSiを用いる場合もあるため鋼種によっては通常より多量な添加を行うことが好ましい。一般には3.2%以上では鋼が顕著に脆化してしまうが、マルテンサイト変態の回避および金属間化合物の形成を目的として添加したSiの少なからざる量が製造工程の途中でも金属間化合物として存在する本発明鋼では脆化の程度は通常の鋼よりは軽減される。しかし4.5%を超えると鋼を脆化させ、さらに製品の磁束密度を低下させるため4.5%以下とする。好ましくは4.0%以下、さらに好ましくは3.5%以下である。
特に本発明鋼で特徴的な金属間化合物としてAl、Ti等の強い窒化物生成元素を含有する相を形成する場合ははNを添加してまで含有量を高めるべきではない。理想的には窒化物形成元素がすべて金属間化合物になれば窒化物は形成されないが、少なからざる量の窒化物が形成し含有するほとんどのNは窒化物となってしまうからである。
金属間化合物の構成元素として強い窒化物形成元素を使わない場合でもAl脱酸鋼においては0.0040%以下とすべきで、窒化物による強度上昇を期待しない本発明鋼では低いほど好ましく、0.0027%以下とすれば磁気時効や微細な窒化物形成による特性劣化の抑制効果は顕著で、さらに好ましくは0.0022%、さらに好ましくは0.0015%以下、0%であっても構わない。
本発明の特徴は、金属間化合物形成元素について通常の電磁鋼板と比較し多くの量を添加し、金属間化合物を形成するように熱処理を制御することである。このためFe以外の元素量が多くなる場合がある。従来技術で記述したマルエージ鋼の他、例えばNiであれば30数%以上含有するパーマロイ等が特殊な用途で実用化されているが、本発明鋼はこれらの高合金磁性材料とは用途や技術的因子が異なるものであり、あくまでも通常のモーター等に用いられる軟磁性材料の範疇に分類されるものである。このためFe以外の元素の総含有量は30%以下とする。好ましくは20%以下、さらに好ましくは15%以下、また形成される金属間化合物の種類や目的とする特性によっては10%以下でも十分な効果を得ることが可能である。
さらに本発明鋼の特徴は、上述のマルエージ鋼とは異なり強化機構としてマルテンサイト変態を活用しないことである。これは前述のようにマルテンサイト変態においては鋼中に多量の転位が導入され磁気特性、特に鉄損が劣化してしまうためである。本発明は通常の珪素鋼板と同等の磁気特性を有することを目的としているため、磁気特性を顕著に劣化させる転位強化機構は用いない。とは言え、成分によっては、またはミクロな観察を行えばわずかなマルテンサイト変態の発生が観察される場合もある。マルテンサイト変態が起きる可能性の目安としては高温でのオーステナイト相とフェライト相の比率がある。オーステナイト相の生成量が多いことはオーステナイト相が安定であることを意味し、冷却時にマルテンサイト変態がおきやすいと考えることができる。ただし、熱履歴を考慮すれば高温でオーステナイト相が存在する場合に必ずしも冷却時にマルテンサイト変態が起きるものではないことは言うまでもない。
本発明では目安として高温でのオーステナイト相の存在量を記述する。高温でのオーステナイト相の生成量が50%以下であれば本発明が対象としている極低C材では数100℃/秒というような超急速冷却を行わない限り、また、CやNを0.005〜0.04%程度含む低炭素鋼の場合でも冷却速度を比較的緩冷却に制御すればマルテンサイト変態を回避することは十分に可能で、もし相当量のマルテンサイト変態が起きたとしても問題になるほどの転位量の導入は回避することができる。高温でのマルテンサイト生成量は好ましくは30%以下、さらに好ましくは20%以下、さらに好ましくは10%以下で、完全フェライト鋼であれば全く問題ないことは言うまでもない。大体の目安は各元素の質量%で、
1.5*Si+3.5Al−1.2*(Mn+Ni)
が2.5以上、好ましくは3.0以上、さらに好ましくは3.5以上である。
