WO2005033349A1 - 高強度電磁鋼板およびその加工部品とそれらの製造方法 - Google Patents

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WO2005033349A1
WO2005033349A1 PCT/JP2004/015098 JP2004015098W WO2005033349A1 WO 2005033349 A1 WO2005033349 A1 WO 2005033349A1 JP 2004015098 W JP2004015098 W JP 2004015098W WO 2005033349 A1 WO2005033349 A1 WO 2005033349A1
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steel sheet
strength
less
electrical steel
heat treatment
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PCT/JP2004/015098
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Hidekuni Murakami
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Nippon Steel Corporation
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    • C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing copper
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    • C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
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    • H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
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    • H01F1/12—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of soft-magnetic materials
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    • H01F1/147—Alloys characterised by their composition
    • H01F1/14766—Fe-Si based alloys
    • H01F1/14775—Fe-Si based alloys in the form of sheets

Definitions

  • the present invention includes a magnetic steel sheet containing Cu and an appropriate process treatment so that a fine Cu metal phase is present, and maintains high magnetic properties, particularly a non-oriented electrical steel sheet, while maintaining magnetic properties. Is to provide.
  • the electrical steel sheet obtained by the present invention is suitable for use in a high-speed rotating machine that requires strength, an electromagnetic switch that requires wear resistance, and the like. Background art
  • the number of rotations required for rotating equipment is at most about 100,000 rpm, and laminated electrical steel sheets have been used for rotor materials.
  • ultra high speed rotation of 20 to 300,000 rpm has been required, and the centrifugal force applied to the rotor may have exceeded the strength of electrical steel sheets.
  • there are many motors with a structure that incorporates a magnet in the rotor and the load applied to the rotor material itself during the rotation of the rotor is large, and the strength of the material is also a problem in terms of fatigue strength. It is becoming more and more.
  • the electromagnetic switch is used for its application, and the contact surface wears as it is used. Therefore, a magnetic material with excellent wear resistance as well as electromagnetic characteristics is desired.
  • Japanese Patent Application Laid-Open No. Sho 6 1-8 7 8 48 discloses that high strength non-oriented electrical steel sheets are produced from a molten steel containing 2.5% or more of Si by a rapid solidification method. Yes.
  • rolling property is improved by wrapping 2.5% or more of high Si steel with 2.0% or less of low Si steel.
  • All of these proposals have special processes, so they cannot be manufactured using ordinary electrical steel sheet manufacturing equipment, and are considered difficult to produce industrially.
  • the magnetic flux density of the product plate has to be lowered because the saturation magnetic flux density is essentially lowered from the viewpoint of magnetic properties.
  • the structure is refined essentially from the viewpoint of the crystal structure, it is preferable from the viewpoint of increasing the strength, but there is a problem that the iron loss increases.
  • the present invention is a high-strength electrical steel sheet that has high strength, wear resistance, and magnetic properties with excellent magnetic flux density and iron loss.
  • the goal is to produce products stably without major changes. Similarly, it is comparatively soft until machining such as punching of electrical members is completed, and it becomes hardened by heat treatment after processing to electrical members, and when used as electrical members, it has high strength and wear resistance.
  • the purpose is to produce electrical steel sheets that have good magnetic properties as well as other properties.
  • the present invention has been made in order to solve the above-mentioned problems, and by containing Cu and applying an appropriate heat treatment to the electrical steel sheet, a metal phase composed of fine Cu is contained, and the conventional high It is possible to obtain a high-strength, high-abrasion-resistant electrical steel sheet without incurring the deterioration of the magnetic properties or manufacturing frustration associated with the strength electrical steel sheet.
  • Mass 0 /. C 0.06% or less, Si: 0.2-6.5%, Mn: 0.05-3.0%, P: 0.30% or less, S or Se : 0. 0 40 0% or less, A l: 2.5 0% or less, 11: 0. 6-8.
  • the mass is 0 , and one or more of Bi, Mo, W, Sn, Sb, Mg, Ca, Ce, La, Co are totaled to 0
  • the number density of the metal phase mainly composed of Cu existing in the processed part is 20 / ⁇ 3 or more by performing heat treatment after shape processing ( 1)
  • the average diameter of crystal grains of the processed parts is 3 to 300 ⁇ m by performing heat treatment after shape processing.
  • (1) to (7) and ( 1 1) The high-strength electrical steel sheet and processed parts thereof according to any one of (1 2).
  • the number density of the metal phase mainly composed of Cu with a diameter of less than or equal to 0. ⁇ ⁇ ⁇ inside the processed part is increased 10 times or more.
  • the high-strength electrical steel sheet and the processed part thereof according to any one of (1) to (7) and (11) to (13).
  • the method for producing a high-strength electrical steel sheet is characterized in that it is soft before shape processing and hardened by heat treatment after shape processing.
