JP5000136B2 - 高強度電磁鋼板およびその形状加工部品とそれらの製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、電磁鋼板にＣｕを含有させ適切な工程処理を施すことにより微細なＣｕ金属相を存在させ、磁気特性を維持しつつ高強度な電磁鋼板、特に無方向性電磁鋼板を提供するものである。本発明により得られる電磁鋼板は、強度を要する高速回転機や、耐摩耗性を要する電磁開閉器等への使用に好適である。

従来、回転機器に要求されていた回転数は、高々１０万rpm 程度であり、ローター（回転子）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。

また、電磁開閉器はその用途上、使用するにつれて接触面が摩耗するため、電磁特性だけでなく耐摩耗性の優れた磁性材料が望まれる。

このようなニーズに対応して、最近では強度が高い無方向性電磁鋼板について検討され、いくつか提案されている。例えば、特開平１−１６２７４８号公報や特開昭６１−８４３６０号公報では、Ｓｉ含有量を高め、さらにＭｎ，Ｎｉ，Ｍｏ，Ｃｒなどの固溶体強化成分の１種または２種以上を含有させたスラブを素材とすることが提案されているが、圧延時に板破断の発生が頻発する恐れがあり、生産性の低下、歩留りの低下をもたらすなど改善の余地があり、しかもＮｉやＭｏ，Ｃｒを多量に含有しているために極めて高価な材料となる。

さらに、特開昭６１−８７８４８号公報では、２．５％以上のＳｉを含有する溶鋼から、急冷凝固法により高強度無方向性電磁鋼板を製造することを開示している。また、特開平８−４１６０１号公報では、２．５％以上の高Ｓｉ鋼を２．０％以下の低Ｓｉ鋼で包むことにより圧延性の改善を図ることを開示している。これらの提案は何れもプロセスが特殊であるために、通常の電磁鋼板の製造設備では製造できず、工業的に生産することが難しいと考えられる。
以上のような固溶元素による強化を活用するものでは、磁気特性の面からは本質的に飽和磁束密度が低下してしまうため製品板の磁束密度も低くならざるを得ない。また、結晶組織の面からも本質的に組織を微細化してしまうため、高強度化の点では好ましい反面、鉄損が上昇してしまうという問題がある。

また、材料の強度を高めるには析出物を活用することも考えられるが、析出物も析出物自身の影響や結晶組織の微細化を介して磁束密度や鉄損の観点からは磁気特性を劣化させてしまう。このように、高強度電磁鋼板では本来必要とされるはずの磁気特性が顕著に劣化してしまうことが本質的な問題となっている。

特に、結晶組織の微細化や析出物により強化した材料では、モーターなどの電気部材として加工する際に鋼板に導入される加工歪を除去するための歪取り焼鈍（ＳＲＡ）工程で、その高温保持中に起きる結晶組織の粗大化や、析出物の粗大化を避けることができず、強度の低下が起きてしまう。また、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。

このように、高強度の電磁鋼板について多くの提案がなされているが、必要な磁気特性を確保しつつ、通常の電磁鋼板製造設備を用いて、工業的に安定して製造するまでに到っていないというのが実情である。また、電気部材への加工後に行なわれる歪取り焼鈍工程での軟質化や、電気部材への加工時の金型の磨耗などの残された課題も多い。

本発明は、高強度で、耐摩耗性を有するとともに、磁束密度や鉄損が優れた磁気特性を兼ね備えた高強度電磁鋼板を、冷間圧延性など通常の製造工程を通常の電磁鋼板と大きく変えることなく、安定して製造することを目的とする。

また同様に、電気部材の打ち抜き等の加工が完了するまでは比較的軟質で、電気部材への加工後の熱処理により硬質化し、電気部材として使用する際には高強度および耐摩耗性などの特性をもつとともに、良好な磁気特性を兼ね備えた電磁鋼板を製造することを目的とする。

本発明は上記課題を解決するためになされたものであり、Ｃｕを含有させて適切な熱処理を電磁鋼板に施すことにより、微細なＣｕからなる金属相を含有させ、従来の高強度電磁鋼板に伴なう磁気特性あるいは製造のしやすさの劣化を招くことなく、高強度、高耐磨耗性の電磁鋼板を得るものである。その要旨は以下のとおりである。