そして、最終的な組織は主としてフェライト相からなるものとする。なお、厳密には鋼中の組織としては本発明で必須である金属間化合物やC、N、S、Oの化合物等も存在するが、ここで述べる組織とはこれらの微細なものではなく、鉄の変態により形成されるフェライト、オーステナイト、マルテンサイト、パーライト、ベイナイト等を指すものとする。本発明では体積率でフェライト相が50%以上であるものとする。好ましくは60%以上、さらに好ましくは70%以上、さらに好ましくは80%以上、さらに好ましくは90%以上であり、意識的に鉄の変態を制御するような中間温度での保持や急速冷却等を行わなければ通常、95%以上はフェライト相となるものである。同時に、磁気特性に非常に好ましくないマルテンサイト相の体積率は50%以下とする。好ましくは40%以下、さらに好ましくは30%以下、さらに好ましくは20%以下、さらに好ましくは10%以下である。オーステナイト、フェライトおよびマルテンサイトの変態については多くの知見があり、成分や熱処理条件の検討により制御することは等業者であれば適当に制御することは通常の制御操作であり、本発明鋼でも適当な回数の試行の後、5%以下、さらには2%以下、実質的に0%近くに制御することも困難なことではなく、このようにすることで本発明の効果は一層好ましいものとなる。
また、金属間化合物の生成を促進するために行う熱処理は特にC、N含有量が高く金属間化合物が存在しない場合には炭化物、窒化物等の析出物が多く磁気特性が良好でない材料において強度が低下しないばかりか強度が上昇する場合もあり、さらに鉄損や磁束密度を改善する場合がある。これらの特性変化は金属間化合物を形成するための熱によると単純に考えられるが、単に熱を加えた以上に金属間化合物が生成することによる相乗効果として好ましい効果が顕著になるものである。
単純に強度に及ぼす影響を考えても通常の析出強化鋼に熱を加えれば軟化して強化能が低下してしまうが、この時に析出物による強化能が低下する以上に金属間化合物が形成することに起因する強化能が大きければ強度は低下せずむしろ硬質化することになる。さらに本発明鋼では鉄損および磁束密度の向上効果も見られる理由は明確ではないが金属間化合物が形成する過程で析出物の無害化が起きるものと思われる。現象的には析出物の形態変化による歪場の開放、微細析出物の溶解または成長効果に伴う結晶粒成長促進効果によるものと思われる。
つまり、本発明では現時点で未知の金属間化合物について制御をするものではなく、鉄鋼材料中で生成することや熱的な溶解、生成挙動が公知である金属間化合物について制御を行うものであり、その特定の金属間化合物に関しては様々な情報を得ることが可能なものである。当業者が目的とする材質に調整された鋼について、公知の情報を得ている特定の金属間化合物について適当な回数の試行を経た後に好ましい制御が可能となることは当然のことではある。また技術的なポイントも特殊なものではなく、通常、当業者で行われる鋼の変態、炭化物、窒化物、硫化物等の析出物生成に関する制御と同様のものである。
また、熱処理をしても硬質化しない場合はその後のモーターとしての使用中の強度が不足することとなり本発明の目的が達成されない。より好ましい効果を得るには熱処理による引張強度の上昇で60MPa 以上、さらに好ましくは100MPa 以上、さらに好ましくは150MPa 以上、さらに好ましくは200MPa 以上、さらに好ましくは300MPa 以上、さらに好ましくは400MPa 以上であり、成分や熱処理条件を適当に選ぶことで500MPa 以上の硬質化も可能である。また、硬度増加については好ましくは1.2倍以上、さらに好ましくは1.3倍以上、さらに好ましくは1.5倍以上であり、成分や熱処理条件を適当に選ぶことで2.0倍以上の硬質化も可能である。