  • the average cooling rate of the cooling process from the heat treatment temperature to 700 ° C in the heat treatment after processing the steel sheet into the electrical component Keep the temperature at 10 ° C for more than 10 seconds, hold for 5 seconds or more in the temperature range from 300 ° C to 72 ° C, and then do not hold for more than 20 seconds in the temperature range exceeding 70 ° C
  • Fig. 1 is a conceptual diagram showing the relationship between the Si content and the tensile strength of the steel sheet of the present invention.
  • FIG. 2 is a conceptual diagram showing the relationship between the tensile strength and iron loss of the steel sheet of the present invention.
  • C deteriorates the magnetic properties, it should be 0.06% or less. It is an effective element from the viewpoint of increasing the strength, particularly increasing the yield stress, improving the warm strength and creep strength, and improving the warm fatigue properties. Also, it effectively works to improve the texture, suppresses the development of the ⁇ 1 1 1 ⁇ orientation, which is undesirable for magnetism, and develops the preferred ⁇ 1 1 0 ⁇ , ⁇ 1 0 0 ⁇ , ⁇ 1 1 4 ⁇ directions, etc. There is also an effect of promoting.
  • it is preferably 0.04% or less, more preferably 0.03 to 1 to 0.03 0 1%, still more preferably 0.05 to 1 to 0.02 21%, More preferably, it is 0.0 0 7 1 to 0.0 1 8 1%, and more preferably 0.0 0 8 1 to 0.0 1 5 1%.
  • magnetic aging can be suppressed to such a degree that it does not cause a significant problem due to thermal history such as slow cooling and low temperature maintenance.
  • S i increases the specific resistance of steel, reduces eddy currents, lowers iron loss, and increases the tensile strength, but the effect is small when the added amount is less than 0.2%.
  • Increasing the Si content does not degrade the magnetic properties, and in particular, it is possible to increase the strength while reducing iron loss. Therefore, it is preferably 1.0% or more, more preferably 2.0% or more.
  • the target is steel containing S i. If it exceeds 6.5%, the steel is embrittled and further the magnetic flux density of the product is lowered, so it is 6.5% or less, preferably 3.5% or less. In order to further reduce the concern about embrittlement, 3.2% or less is preferable. If it is 2.8% or less, there is a balance with the amount of other elements, but there is little need to consider the embrittlement.
  • Mn may be positively added to increase the strength of the steel, but is not particularly required for this purpose in the steel of the present invention that utilizes a fine metal phase as the main means of increasing the strength. It is added for the purpose of reducing iron loss by increasing specific resistance or coarsening sulfides and promoting crystal grain growth, but excessive addition reduces the magnetic flux density. And Preferably, 0.5% to 1.2%.
  • P is an element having a remarkable effect of increasing the tensile strength, but it is not necessary to add it to the steel of the present invention like Mn described above. If the content exceeds 0.30%, embrittlement becomes severe and it becomes difficult to perform hot rolling and cold rolling on an industrial scale, so the upper limit is set to 0.30%. S easily binds to Cu, which is an essential element in the steel of the present invention, and forms Cu sulfide, which affects the formation behavior of the metal phase mainly composed of Cu, which is important in the present invention, and decreases the strengthening efficiency. Care must be taken when adding a large amount. In addition, depending on the heat treatment conditions, it is possible to actively form fine Cu sulfide to promote high strength.
  • the generated sulfide may degrade the magnetic properties, especially iron loss.
  • the S content is low, limited to 0.0 40% or less. To do. Preferably it is 0.02% or less, more preferably 0.010% or less. S e has almost the same effect as S.
  • a 1 is usually added as a deoxidizer, but it is also possible to suppress the addition of A 1 and deoxidize with Si.
  • Si deoxidized steel having an A1 content of about 0.005% or less has an effect of reducing iron loss because A1N is not generated.
  • it can be actively added to promote the coarsening of A 1 and the iron loss can be reduced by increasing the specific resistance, but if it exceeds 2.5%, embrittlement becomes a problem. 50% or less.
  • Cu is an essential element in the present invention.
  • the range for increasing the strength within a range that does not adversely affect the magnetic properties by forming a metal phase mainly composed of Cu in the steel plate is limited to 0.6 to 8.0%. More preferably, it is 0.8 to 6.0%.
  • the Cu content is low, the effect of increasing the strength is reduced, and the heat treatment conditions for obtaining the effect of increasing the strength are limited to a narrow range, and the degree of freedom in managing manufacturing conditions and adjusting production is reduced. Further, if the content of Cu is high, the effect on the magnetic properties is increased, and not only the iron loss is particularly increased, but there is also a concern that the steel sheet will be cracked and flawed during hot rolling.
  • Cu that exceeds the limit of solid solubility in steel increases the strength as solid solution Cu. Although it contributes, it is less efficient than the Cu metal phase, which is the main purpose of the present invention.
  • excessive Cu forms a metal phase in steel in a process that is not desired depending on the thermal history.For example, a relatively coarse Cu metal phase is formed at a high temperature during hot rolling. It may have an undesirable effect on the formation of a fine metal phase and may adversely affect magnetic properties.