（１）質量％で、Ｃ：０．０６％以下、Ｓｉ：０．２〜６．５％、Ｍｎ：０．０５〜３．０％、Ｐ：０．３０％以下、ＳまたはＳｅ：０．０４０％以下、Ａｌ：２．５０％以下、Ｃｕ：０．６〜８．０％、Ｎ：０．０４００％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、鋼板の結晶粒の平均直径が３０〜３００μｍで、かつ、鋼材内部に直径０．００１μｍ以上０．００８μｍ以下のＣｕからなる金属相を含有し、前記Ｃｕからなる金属相の数密度が２０個／μｍ³以上であることを特徴とする電磁鋼板。
（２）質量％で、さらに、Ｎｂ：８％以下、Ｔｉ：１．０％以下、Ｎｉ：５％以下、Ｃｒ：１５．０％以下の１種または２種以上を含有することを特徴とする（１）に記載の電磁鋼板。
（３）質量％で、さらに、Ｃａを０．５％以下含有することを特徴とする（１）または（２）記載の電磁鋼板。
（４）（１）〜（３）のいずれかの項に記載の電磁鋼板の製造方法において、最終熱処理工程の７５０℃以上の温度域からの冷却過程において、３００℃〜７２０℃の温度域で５秒以上保持する熱処理を行うことを特徴とする電磁鋼板の製造方法。
（５）前記熱処理の後、８００℃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（４）記載の電磁鋼板の製造方法。
（６）（１）〜（３）のいずれか１項に記載の電磁鋼板を製造する方法において、冷延前の熱延工程で仕上圧延後の冷却過程において４５０℃〜７００℃の温度域での滞留時間を３００秒以下とし、かつ、冷延の後の最終熱処理工程の冷却過程において４５０℃〜７００℃の温度域での滞留時間を６０秒以下とすることを特徴とする電磁鋼板の製造方法。
（７）質量％で、Ｃ：０．０６％以下、Ｓｉ：０．２〜６．５％、Ｍｎ：０．０５〜３．０％、Ｐ：０．３０％以下、ＳまたはＳｅ：０．０４０％以下、Ａｌ：２．５０％以下、Ｃｕ：０．６〜８．０％、Ｎ：０．０４００％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼材を形状加工後に熱処理を行うことにより、鋼材の結晶粒の平均直径が３０〜３００μｍであり、かつ、鋼材内部に直径０．００１μｍ以上０．００８μｍ以下のＣｕからなる金属相を含有し、前記Ｃｕからなる金属相の数密度が２０個／μｍ³以上であることを特徴とする形状加工部品。
（８）質量％で、さらに、Ｎｂ：８％以下、Ｔｉ：１．０％以下、Ｎｉ：５％以下、Ｃｒ：１５．０％以下の１種または２種以上を含有することを特徴とする（７）記載の形状加工部品。
（９）質量％で、さらに、Ｃａを０．５％以下含有することを特徴とする（７）または（８）記載の形状加工部品。
（１０）（７）〜（９）のいずれかの項に記載の形状加工部品の製造方法において、形状加工後に３００℃〜７２０℃の温度域で５秒以上保持する熱処理を行うことを特徴とする形状加工部品の製造方法。
（１１）前記熱処理として、最終熱処理工程の７５０℃以上の温度域からの冷却過程において３００℃〜７２０℃の温度域で５秒以上保持することを特徴とする（１０）記載の形状加工部品の製造方法。
（１２）前記熱処理の後、７００℃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（１０）または（１１）記載の形状加工部品の製造方法。
（１３）形状加工後に熱処理を行うことにより、該加工部品の引張強度が３０ＭＰａ以上上昇する、ことを特徴とする（１０）〜（１２）のいずれかの項に記載の形状加工部品の製造方法。
（１４）形状加工後の熱処理を行うことにより、該加工部品の硬度が１．１倍以上に増加する、ことを特徴とする（１０）〜（１３）のいずれかの項に記載の形状加工部品の製造方法。

本発明は硬質で磁気特性のすぐれた高強度電磁鋼板を安定して製造することができる。また、本発明によれば、結晶組織を微細化させずかつ板破断などのトラブルを生じない安定した工程条件を経て、電磁鋼板の製造過程では微細な主としてＣｕからなる金属相を鋼板内にほとんど生成させず、電気部品への加工後の熱処理過程で微細な主としてＣｕからなる金属相を電磁鋼板内に生成させることにより、電気部品への加工時に良好な加工性を有し、かつ電気部品としての使用時に硬質かつ磁気特性が良好となる電磁鋼板を提供することが可能となる。これにより磁気特性を劣化させず、強度、疲労強度、耐磨耗性の確保が可能となるため超高速回転モーターやローターに磁石を組み込んだモーターおよび電磁開閉器用材料の高効率化、小型化、超寿命化などが達成される。

先ず、本発明による高強度電磁鋼板の成分組成について説明する。
Ｃは磁気特性を劣化させるので０．０６％以下とする。高強度化、特に降伏応力の上昇や温間強度、クリープ強度の向上、温間での疲労特性を向上させる観点からは有効な元素である。また集合組織改善に有効に働き、磁性にとって好ましくない｛１１１｝方位の発達を抑制し、好ましい｛１１０｝や｛１００｝、｛１１４｝等の方位の発達を促進する効果もある。この観点からは好ましくは０．０４％以下、さらに好ましくは０．００３１〜０．０３０１％、さらに好ましくは０．００５１〜０．０２２１％、さらに好ましくは０．００７１〜０．０１８１％、さらに好ましくは０．００８１〜０．０１５１％である。本発明範囲内であれば緩冷却、低温保持等の熱履歴等により磁気時効もそれほど大きな問題とはならない程度に抑制することも可能である。

一方、特に磁気時効に対する要求が非常に厳しい場合は、スラブの段階までは脱酸効率の観点からより高いＣを含有させておき、コイルとした後の脱炭焼鈍により０．００４０％以下までＣを減じることも可能である。この場合において、製造コストの観点からは溶鋼段階で脱ガス設備によりＣ量を低減しておくことが有利で、０．００２０％以下とすれば磁気時効抑制の効果が著しく、高強度化のために炭化物等の非金属析出物を用いない場合は０．００１５％以下とすることがさらに好ましく、０．００１０％以下がさらに好ましい。