NiMn、Ni3Ge、Ni3Ga、Ni3Si、Ni40Cr18Mo42、Co3Ti、Co2Ti、CoTi、CoZr、Co16Nb6Si7、Co20Mn53Si27、Cu3Ti、Cu3Au、CuZn、PtMn、Pt3Mn、Pt3Sn、Pt3Al、Pt3Ga、Pt3In、FeCo、Fe3Ti、FeAl、Fe3Al、Fe3(Al,Si)、FeCr、Fe3Zr、Fe3Ga、Fe3Ge、(Fe,Co)3V、(Fe、Ni)3V、Fe14Nd2B、Fe36Cr12Mo10、Fe7W6、Fe3Si、Fe5Si13、FeSi、FeSi12、TiAl、Ti(Ni,Cu)2、Ti3Sn、Ag2MgZn、Pd3Mn、Ir3Cr、Ir3Ti、Rh3Ti、Rh3V、Rh3Nb、MoSi2、WSi2、Mg3Cd、Mn3Sn、VSi2、TaSi2、Zr3In、Zr3Al、(Nb,Mo)Si2、(Nb,W)Si2、NbSi2、等も知られており、これらを適当な状態で鋼板中に形成させることで本発明鋼となる。
また、これほど微細になると存在そのものの定量・定性的な存在は確定されておらず、原子が数個まとまっただけのクラスター的なものであるとか、通常知られていない何らかの原子も偏析・混在するものであるとか、金属間化合物と記述されるものかどうかという議論も出てくる面は否めないが、本発明は本発明で金属間化合物と記述してはいるもののその形態や種類で限定されるものではないことは言うまでもない。存在している異相が特定できない場合でも、成分や熱処理条件等を内挿または外挿、さらにはさまざまな知見から存在している異相が金属間化合物またはその前駆体であると妥当な説明ができる場合には、本発明に含まれるものとする。本発明はこのような金属間化合物を相当量含有し、かつ本発明で記述されるように、熱処理に伴うその異相の形成により明らかに硬質化する電磁鋼板に限定されるものである。
X=(X0+X90+2*X45)/4
X0:コイル圧延方向の特性
X90:コイル幅方向の特性
X45:コイル圧延方向から45°方向の特性
により平均値を求めた。硬度は板厚断面において荷重50gでのビッカース硬度を用いた。 また、打抜き金型の磨耗については新しく製造した打抜き金型で鋼板を打抜き、打抜き回数に応じて鋼板に発生するカエリの大きさの変化から評価した。金型の磨耗が大きいものは比較的少ない打抜き回数で鋼板のカエリが大きくなる。本発明鋼では前述の通り、熱処理前の軟質な状態で打抜きを行い評価したが、注意すべきは、マルエージ型の鋼板については、従来技術に従い、打抜き金型の磨耗テストは熱処理後の板について行った。結果を表3、表4(表3のつづき)に示す。
Claims (26)
- 質量%で、C:0.0400%以下、Si:0.2〜4.0%、Mn:0.05〜5.
0%、P:0.30%以下、S:0.020%以下、Al:8.0%以下、N:0.04
00%以下を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなり、組織が体積率でフェライ
ト相:50%以上、マルテンサイト相:50%以下を満足する範囲で主としてフェライト
相からなり、かつ、鋼材内部に直径0.050μm以下の金属間化合物を含有することを
特徴とする電磁鋼板。 - 質量%で、Fe:70%以上およびNi、Mo、Ti、Nb、Co、Wの1種または2
種以上を各元素について10.0%以下含有することを特徴とする請求項1に記載の電磁
鋼板。 - 質量%で、Zr、Cr、B、Cu、Zn、Mg、Snの1種または2種以上を各元素に
ついて10.0%以下含有することを特徴とする請求項1または2に記載の電磁鋼板。 - 質量%で、Ag、Pt、Ga、Ge、In、V、Pd、Ir、Rh、Cd、Taの1種
または2種以上を各元素について5.0%以下含有することを特徴とする請求項1〜3の
いずれかの項に記載の電磁鋼板。 - 前記鋼材内部に存在する金属間化合物の数密度が20個/μm3 以上である請求項1〜
4のいずれかの項に記載の電磁鋼板。 - 前記鋼板の結晶粒の平均直径が400μm以下である請求項1〜5のいずれかの項に記
載の電磁鋼板。 - 請求項1〜6のいずれかの項に記載の成分からなる鋼材から製品板を製造する過程にお