  • a particularly preferred range is 1.0 to 5.0%. More preferably, it is 1.5 to 4.0%, and more preferably 2.0 to 3.5%.
  • N degrades the magnetic properties, so it should be 0.04 0 0% or less.
  • the strength is increased, in particular, the yield stress is increased, the temperature strength and creep strength are improved, and the fatigue properties at temperature are improved.
  • it is an effective element from the viewpoint of texture improvement. From this point of view, it is preferably 0.0 0 3 1 to 0.0 3 0 1%, more preferably 0.0 0 5 1 to 0.0 2 2 1%, and more preferably 0.0 0 7 1 to 0.0 1 8 1%, more preferably 0.0 0 8 1 to 0.0 1 5 1%.
  • a 1 force S is about 0.010% or more, if a large amount of N is contained, fine A 1 N is formed and the magnetic properties are remarkably deteriorated.
  • a 1 deoxidized steel it should be 0.0 0 40% or less, and for steels of the present invention that do not expect an increase in strength due to nitrides, the lower the better, 0.0 0.007 7% or less.
  • the effect of suppressing the deterioration of properties due to magnetic aging and A 1 N in steel containing A 1 is remarkable, more preferably 0.0 0 2 2%, and still more preferably 0.0 0 15% or less.
  • N b, T i, B, N i are taken into account in view of the cost increase and magnetic property deterioration.
  • Cr is added, but the amount added is Nb: 8% or less, preferably 0.02% or less, Ti: 1.0% or less, preferably 0. 0 10% or less, B: 0.010% or less, Ni: 5.0% or less, Cr: 15% or less, preferably about 10.0% or less.
  • Ni is known to be effective in preventing surface roughening (Cu hege) during hot rolling with Cu, an essential element in the steel of the present invention, and actively added for this purpose.
  • N b and T i form fine precipitates such as carbides, nitrides or sulfides in the steel sheet, and are elements effective for increasing the strength, but at the same time, remarkably deteriorate the magnetic properties, particularly iron loss.
  • the upper limit is set so that Nb is 8% or less, preferably 0.02% or less, and T i is 1.0% or less, preferably 0.01%. In both cases, a preferable iron loss can be obtained at a more preferable content of 0.0 0 50% or less, and further preferably 0.0 0 30% or less.
  • Ni is known to be effective in preventing surface roughness (Cu hege) during hot rolling by Cu, an essential element in the steel of the present invention, and should be actively added for this purpose. You can also. It is an element often used in high-strength electrical steel sheets because it has a relatively small adverse effect on magnetic properties and is also effective in increasing strength. For the purpose of preventing Cu hege, add approximately 1 to 8 of Cu as a guide. . Furthermore, in steel sheets with high strength utilizing the Cu metal phase, such as the steel of the present invention, by containing Ni in combination, the dispersion of the metal Cu phase can suppress the deterioration of magnetic properties and increase the strength. This is very favorable for the user.
  • Ni i will be dissolved in the metallic Cu phase, and that some metallic phase associated with Ni and Cu will be formed. It is also effective for improving the corrosion resistance, but it is preferable to set the upper limit to 5% and further to 2.5% in consideration of adverse effects on the magnetic properties of the additive cost.
  • Cr is an element added to improve corrosion resistance and magnetic properties at high frequencies, but the upper limit is 15%, especially 10.0%, considering the adverse effect on the magnetic properties. It is preferable to do.
  • the effects of the present invention are not impaired even if added for various purposes.
  • the inevitable contents of these trace elements are usually about 0.05% or less for each element, but can be added to about 0.1% or more for various purposes.
  • one or more of Bi, Mo, W, Sn, Sb, Mg, Ca, Ce, La, Co, and other rare earth elements are selected due to cost and magnetic properties.
  • the steel containing the above components is melted in a converter in the same manner as a normal electromagnetic steel sheet, is formed into a slab by continuous forging, then hot rolled, hot rolled sheet Manufactured by processes such as annealing, cold rolling, and finish annealing.
  • an insulating film and a decarburization process do not impair the effects of the present invention. Also, there is no problem even if it is manufactured by a process such as a thin slab that omits the hot-rolling process, thin slab, or continuous casting process, instead of the usual process.
  • a process such as a thin slab that omits the hot-rolling process, thin slab, or continuous casting process, instead of the usual process.
  • it is effective to undergo the following thermal history. In the process of manufacturing the product plate, it is held at a temperature range of 300 ° C to 72 ° C for 5 seconds or more.
  • the temperature range is preferably 300-650 ° C, more preferably 35-600 ° C, more preferably 400-550 ° C, more preferably 4.
  • the holding time has a balance with the holding temperature, and it is preferable to hold for a long time as the temperature is low, while holding for a long time at a high temperature is not preferable.