Ｓｉは鋼の固有抵抗を高めて渦電流を減らし、鉄損を低下せしめるとともに、抗張力を高めるが、添加量が０．２％未満ではその効果が小さい。Ｓｉ含有量を増大させれば磁気特性を劣化させず、特に鉄損を低減しつつ強度を高めることが可能であるため、好ましくは１．０％以上、さらに好ましくは２．０％以上Ｓｉを含有する鋼を対象とする。また６．５％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６．５％以下、好ましくは３．５％以下とする。脆化の懸念をさらに小さくするには３．２％以下が好ましく、２．８％以下であれば他の元素量との兼ね合いもあるが脆化に関してはほとんど考慮する必要がなくなる。

Ｍｎは鋼の強度を高めるため積極的に添加してもよいが、高強度化の主たる手段として微細金属相を活用する本発明鋼ではこの目的のためには特に必要としない。固有抵抗を高めまたは硫化物を粗大化させ結晶粒成長を促進することで鉄損を低減させる目的で添加するが過剰な添加は磁束密度を低下させるので、０．０５〜３．０％とする。好ましくは０．５％〜１．２％である。
Ｐは抗張力を高める効果の著しい元素であるが、上記のＭｎと同様、本発明鋼ではあえて添加する必要はない。０．３０％を超えると脆化が激しく、工業的規模での熱延、冷延等の処理が困難になるため、上限を０．３０％とする。

Ｓは本発明鋼で必須の元素であるＣｕと結合し易くＣｕ硫化物を形成し本発明で重要となるＣｕを主体とする金属相の形成挙動に影響を及ぼし強化効率を低下させる場合があるので多量に含有させる場合には注意が必要である。また熱処理条件によっては微細なＣｕ硫化物を積極的に形成させ、高強度化を促進させることも可能である。生成された硫化物は磁気特性、特に鉄損を劣化させる場合があり、特に無方向性電磁鋼板の場合、Ｓの含有量は低いことが好ましく、０．０４０％以下と限定する。好ましくは０．０２０％以下、さらに好ましくは０．０１０％以下である。ＳｅもＳとほぼ同様な効果がある。

Ａｌは通常、脱酸剤として添加されるが、Ａｌの添加を抑えＳｉにより脱酸を図ることも可能である。特に無方向性電磁鋼板の場合、Ａｌ量が０．００５％程度以下のＳｉ脱酸鋼ではＡｌＮが生成しないため鉄損を低減する効果もある。逆に積極的に添加しＡｌＮの粗大化を促進するとともに固有抵抗増加により鉄損を低減させることもできるが、２．５０％を超えると脆化が問題になるため、２．５０％以下とする。

Ｃｕは本発明では必須の元素である。鋼板中にＣｕを主体とする金属相を形成させ磁気特性に悪影響を及ぼさない範囲で高強度化を図るための範囲として０．６〜８．０％に限定する。さらに好ましくは０．８〜６．０％である。Ｃｕの含有量が低いと高強度化効果が小さくなるとともに高強度化効果を得るための熱処理条件が狭い範囲に限定され、製造条件の管理、生産調整の自由度が小さくなる。また、Ｃｕの含有量が高いと磁気特性への影響が大きくなり特に鉄損の上昇が著しくなるばかりでなく、熱延時の鋼板の割れ、疵がひどくなる懸念もある。

特に鋼への固溶限を超えた分のＣｕは析出Ｃｕとして高強度化に寄与するものの本発明での主目的であるＣｕ金属相に比較して効率が悪くなる。また、過剰なＣｕは熱履歴によっては望まない工程において鋼中に金属相を形成し、例えば、熱延中などに高温で比較的粗大なＣｕ金属相を形成するため、その後の微細な金属相の形成に好ましくない働きをしたり、磁気特性に悪影響を及ぼす場合もある。特に好ましい範囲は１．０〜５．０％である。さらに好ましくは１．５〜４．０％、さらに好ましくは２．０〜３．５％である。

ＮはＣと同様に磁気特性を劣化させるので０．０４００％以下とする。Ａｌが０．００５％程度以下のＳｉ脱酸鋼ではＣと同様に高強度化、特に降伏応力の上昇や温度強度、クリープ強度の向上、温間での疲労特性を向上させる他に、集合組織改善の観点から有効な元素である。この観点からは好ましくは０．００３１〜０．０３０１％、さらに好ましくは０．００５１〜０．０２２１％、さらに好ましくは０．００７１〜０．０１８１％、さらに好ましくは０．００８１〜０．０１５１％である。ただし、Ａｌが０．０１０％程度以上の場合に多量のＮを含有させると微細なＡｌＮを形成し磁気特性を顕著に劣化させるため避けなくてはならない。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Ａｌ含有鋼でのＡｌＮ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％以下とする。

これまでの高強度電磁鋼板で高強度化のために利用されている殆どの元素は添加コストが問題視されるだけではなく磁気特性に少なからず悪影響を及ぼすため、本発明では高強度化の目的のためにあえて添加する必要はない。あえて強化元素として添加する場合にはコスト上昇と磁気特性劣化との兼ね合いからＮｂ，Ｔｉ，Ｂ，Ｎｉ，Ｃｒの１種または２種以上を添加するが、その添加量は、Ｎｂ：８％以下、好ましくは０．０２％以下、Ｔｉ：１．０％以下、好ましくは０．０１０％以下、Ｂ：０．０１０％以下、Ｎｉ：５．０％以下、Ｃｒ：１５％以下、好ましくは１０．０％以下程度とする。