いて、マルテンサイト変態が起きないような熱履歴を経ることを特徴とする電磁鋼板の製
造方法。 - 請求項1〜7のいずれかの項に記載の成分からなる鋼材から製品板を製造する過程にお
いて、冷間圧延の直前までは金属間化合物の形成を回避するような熱履歴を経ることを特
徴とする電磁鋼板の製造方法。 - 請求項7記載の熱処理として、熱延仕上げ後の300℃までの平均冷却速度を50℃/
秒以上とすることを特徴とする電磁鋼板の製造方法。 - 請求項1〜8のいずれかの項に記載の成分からなる鋼材から製品板を製造する過程にお
いて、冷間圧延の後の工程において金属間化合物が形成されるような熱履歴を経ることを
特徴とする電磁鋼板の製造方法。 - 請求項9記載の熱処理として、300〜900℃での滞在時間を10秒以上とすること
を特徴とする電磁鋼板の製造方法。 - 請求項9または10記載の熱処理の後、900℃を超える温度域に20秒以上保持しな
いことを特徴とする電磁鋼板の製造方法。 - 冷延後の熱処理により硬質化し、熱処理後に該鋼材内部に存在する金属間化合物の数密
度が20個/μm3 以上となることを特徴とする請求項1〜11のいずれかの項に記載の
電磁鋼板。 - 冷延後の熱処理により硬質化し、熱処理後に該鋼材内部に存在する金属間化合物の平均
直径が0.05μm以下となることを特徴とする請求項1〜12のいずれかの項に記載の
電磁鋼板。 - 冷延後の熱処理により硬質化し、熱処理前後の比較において鋼材内部の直径0.050
μm以下の金属間化合物の数密度が10倍以上に増加することを特徴とする請求項1〜1
3のいずれかの項に記載の電磁鋼板。 - 冷延後の熱処理により硬質化し、熱処理前後の比較において引張強度が30MPa 以上上
昇することを特徴とする請求項1〜14のいずれかの項に記載の電磁鋼板。 - 冷延後の熱処理により硬質化し、熱処理前後の比較において鋼材の硬度が1.1倍以上
に増加することを特徴とする請求項1〜15のいずれかの項に記載の電磁鋼板。 - 請求項1〜9のいずれかの項に記載の鋼板から部品を製造する過程において、マルテン
サイト変態が起きないような熱履歴を経て使用されることを特徴とする電磁鋼板。 - 請求項1〜9および18のいずれかの項に記載の鋼板の製造方法において、打抜き加工
の後の工程において金属間化合物が形成されるような熱履歴を経て使用されることを特徴
とする電磁鋼板。 - 請求項19記載の熱処理として、300〜900℃での滞在時間を10秒以上とするこ
とを特徴とする電磁鋼板。 - 請求項19または20記載の熱処理の後、900℃を超える温度域に20秒以上保持し
ないことを特徴とする電磁鋼板。 - 部品に加工後の熱処理により硬質化し、熱処理後に該鋼材内部に存在する金属間化合物
の数密度が20個/μm3以上となることを特徴とする請求項1〜9および18〜21の
いずれかの項に記載の電磁鋼板。 - 部品に加工後の熱処理により硬質化し、熱処理後に該鋼材内部に存在する金属間化合物
の平均直径が0.050μm以下となることを特徴とする請求項1〜9および18〜22
のいずれかの項に記載の電磁鋼板。 - 部品に加工後の熱処理により硬質化し、熱処理前後の比較において鋼材内部の直径0.
050μm以下の金属間化合物の数密度が10倍以上に増加することを特徴とする請求項
1〜9および18〜23のいずれかの項に記載の電磁鋼板。 - 部品に加工後の熱処理により硬質化し、熱処理前後の比較において引張強度が30MPa
以上上昇することを特徴とする請求項1〜9および18〜24のいずれかの項に記載の電
磁鋼板。 - 部品に加工後の熱処理により硬質化し、熱処理前後の比較において鋼材の硬度が1.1
倍以上に増加することを特徴とする請求項1〜9および18〜25のいずれかの項に記載
の電磁鋼板。
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