  • it is 1 minute or more at about 65 ° C., 5 hours or less, 3 minutes or more at about 55 ° C., 20 hours or less, and 10 minutes or more at about 45 ° C.
  • a Cu metal phase that is characteristic in terms of component, size, and number density is efficiently formed, and the strength can be increased without substantially impairing magnetic properties.
  • most of the added Cu is a solid solution Cu or Cu sulfide having a low strengthening ability and a large magnetic property deterioration effect, or C
  • C Although it is a u metal phase, it exists as a relatively coarse Cu metal phase with a small strengthening ability and a large adverse effect on magnetic properties.
  • this heat treatment step is performed after the rolling step and at the same time as the heat treatment required for other purposes such as recrystallization annealing.
  • the cooling process from a temperature range of 75 ° C. or higher in the final heat treatment process after cold rolling, and in the case of hot-rolled electrical steel sheets, the final heat treatment process after hot rolling. In this case, it is preferable to maintain the temperature in the range of 300 ° C. to 72 ° C. for 5 seconds or more.
  • the effect equivalent to such heat treatment depends on the steel composition, especially the amount of Cu, Ni, etc. Some effects may appear even in the thermal history of the cooling rate of air cooling after dull.
  • heat treatment may be further performed. In such a case, it is preferable not to hold in a temperature range exceeding 80 ° C. for 20 seconds or longer.
  • the formed Cu metal phase may re-dissolve, or conversely, it may condense into a coarse metal phase.
  • the metal phase is coarsened, the iron loss is remarkably deteriorated.
  • the present invention does not use the strengthening due to the refinement of the crystal structure, the strain introduced into the material is recovered when the steel sheet is punched and processed into a motor part, etc., and the crystal grains are grown to recover and improve the magnetism. Even when heat treatment is performed for SRA (strain relief annealing) for other purposes, the strength deterioration is small.
  • SRA strain relief annealing
  • the heat history and the cold rolling after finish rolling at the time of hot rolling For each heat history in the annealing process after cold rolling, the residence time in the temperature range of 45 ° C to 700 ° C during the cooling process from 75 ° C or higher It is preferable that the temperature is set to 300 seconds or 60 seconds or less, and thereafter not maintained in a temperature range exceeding 75 ° C.
  • Hardening is the final processing step for electrical steel sheets, punching and assembly for using electrical steel sheets as electrical components.
  • heat treatment is performed so that the temperature is maintained for 5 seconds or more in the temperature range of 300 ° C to 720 ° C, and then not kept for more than 20 seconds in the temperature range exceeding 700 ° C. Can be achieved. If this heat treatment is performed in the cooling process following the heat treatment at a higher temperature, the average of the cooling process to 700 ° C before reaching the holding in the temperature range of 45 ° C to 700 ° C It is preferable to set the cooling rate to 10 ° C / sec or more, and more preferable to cool to 65 ° C before reaching the holding in the temperature range of 500 ° C to 65 ° C.
  • This heat treatment is performed by a cooling process in a so-called strain relief annealing process that is performed for the purpose of removing unintentionally introduced strain in the material during processing, or a heat treatment that burns off oil adhering to the steel plate during processing.
  • the maximum reached temperature of 700 ° C. or higher before holding in the temperature range of 300 ° C. to 72 ° C. and the holding time in that temperature range are It can be determined only from the viewpoint of strain removal and crystal grain growth, and has no influence on the effects of the present invention.
  • the holding temperature range in the temperature range of 300 ° C. to 7 20 ° C. for hardening is preferably 30 ° to 65 ° C., and more preferably 35 ° to 60 ° C, more preferably 4200 to 5500C, and still more preferably 420 to 5500C.
  • the holding time has a balance with the holding temperature, and it is preferable to hold for a long time at a low temperature, but it is not preferable to hold at a high temperature for a long time.
  • it is sufficient if the temperature is about 1 minute and 5 hours or less at about 65 ° C, 3 minutes or more at about 55 ° C, 20 hours or less, and 10 minutes or more at about 45 ° C. A hardening effect can be obtained.
  • the steel has a tensile strength of 30 MPa or more, or a hardness of 10% or more by heat treatment for hardening. Can rise. Those whose strength or hardness increase is less than this may have been hardened before heat treatment, or may not have the strengthening ability by heat treatment.
  • the tensile strength increases by heat treatment to 60 MPa or more, the hardness increases by 20% or more, more preferably, the tensile strength increases by 100 MPa or more, the hardness increases by 30% or more, and so on. More preferably, the tensile strength is increased to 150 MPa or higher, the hardness is increased to 40% or higher, more preferably the tensile strength is increased to 200 MPa or higher, and the hardness is increased to 50% or higher.
  • the formation of a metal phase that can detect the effect may occur depending on the steel composition, but the added C Most of u 'exists as a solute Cu or Cu sulfide or a coarse metallic phase with a diameter of more than 0.3 ⁇ because of its low strengthening ability and large magnetic property deterioration effect.