特に、Ｎｉは本発明鋼で必須元素であるＣｕによる熱延時の表面荒れ（Ｃｕヘゲ）の防止に有効であることが知られており、この目的を兼ねて積極的に添加することもできる。Ｂは結晶粒界に偏折し、Ｐの粒界偏折による脆化を抑制する効果があるが、本発明鋼では従来の固溶強化主体の高強度電磁鋼板のように脆化が特に問題とはならないことからこの目的での添加は重要ではない。むしろ固溶Ｂによる集合組織への影響により磁束密度を向上させる目的で添加する。０．０１０％を超えると著しく脆化するため、上限を０．０１０％とする。

ＮｂおよびＴｉは鋼板中で炭化物、窒化物または硫化物等の微細な析出物を形成し、高強度化に有効な元素ではあるが同時に磁気特性、特に鉄損を顕著に劣化させる。高強度化の主たる手段として微細な炭、窒化物等を利用しない本発明鋼ではむしろ有害な元素となる。このため上限をＮｂは８％以下、好ましくは０．０２％以下、Ｔｉは１．０％以下、好ましくは０．０１０％とする。両者とも、さらに好ましくは０．００５０％以下、さらに好ましくは０．００３０％以下で、良好な鉄損を得ることが可能となる。

Ｎｉは本発明鋼で必須元素であるＣｕによる熱延時の表面荒れ（Ｃｕヘゲ）の防止に有効であることが知られており、この目的を兼ねて積極的に添加することもできる。また、磁気特性への悪影響が比較的小さく、かつ高強度化にも効果が認められるため高強度電磁鋼板では使用されることが多い元素である。Ｃｕヘゲの防止を目的とする場合、Ｃｕ量の１／８から１／２程度を目安として添加する。さらに、本発明鋼のようにＣｕ金属相を活用し高強度化した鋼板では、Ｎｉを複合して含有させることにより、金属Ｃｕ相の分散が、磁気特性の劣化抑止および高強度化にとって非常に好ましいものとなる。この原因は明確ではないが、金属Ｃｕ相中へのＮｉの固溶等による影響や、何らかのＮｉ，Ｃｕと関連した金属相の形成が予想される。また、耐食性の向上にも有効であるが、添加コストや磁気特性への悪影響を考え上限を５％、さらには２．５％とすることが好ましい。

Ｃｒは耐食性の向上や、高周波域での磁気特性向上のため添加される元素であるが、やはり添加コストや磁気特性への悪影響を考え上限を１５％、特に１０．０％とすることが好ましい。
また、その他の微量元素については、鉱石やスクラップなどから不可避的に含まれる程度の量に加え、様々な目的で添加しても本発明の効果は何ら損なわれるものではない。これらの微量元素についての不可避的な含有量は通常、各元素とも０．００５％以下程度であるが、様々な目的で０．０１％程度以上に添加することが可能である。この場合もコストや磁気特性の兼ね合いからＢｉ，Ｍｏ，Ｗ，Ｓｎ，Ｓｂ，Ｍｇ，Ｃａ，Ｃｅ，Ｌａ，Ｃｏ、その他希土類元素の１種または２種以上を合計で０．５％以下含有することができる。

前記成分を含む鋼は、通常の電磁鋼板と同様に転炉で溶製され、連続鋳造でスラブとされ、ついで熱間圧延、熱延板焼鈍、冷間圧延、仕上焼鈍などの工程で製造される。これらの工程に加え絶縁皮膜の形成や脱炭工程などを経ることも本発明の効果を何ら損なうものではない。また、通常の工程ではなく急冷凝固法による薄帯の製造や熱延工程を省略する薄スラブ、連続鋳造法などの工程によって製造しても問題ない。

本発明で特徴的な特異な金属相を鋼板内に形成するには以下のような熱履歴を経ることが効果的である。それは、製品板を製造する過程において、３００℃〜７２０℃の温度域で５秒以上保持することにある。温度範囲は好ましくは３００〜６５０℃、さらに好ましくは３５０〜６００℃、さらに好ましくは４００〜５５０℃、さらに好ましくは４２０〜５００℃である。保持時間は保持温度との兼ね合いがあり、低温ほど長時間保持することが好ましい一方、高温で長時間の保持は好ましくない。好ましくは６５０℃程度で１分以上、５時間以下、５５０℃程度では３分以上、２０時間以下、４５０℃程度では１０分以上とする。

そしてこの熱処理後は８００℃を超える温度域に２０秒以上保持しない工程を経ることが好ましい。

以上のような工程を経ることで成分、サイズおよび数密度において特徴的なＣｕ金属相が効率的に形成され磁気特性を殆ど損なわず高強度化を図ることができる。一方、このような金属相の生成を意識しない通常の熱処理条件を経た場合、添加したＣｕの大半は強化能が低く磁気特性劣化効果が大きい固溶ＣｕまたはＣｕ硫化物や、Ｃｕ金属相ではあるものの強化能が小さく磁気特性への悪影響も大きい比較的粗大なＣｕ金属相として存在することになる。