  • the metal phase formed in is mainly composed of Cu. This can be determined with an X-ray analyzer equipped with a diffraction pattern such as an electron microscope. Of course, identification is possible by other methods such as chemical analysis.
  • the diameter of the metal phase mainly composed of Cu is not more than 0.3 ⁇ m, more preferably not more than 0.3 ⁇ m. Above this, the strength-increasing efficiency decreases, and not only a large amount of metal phase is required, but also the adverse effect on the magnetic properties increases. From the viewpoint of high strength efficiency and magnetic properties, this diameter is 0.08 ⁇ or less, and furthermore, it is 0.0. It is preferably 0 0 5 / zm or less, more preferably 0.0 0 2 ⁇ or less. Note that if it is too fine, less than 0.001 ⁇ m, it is difficult to quantify the metal phase size and the amount of metal phase even with the current highest precision analytical instruments. Its presence can be explained indirectly by its identification and mechanical properties and hardness. The present invention is limited to electrical steel sheets that contain a substantial amount of Cu and that are clearly hardened by the substantial heat treatment described in the present invention. Needless to say, it is not limited by type.
  • the number density of the Cu metal phase is limited in the range that can be given by the relationship between the Cu content and the size of the metal phase, but 0.2 ⁇ ⁇ ⁇ 3 or more, 1 // m 3 or more, 5 pieces ⁇ ⁇ ⁇ 3 or more, more preferably 20 pieces ⁇ ⁇ m 3 or more, more preferably 50 pieces Z ⁇ m 3 or more, 100 pieces Z ⁇ ⁇ 3 or more, 2 0 0 pieces / 111 3 or more, more preferably 5 0 0 pieces / ⁇ ⁇ 3 or more, 1, 0 0 0 pieces ⁇ ⁇ ⁇ 3 or more, 2, 0 0 0 pieces / ⁇ m 3 or more This is very effective in increasing strength. More preferably 5, 0 0 0 // zm 3 or more, 1 0, 0 0 0 ⁇ m 3 or more, 2 0, 0 0
  • Control of the metal phase size and number density is very important from the viewpoint of achieving both high strength and magnetic property retention.
  • the reason is not only that they affect the strength and magnetic properties, respectively, but also the fist that changes the strength or magnetic properties when they are changed. In other words, it is necessary to control to a region where the strength increasing effect is high and the magnetic property degradation efficiency is low.
  • it is effective to appropriately control the temperature and time and the cooling rate immediately before entering this temperature range in the above-mentioned temperature range of 300 to 72 ° C. If general Similar to the formation of precipitates, the higher the cooling speed and the lower the temperature, the finer and higher the density of the metal phase, and the longer the time, the larger the size.
  • the crystal grain size can be adjusted to an optimum range from the viewpoint of magnetic properties.
  • the size density of the metal phase mainly composed of Cu which contributes to high strength, can be controlled not only by the components, but mainly by the above-mentioned heat treatment at 72 ° C.
  • the grain size can be controlled independently of the strength before the heat treatment, for example, by the maximum temperature of recrystallization annealing and the holding time in that temperature range. Usually, it is controlled to 3 to 300 ⁇ by heat treatment at about 80 to 100 ° C. for about 20 seconds to 5 minutes. More preferably, it is 8-200 ⁇ . In general, it is preferable to keep the crystal grains fine if the frequency of the excitation current when using a steel plate is high.
  • FIG. 1 and FIG. 2 show the characteristics of the present invention from the viewpoints of composition, strength, and magnetic properties of electrical steel sheets.
  • magnetic steel sheets usually have different magnetic properties mainly based on the Si content.
  • S i is added to increase the electrical resistance of the material and reduce iron loss.
  • it has high solid solution strengthening ability, so high grade materials with high S i have high strength.
  • the amount of Si exceeds 3%, or even when combined with strengthening elements such as S i, A 1, and ⁇ ⁇ , it exceeds 6.5%, the rollability deteriorates significantly. Production of steel sheets becomes difficult.
  • the effect of hardening by the Cu metal phase according to the present invention can be used in combination with conventional high-strength steel made of carbonitride and high-strength steel made by machined structure to further increase the strength. It is.
  • the steel according to the present invention containing a large amount of Cu has a high recrystallization temperature depending on its component and thermal history, and the processed structure may remain under low temperature annealing conditions.
  • the present invention is intended to increase the strength by dispersing a metal phase different from that of a conventional high-strength steel in the steel plate. Since this metal phase can be controlled independently of the crystal grain size, in other words, the crystal growth occurs, which is different from the normal temperature range of 7500 ° C or higher, which is a lower temperature range. Since the formation can be controlled at about 20 ° C, there is a large degree of freedom from the viewpoint of controlling the strength and magnetic properties, and it is possible to increase the strength without significantly degrading the magnetic properties as shown in Fig. 2. Become.
  • the effect of the present invention can be applied to non-oriented or directional electrical steel sheets because it does not depend on the manufacturing process, regardless of the presence and type of surface coatings usually formed on the surface of electrical steel sheets.
  • the use is not particularly limited, and it is applicable to all uses where strength and magnetic properties are required in addition to the use of a rotor of a motor used in home appliances or automobiles.
  • the samples produced under the conditions of the present invention have good rolling properties in the cold rolling process, are hard, and have excellent magnetic properties.
  • the sample produced under the conditions of the present invention was soft before the heat treatment for precipitation, so that the rollability in the cold rolling process was good and the wear of the punching die was small. It becomes hard after processing and has excellent magnetic properties.
  • Steel plates with the components shown in Table 7 were made into slabs with a thickness of 2500 mm, and the product plate was manufactured based on the following process.
  • the basic process conditions are: slab heating temperature 110 ° C, finishing plate thickness 2.0mm, cutting temperature 30 ° C or less hot rolling, 98 ° CX 30 seconds hot rolling plate An annealing process, a cold rolling process with a finished plate thickness of 0.35 mm, and a recrystallization annealing process above the recrystallization temperature.
  • microstructure adjustment and metal phase precipitation control were performed by heat treatment near 7500C.
  • the sample produced under the conditions of the present invention was soft before the heat treatment for precipitation, so that the rollability in the cold rolling process was good and the wear of the punching die was small. It becomes hard after processing and has excellent magnetic properties.
  • the present invention can stably produce a high-strength electrical steel sheet that is hard and has excellent magnetic properties.
  • a fine metal phase mainly composed of Cu is contained in the steel sheet.
  • a fine metal phase consisting mainly of Cu is generated in the electrical steel sheet, resulting in good processing when processing electrical components. It is possible to provide an electrical steel sheet that has good properties and is hard and has good magnetic properties when used as an electrical component. This makes it possible to ensure strength, fatigue strength, and wear resistance without degrading the magnetic properties, so the efficiency of motors and electromagnetic switch materials that incorporate magnets into ultra-high speed motors and rotors is improved. Miniaturization, long life, etc. are achieved.

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Abstract

本発明は、高強度で、耐摩耗性を有し、磁束密度および鉄損のすぐれた磁気特性を兼ね備えた高強度無方向性電磁鋼板を、例えば冷間圧延性など通常の電磁鋼板と変わることなく、安定して製造することを目的とするもので、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：０．００４０％以下を含有し、鋼材内部に直径０．１μｍ以下のＣｕからなる金属相を含有することを特徴とする高強度無方向性電磁鋼板およびその加工部品。その製造方法としては、３００℃～７２０℃の温度域で５秒以上保持する熱処理を行う。

Description

明 細 書 高強度電磁鋼板およびその加工部品とそれらの製造方法 技術分野
本発明は、 電磁鋼板に C uを含有させ適切な工程処理を施すこと によ り微細な C u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。 背景技術
従来、 回転機器に要求されていた回転数は、 高々 1 0万 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、 2 0〜3 0万 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 らにロータ一に磁石を組み込む構造のモータ 一も多くなつており、 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つている。
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 - 1 6 2 7 4 8号公報や特開昭 6 1 — 8 4 3 6 0号公報では、 S i含有量を高め、 さらに Mn， N i， M o， C r 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 N iや M 0， C r 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 6 1 — 8 7 8 4 8号公報では、 2 . 5 %以上の S i 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— 4 1 6 0 1号公 報では、 2 . 5 %以上の高 S i鋼を 2 . 0 %以下の低 S i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 は何れもプ口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、 モ一 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 （ S R A ) 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。 発明の開示
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っとと 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、 C u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 C u 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ゃすさの劣化を招く 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0/。で、 C ： 0 . 0 6 %以下、 S i ： 0 . 2〜 6 . 5 % 、 M n : 0 . 0 5〜 3 . 0 %、 P ： 0 . 3 0 %以下、 Sまたは S e : 0. 0 4 0 %以下、 A l ： 2. 5 0 %以下、 11 : 0. 6〜8.