この熱処理工程を経た後は鋼材が高強度化するので、この熱処理工程は圧延工程の後に行なわれ、かつ再結晶焼鈍など他の目的で必要とされる熱処理と同時に行なわれることが生産性の観点からは有利である。すなわち、冷延電磁鋼板であれば冷間圧延後の最終熱処理工程、熱延電磁鋼板であれば熱間圧延後の最終熱処理工程での７５０℃以上の温度域からの冷却過程において３００℃〜７２０℃の温度域で５秒以上保持することが好ましい。このような熱処理に相当する効果は、鋼成分、特にＣｕ，Ｎｉ量等にもよるが、再結晶焼鈍後の空冷程度の冷却速度の熱履歴でも何らかの効果が現れる場合もある。

また、目的とする特性などによってはさらに熱処理を加えることがあるが、その場合、８００℃を超える温度域に２０秒以上保持しないようにすることが好ましい。温度もしくは時間がこれを超えるような熱処理を行うと、形成されたＣｕ金属相が再固溶するか、逆に集結して粗大な金属相になる場合がある。特に、金属相が粗大化した場合には、鉄損の劣化が著しくなる。
本発明は結晶組織微細化による強化を利用していないので、鋼板を打ち抜き、モーター部品等に加工する際に材料に導入される歪を回復させ、結晶粒を成長させることで磁性の回復・向上を図るためのＳＲＡ（歪取り焼鈍）やその他の目的で行う何らかの熱処理を施しても強度の劣化が小さい。

また、本発明で特徴とする特異な金属相を電磁鋼板を電気部品に加工した後の鋼板内に形成するには以下のような熱履歴を経ることが重要である。それは製品板を製造する過程および電気部品に加工した後の熱処理過程において、３００℃〜７２０℃の温度域での保持時間およびその後の熱履歴を制御することである。

すなわち、最終的な加工工程である、電磁鋼板を電気部品として利用するための打ち抜き・組み立てを行なうまでに主として鋼板に付与される熱処理として、熱延時の仕上圧延後冷延前の熱履歴および冷延後の焼鈍工程での各々の熱履歴について、７５０℃以上の温度域からの冷却過程における４５０℃〜７００℃の温度域での滞留時間を各々３００秒または６０秒以下とし、その後７５０℃を超える温度域に保持しないようにすることが好ましい。

そして硬質化は、電磁鋼板についての最終的な加工工程である、電磁鋼板を電気部品として利用するための打ち抜き・組み立てされた後に行なわれ、３００℃〜７２０℃の温度域で５秒以上保持し、その後７００℃を超える温度域に２０秒以上保持しないような熱処理を行なうことで達成できる。この熱処理がより高温での熱処理に引き続き冷却過程で行なわれる場合には４５０℃〜７００℃の温度域での保持に至る前の７００℃までの冷却過程の平均冷却速度を１０℃／秒以上とすることが好ましく、さらに好ましくは５００℃〜６５０℃の温度域での保持に至る前の６５０℃までの冷却過程の平均冷却速度を１０℃／秒以上とする。この熱処理は加工時に材料内に意図に反して導入された歪を除去する目的で行なわれるいわゆる歪取り焼鈍工程の冷却過程や、加工時に鋼板に付着する油を焼き飛ばす熱処理等でなされることが生産性の観点からは好ましく、３００℃〜７２０℃の温度域での保持に至る前の７００℃以上の最高到達温度およびその温度域での保持時間は歪の除去および結晶粒の成長という観点からのみ決定することができ、本発明の効果に関し何ら影響を及ぼすものではない。

硬質化のための３００℃〜７２０℃の温度域での保持温度範囲は好ましくは３００〜６５０℃、さらに好ましくは３５０〜６００℃、さらに好ましくは４００〜５５０℃、さらに好ましくは４２０〜５００℃である。保持時間は保持温度との兼ね合いがあり、低温ほど長時間保持することが好ましい一方、高温で長時間の保持は好ましくない。好ましくは６５０℃程度で１分以上、５時間以下、５５０℃程度では３分以上、２０時間以下、４５０℃程度では１０分以上とすると、十分な硬質化効果を得ることができる。

この工程を経ることで好ましい工程で成分、サイズおよび数密度において特徴的な金属相が効率的に形成され磁気特性をほとんど損なわず硬質化を図ることができる。本発明により、鋼は硬質化のための熱処理により引張強度が３０MPa 以上、または硬度が１割以上上昇することができる。強度または硬度上昇がこれ以下のものは熱処理前にすでに硬質化されているか、または熱処理による強化能がもともと具備されていないことが考えられる。

熱処理前にすでに硬質化されている場合にはモーター部品等への打抜き加工が硬い材料に対して行なわれることになるため金型の磨耗の点で好ましくない。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、硬度増加で２割以上、さらに好ましくは引張強度の上昇で１００MPa 以上、硬度増加で３割以上、さらに好ましくは引張強度の上昇で１５０MPa 以上、硬度増加で４割以上、さらに好ましくは引張強度の上昇で２００MPa 以上、硬度増加で５割以上とする。

一方、本発明で制御している金属相の生成を意識しない、通常の熱処理条件を経た場合、鋼成分によっては効果を検知できるだけの金属相の生成が起きる場合もあるが、添加したＣｕの大半は強化能が低く磁気特性の劣化効果が大きい固溶ＣｕまたはＣｕ硫化物または直径０．１μｍを超える粗大な金属相として存在することになる。

以上のように形成される金属相は主としてＣｕからなる。これは電子顕微鏡などの回折パターンや付設されたＸ線分析機器などで同定が可能である。もちろん化学分析などこれ以外の方法によっても同定が可能なものである。本発明ではこのＣｕを主体とする金属相の直径は０．１μｍ以下、より好ましくは０．０１μｍ以下とする。これ以上では高強度化の効率が低下し、多量の金属相が必要となるだけでなく磁気特性への悪影響が大きくなる。高強度化効率と磁気特性の観点から、この直径は０．００８μｍ以下、さらには０．００５μｍ以下とすることが好ましく、さらに好ましくは０．００２μｍ以下である。なお、０．００１μｍ未満とあまりに微細であると現状の最高精度の分析機器をもってしても金属相サイズおよび金属相の量を定量化が困難になるが、Ｘ線分析機器などによる同定と、機械的特性や硬度などによりその存在は間接的に説明できるものである。本発明はＣｕを相当量含有し、かつ本発明で記述される相当の熱処理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り、本発明でＣｕ金属相と記述するもの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。

Ｃｕ金属相の数密度はＣｕ含有量と金属相のサイズとの関係で取りうる範囲に制限はあるが、０．２個／μｍ³以上、１個／μｍ³以上、５個／μｍ³以上、より好ましくは２０個／μｍ³以上とすることが好ましく、さらに好ましくは５０個／μｍ³以上、１００個／μｍ³以上、２００個／μｍ³ 以上であり、より好ましくは５００個／μｍ³以上、１，０００個／μｍ³以上、２，０００個／μｍ³ 以上とすれば高強度化の点で非常に有効となる。さらに好ましくは５，０００個／μｍ³以上、１０，０００個／μｍ³以上、２０，０００個／μｍ³ 、さらに好ましくは２００，０００個／μｍ³ 、さらに好ましくは２，０００，０００個／μｍ³ である。

この金属相サイズと数密度の制御は、高強度化と磁気特性保持を両立する観点から非常に重要である。その理由は、これらが強度および磁気特性にそれぞれ影響するのみならず、これらを変化させたときの強度または磁気特性が変化する挙動が異なるためである。すなわち、強度上昇効果が高く、磁気特性劣化効率の低い領域に制御する必要がある。このためには前述の３００〜７２０℃の温度範囲で温度と時間およびこの温度域に入る直前の冷却速度などを適切に制御することが有効であり、この影響は通常の条件であれば一般の析出物形成と同様に、高冷速、低温であるほど金属相サイズは微細かつ高密度となり、長時間化によりサイズは粗大化する。

また、本発明では高強度化の主要な手段として結晶組織の微細化を利用しないため、結晶粒径は磁気特性の観点から最適な範囲に調整が可能である。高強度化に寄与するＣｕを主体とする金属相のサイズや密度は成分のみならず、主として前述の７２０℃以下での熱処理により制御が可能であるため結晶粒径はこの熱処理以前の、例えば再結晶焼鈍の最高到達温度およびその温度域での保持時間により強度とは独立に制御が可能となる。通常は８００〜１１００℃程度で２０秒〜５分程度の熱処理により３〜３００μｍに制御される。さらに好ましくは８〜２００μｍである。一般的には鋼板を使用する際の励磁電流の周波数が高い場合には結晶粒は微細にしておくことが好ましい。

本発明は電磁鋼板で従来開発されてきた材料とは全く異なる特性を有するものとなる。図１および図２は電磁鋼板について成分、強度および磁気特性の観点から本発明の特徴を示したものである。図１に示すように通常、電磁鋼板は主としてＳｉ含有量により磁気特性を造り分けている。磁気特性の観点からはＳｉは材料の電気抵抗を増大させ鉄損を低減するために添加されるが、同時に大きな固溶強化能を有するため高Ｓｉである高級グレード材では強度も高くなっている。しかし、３％を超えるＳｉ量、またはＳｉ，Ａｌ，Ｍｎなどの強化元素を合わせても６．５％を超えるようになると圧延性が顕著に劣化するため、通常の製造工程では鋼板の製造が困難となる。

圧延を回避する手段として急冷凝固で溶融状態の鋼から直接、薄膜を得る方法も考案されているが、コストや特性の点で実用化には限界がある。このため３％Ｓｉ鋼相当以上の高強度材はＮｂなどの添加に伴う炭窒化物を主とする析出物および低温焼鈍も合わせた結晶組織の微細化により高強度化を図っている。しかし、このような炭窒化物や微細な結晶組織は磁気特性、特に鉄損の点からは好ましいものではなく、図２のように鉄損の大幅な上昇は避けられない。ただし、磁気特性を著しく損なわない限り、本発明の鋼板にこれらの炭窒化物を含んでいたり、あるいは一部に加工組織が残存していても、かまわない。言い換えれば、本発明によるＣｕ金属相による硬質化の効果を、従来からある、炭窒化物による高強度鋼や、加工組織による高強度鋼に合わせて用い、さらなる高強度化を図ることが可能である。特にＣｕを多量に含有する本発明鋼は、成分や熱履歴によっては、再結晶温度が高くなり、低温度の焼鈍条件では加工組織が残留することもある。