0 %、 N ： 0. 0 4 0 0 %以下を含有し、 残部 F eおよび不可避的 不純物からなり、 かつ、 鋼材内部に直径 0. 1 μ πι以下の C uから なる金属相を含有することを特徴とする高強度電磁鋼板およびその 加工部品。
( 2 ) 質量％で、 さ らに、 N b ： 8 %以下、 T i ： 1 . 0 %以下 、 B ： 0. 0 1 0 %以下、 N i ： 5 %以下、 C r ： 1 5. 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 高強度電磁鋼板およびその加工部品。
( 3 ) 質量0んで、 さ らに、 B i , M o , W， S n , S b， M g， C a , C e， L a， C oの 1種または 2種以上を合計で 0. 5 %以 下含有することを特徴とする （ 1 ) または （ 2 ) 記載の高強度電磁 鋼板およびその加工部品。
( 4 ) 前記鋼材内部に存在する C uからなる金属相の数密度が 2 0個 μ πι3 以上である （ 1 ) 〜 （ 3 ) のいずれかの項に記載の高 強度電磁鋼板およびその加工部品。
( 5 ) 前記鋼板の結晶粒の平均直径が 3 0〜 3 0 0 μ mである （ 1 ) 〜 （ 4 ) のいずれかの項に記載の高強度電磁鋼板およびその加 部品。
( 6 ) 鋼板内部に加工組織が残存する （ 1 ) 〜 （ 5 ) のいずれか の項に記載の高強度電磁鋼板およびその加工部品。
( 7 ) 鋼板が N bの炭化物または窒化物を含有することを特徴と する （ 1 ) 〜 （ 6 ) のいずれかの項に記載の高強度電磁鋼板および その加工部品。
( 8 ) ( 1 ) 〜 （ 7 ) のいずれかの項に記載の電磁鋼板およびそ の加工部品を製造する過程において、 3 0 0 °C〜 7 2 0 °Cの温度域 で 5秒以上保持する熱処理を行う ことを特徴とする高強度電磁鋼板 およびその加工部品の製造方法。
( 9 ) 前記熱処理と して、 最終熱処理工程の 7 5 0 °C以上の温度 域からの冷却過程において 3 0 0 °C〜 7 2 0 °Cの温度域で 5秒以上 保持することを特徴とする （ 8 ) 記載の高強度電磁鋼板およびその 加工部品の製造方法。
( 1 0 ) ( 8 ) または （ 9 ) 記載の熱処理の後、 8 0 0 °Cを超え る温度域に 2 0秒以上保持しないことを特徴とする高強度電磁鋼板 およびその加工部品の製造方法。
( 1 1 ) 形状加工後に熱処理を行うことにより、 該加工部品に存 在する主と して C uからなる金属相の数密度が 2 0個/ μ πι3 以上 であることを特徴とする （ 1 ) 〜 （ 7 ) のいずれかの項に記載の高 強度電磁鋼板およびその加工部品。
( 1 2 ) 形状加工後に熱処理を行うことによ り、 該加工部品内部 に存在する主と して C uからなる金属相の平均直径が 0. 1 μ m以 下であることを特徴とする （ 1 ) 〜 （ 7 ) および （ 1 1 ) のいずれ かの項に記載の高強度電磁鋼板およびその加工部品。
( 1 3 ) 形状加工後に熱処理を行うことによ り、 該加工部品の結 晶粒の平均直径が 3〜 3 0 0 μ mとなる、 ことを特徴とする （ 1 ) 〜 （ 7 ) および （ 1 1 ) 〜 （ 1 2 ) のいずれかの項に記載の高強度 電磁鋼板およびその加工部品。
( 1 4) 形状加工後に熱処理を行うことによ り、 該加工部品内部 の直径 0. Ι μ ηι以下の主と して C uからなる金属相の数密度が 1 0倍以上に増加する、 ことを特徴とする （ 1 ) 〜 （ 7 ) および （ 1 1 ) 〜 （ 1 3 ) のいずれかの項に記載の高強度電磁鋼板およびその 加工部品。
( 1 5 ) 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 3 0 MPa 以上上昇する、 ことを特徴とする （ 1 ) 〜 （ 7 ) および （ 1 1 ) 〜 （ 1 4) のいずれかの項に記載の高強度電磁鋼板 およびその加工部品。
( 1 6 ) 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 （ 1 ) 〜 （ 7 ) お よび （ 1 1 ) 〜 （ 1 5 ) のいずれかの項に記載の高強度電磁鋼板お よびその加工部
( 1 7 ) ( 1 1 ) 〜 （ 1 6 ) のいずれかの項に記載の電磁鋼板を 製造する過程において、 冷延前の熱延工程で仕上圧延後の 7 5 0 °C 以上の温度域からの冷却過程において 4 5 0 °C〜 7 0 0 °Cの温度域 での滞留時間を 3 0 0秒以下とし、 その後 7 5 0 °Cを超える温度域 に保持することなく冷延することによ り、 形状加工前は軟質で、 形 状加工後の熱処理によ り硬質化することを特徴とする高強度電磁鋼 板の製造方法。
( 1 8 ) 熱延、 冷延の後の最終熱処理工程で 7 5 0 °C以上に保持 し、 その後 7 5 0 °C以上の温度域からの冷却過程において 4 5 0 °C 〜 7 0 0 °Cの温度域での滞留時間を 6 0秒以下と し、 その後 7 5 0 °Cを超える温度域に保持しないことにより、 形状加工前は軟質で、 形状加工後の熱処理により硬質化することを特徴とする、 （ 1 7 ) 記載の高強度電磁鋼板の製造方法。
( 1 9 ) ( 1 ) 〜 （ 7 ) ， （ 1 1 ) 〜 （ 1 6 ) のいずれかに記载 の電磁鋼板を、 もしく は （ 1 7 ) ， ( 1 8 ) のいずれかに記載の方 法によ り製造された電磁鋼板を形状加工後、 3 0 0 °C〜 7 2 0 °Cの 温度域で 5秒以上保持し、 その後 7 0 0 °Cを超える温度域に 2 0秒 以上保持しない工程を経て加工部品とすることを特徴とする高強度 電磁鋼板およびその加工部品の製造方法。
( 2 0 ) 前記熱処理方法として、 鋼板の電気部品への加工後の熱 処理における熱処理温度から 7 0 0 °Cまでの冷却過程の平均冷却速 度を 1 0 °CZ秒以上とし、 3 0 0 °C〜 7 2 0 °Cの温度域で 5秒以上 保持し、 その後 7 0 0 °Cを超える温度域に 2 0秒以上保持しないェ 程を経ることを特徴とする （ 1 9 ) 記載の高強度電磁鋼板およびそ の加工部品の製造方法。 図面の簡単な説明
図 1 は、 本発明鋼板の S i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。 発明を実施するための最良の実施形態