本発明は、従来高強度鋼とは異なる金属相を鋼板内に分散させることで高強度化を図るものである。この金属相は結晶粒径とは独立に制御が可能であるため、言い換えれば結晶粒成長が起こる通常７５０℃以上の温度域とは異なる、より低温域である３００〜７２０℃程度で形成を制御できるため、強度と磁気特性の各々の制御という観点からの自由度が大きく、図２のように磁気特性をそれほど劣化させずに高強度化が可能となる。

また、図１に示すように低Ｓｉ鋼に本技術を適用することで、従来鋼より磁束密度の高い材料を得ることも可能となる。これは通常使用されるＳｉ，Ａｌ，Ｍｎなどの殆どの固溶強化元素が、鋼の飽和磁束密度を低下させるなどのため、特定磁場での磁束密度の低下が避けられないのに対し、本発明で高強度化のために利用するＣｕ金属相は飽和磁束密度の低下への効果が非常に小さいことによると思われる。また、Ｃｕ金属相は炭窒化物などの析出物に比較し磁壁移動の障害となりにくいことも原因と思われる。これは特に低磁場での磁気特性向上に有効である。

なお、本発明の効果は通常電磁鋼板の表面に形成されている表面皮膜の有無および種類によらず、さらに製造工程にはよらないため無方向性または方向性の電磁鋼板に適用できる。
用途も特に限定されるものではなく、家電または自動車等で用いられるモーターのローター用途の他、強度と磁気特性が求められる全ての用途に適用される。

表１に成分を示す鋼を２５０mm厚のスラブとし以下の工程を基本的なものとし製品板を製造した。基本工程条件は、スラブ加熱温度：１１００℃、仕上板厚：２．０mm、巻取り温度：５００℃の熱延工程、仕上板厚：０．５mmの冷間圧延工程、８５０℃での再結晶焼鈍工程である。製品板についてＪＩＳ５号試験片により機械的特性、および５５mm角のＳＳＴ試験により磁束密度Ｂ₁₀と鉄損Ｗ_10/400を測定した。機械的特性および磁気特性はコイルの圧延方向およびその直角方向についての平均値を求めた。結果を表２（表１のつづき）に示す。
表２に示された結果から明らかなように、本発明の条件にて製造した試料は冷間圧延工程での圧延性が良好で、硬質で、さらに磁気特性も優れている。

表３に成分を示す鋼を２５０mm厚のスラブとし以下の工程を基本的なものとし製品板を製造した。基本工程条件は、スラブ加熱温度：１１００℃、仕上板厚：２．０mm、巻取り温度：７００℃の熱延工程、９８０℃の温度で３０秒の熱延板焼鈍工程、仕上板厚：０．２mmの冷間圧延工程、１０００℃での再結晶焼鈍工程である。製品板についてＪＩＳ５号試験片により機械的性質、および５５mm角のＳＳＴ試験により磁束密度Ｂ₅₀と鉄損Ｗ_15/50を測定した。機械的特性および磁気特性はコイルの圧延方向およびその直角方向についての平均値を求めた。結果を表４（表３のつづき）に示す。

表４に示された結果から明らかなように、本発明の条件にて製造した試料は冷間圧延工程での圧延性が良好で、硬質で、さらに磁気特性も優れている。

表５に成分を示す鋼を２５０mm厚のスラブとし以下の工程を基本的なものとし製品板を製造した。基本工程条件は、スラブ加熱温度１１００℃、仕上板厚２．０mm、巻取り温度３００℃以下の熱延工程、仕上板厚０．２mmの冷間圧延工程、再結晶温度以上での再結晶焼鈍工程である。その後、打ち抜き加工後の析出熱処理のシミュレーションとして７５０℃付近での熱処理による組織調整および金属相析出制御を行なった。歪取り焼鈍を兼ねる場合は７５０℃２時間の熱処理後の冷却過程で析出熱処理を行なった。熱処理前後の板についてＪＩＳ５号試験片により機械的特性、および５５mm角のＳＳＴ試験により磁束密度Ｂ₁₀と鉄損Ｗ_10/400を測定した。機械的特性および磁気特性はコイルの圧延方向およびその直角方向についての平均値を求めた。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。結果を表６（表５のつづき）に示す。

表６に示された結果から明らかなように、本発明の条件にて製造した試料析出熱処理前は軟質であるため冷間圧延工程での圧延性が良好かつ打抜き金型の磨耗が小さく、析出処理後に硬質となりかつ磁気特性も優れている。

表７に成分を示す鋼を２５０mm厚のスラブとし以下の工程を基本的なものとし製品板を製造した。基本工程条件は、スラブ加熱温度１１００℃、仕上板厚２．０mm、巻取り温度３００℃以下の熱延工程、９８０℃×３０秒の熱延板焼鈍工程、仕上板厚０．３５mmの冷間圧延工程、再結晶温度以上での再結晶焼鈍工程である。その後、打ち抜き加工後の析出熱処理のシミュレーションとして７５０℃付近での熱処理による組織調整および金属相析出制御を行なった。歪取り焼鈍を兼ねる場合は７５０℃×２時間の熱処理後の冷却過程で析出熱処理を行なった。熱処理前後の板についてＪＩＳ５号試験片により機械的性質、および５５mm角のＳＳＴ試験により磁束密度Ｂ₅₀と鉄損Ｗ_15/50を測定した。機械的特性および磁気特性はコイルの圧延方向およびその直角方向についての平均値を求めた。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。結果を表８（表７のつづき）に示す。

表８に示された結果から明らかなように、本発明の条件にて製造した試料析出熱処理前は軟質であるため冷間圧延工程での圧延性が良好かつ打抜き金型の磨耗が小さく、析出処理後に硬質となりかつ磁気特性も優れている。

以上説明したように、本発明は硬質で磁気特性のすぐれた高強度電磁鋼板を安定して製造することができる。また、本発明によれば、結晶組織を微細化させずかつ板破断などのトラブルを生じない安定した工程条件を経て、電磁鋼板の製造過程では微細な主としてＣｕからなる金属相を鋼板内にほとんど生成させず、電気部品への加工後の熱処理過程で微細な主としてＣｕからなる金属相を電磁鋼板内に生成させることにより、電気部品への加工時に良好な加工性を有し、かつ電気部品としての使用時に硬質かつ磁気特性が良好となる電磁鋼板を提供することが可能となる。これにより磁気特性を劣化させず、強度、疲労強度、耐磨耗性の確保が可能となるため超高速回転モーターやローターに磁石を組み込んだモーターおよび電磁開閉器用材料の高効率化、小型化、超寿命化などが達成される。

図１は、本発明鋼板のＳｉ含有量と引張り強度の関係を示す概念図。 図２は、本発明鋼板の引張り強度と鉄損の関係を示す概念図。

Claims (14)

1. 質量％で、Ｃ：０．０６％以下、Ｓｉ：０．２〜６．５％、Ｍｎ：０．０５〜３．０％、Ｐ：０．３０％以下、ＳまたはＳｅ：０．０４０％以下、Ａｌ：２．５０％以下、Ｃｕ：０．６〜８．０％、Ｎ：０．０４００％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、鋼板の結晶粒の平均直径が３０〜３００μｍで、かつ、鋼材内部に直径０．００１μｍ以上０．００８μｍ以下のＣｕからなる金属相を含有し、前記Ｃｕからなる金属相の数密度が２０個／μｍ³以上であることを特徴とする電磁鋼板。
2. 質量％で、さらに、Ｎｂ：８％以下、Ｔｉ：１．０％以下、Ｎｉ：５％以下、Ｃｒ：１５．０％以下の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の電磁鋼板。
3. 質量％で、さらに、Ｃａを０．５％以下含有することを特徴とする請求項１または２記載の電磁鋼板。
4. 請求項１〜３のいずれか１項に記載の電磁鋼板の製造方法において、最終熱処理工程の７５０℃以上の温度域からの冷却過程において、３００℃〜７２０℃の温度域で５秒以上保持する熱処理を行うことを特徴とする電磁鋼板の製造方法。
5. 前記熱処理の後、８００℃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請求項４記載の電磁鋼板の製造方法。
6. 請求項１〜３のいずれか１項に記載の電磁鋼板を製造する方法において、冷延前の熱延工程で仕上圧延後の冷却過程において４５０℃〜７００℃の温度域での滞留時間を３００秒以下とし、かつ、冷延の後の最終熱処理工程の冷却過程において４５０℃〜７００℃の温度域での滞留時間を６０秒以下とすることを特徴とする電磁鋼板の製造方法。
7. 質量％で、Ｃ：０．０６％以下、Ｓｉ：０．２〜６．５％、Ｍｎ：０．０５〜３．０％、Ｐ：０．３０％以下、ＳまたはＳｅ：０．０４０％以下、Ａｌ：２．５０％以下、Ｃｕ：０．６〜８．０％、Ｎ：０．０４００％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼材を形状加工後に熱処理を行うことにより、鋼材の結晶粒の平均直径が３０〜３００μｍであり、かつ、鋼材内部に直径０．００１μｍ以上０．００８μｍ以下のＣｕからなる金属相を含有し、前記Ｃｕからなる金属相の数密度が２０個／μｍ³以上であることを特徴とする形状加工部品。
8. 質量％で、さらに、Ｎｂ：８％以下、Ｔｉ：１．０％以下、Ｎｉ：５％以下、Ｃｒ：１５．０％以下の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項７記載の形状加工部品。
9. 質量％で、さらに、Ｃａを０．５％以下含有することを特徴とする請求項７または８記載の形状加工部品。
10. 請求項７〜９のいずれか１項に記載の形状加工部品の製造方法において、形状加工後に３００℃〜７２０℃の温度域で５秒以上保持する熱処理を行うことを特徴とする形状加工部品の製造方法。
11. 前記熱処理として、最終熱処理工程の７５０℃以上の温度域からの冷却過程において３００℃〜７２０℃の温度域で５秒以上保持することを特徴とする請求項１０記載の形状加工部品の製造方法。
12. 前記熱処理の後、７００℃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請求項１０または１１記載の形状加工部品の製造方法。
13. 形状加工後に熱処理を行うことにより、該加工部品の引張強度が３０ＭＰａ以上上昇する、ことを特徴とする請求項１０〜１２のいずれか１項に記載の形状加工部品の製造方法。
14. 形状加工後の熱処理を行うことにより、該加工部品の硬度が１．１倍以上に増加する、ことを特徴とする請求項１０〜１３のいずれか１項に記載の形状加工部品の製造方法。

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