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. 0 6 %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 { 1 1 1 } 方位の発 達を抑制し、 好ましい { 1 1 0 } や { 1 0 0 } 、 { 1 1 4 } 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. 0 4 %以下、 さらに好ましくは 0. 0 0 3 1〜 0. 0 3 0 1 %、 さら に好ましくは 0. 0 0 5 1〜 0. 0 2 2 1 %、 さらに好ましくは 0 . 0 0 7 1〜 0. 0 1 8 1 %、 さ らに好ましくは 0. 0 0 8 1〜 0 . 0 1 5 1 %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 ィルと した後の脱炭焼鈍により 0. 0 0 4 0 %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. 0 0 2 0 %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. 0 0 1 5 %以 下とすることがさらに好ましく、 0. 0 0 1 0 %以下がさらに好ま しい。
S i 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。 S i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 S i 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. 0 5 ~ 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. 3 0 %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. 3 0 %とする。 Sは本発明鋼で必須の元素である C uと結合し易く C u硫化物を 形成し本発明で重要となる C u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 C u 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. 0 4 0 %以下と限定する。 好ましく は 0. 0 2 0 %以下、 さらに好ましく は 0. 0 1 0 %以下である。 S e も S とほぼ同様な 効果がある。
A 1 は通常、 脱酸剤と して添加されるが、 A 1 の添加を抑え S i 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 、 A 1量が 0. 0 0 5 %程度以下の S i脱酸鋼では A 1 N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 A 1 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. 5 0 %を超えると脆化が問題になるため、 2. 5 0 %以下とする。
C uは本発明では必須の元素である。 鋼板中に C u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。 C u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、 C u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 C uは固溶 C u 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 C u金属相に比較して効率 が悪くなる。 また、 過剰な C u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 C u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. 0 4 0 0 %以下と する。 A 1 が 0. 0 0 5 %程度以下の S i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. 0 0 3 1〜 0. 0 3 0 1 %、 さらに好ましく は 0. 0 0 5 1〜 0. 0 2 2 1 %、 さ らに好 ましくは 0. 0 0 7 1〜 0. 0 1 8 1 %、 さらに好ましくは 0. 0 0 8 1〜 0. 0 1 5 1 %である。 ただし、 A 1 力 S 0. 0 1 0 %程度 以上の場合に多量の Nを含有させると微細な A 1 N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。 A 1脱酸鋼にお いては 0. 0 0 4 0 %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. 0 0 2 7 %以下とす れば磁気時効や A 1含有鋼での A 1 N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. 0 0 2 2 %、 さらに好ましく は 0. 0 0 1 5 %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 N b， T i ， B , N i ， C rの 1種または 2種以上を添加するが、 その添加量は、 N b ： 8 %以下、 好ましく は 0. 0 2 %以下、 T i ： 1. 0 %以下、 好ま しくは 0. 0 1 0 %以下、 B ： 0. 0 1 0 %以下、 N i ： 5. 0 % 以下、 C r ： 1 5 %以下、 好ましく は 1 0. 0 %以下程度とする。 特に、 N i は本発明鋼で必須元素である C uによる熱延時の表面 荒れ （C uへゲ） 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. 0 1 0 %を超えると著しく脆化するため、 上限を 0. 0 1 0 %とする。
N bおよび T i 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 N bは 8 %以下、 好ましく は 0. 0 2 %以下、 T i は 1. 0 %以下、 好ましくは 0. 0 1 0 %とする。 両者とも、 さらに好ましく は 0. 0 0 5 0 %以下、 さ らに好ましく は 0. 0 0 3 0 %以下で、 良好な鉄損を得ることが可能となる。
N i は本発明鋼で必須元素である C uによる熱延時の表面荒れ （ C uへゲ） 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。 C uへゲの防止を目的 とする場合、 C u量の 1ノ 8から 1 Z 2程度を目安と して添加する 。 さらに、 本発明鋼のように C u金属相を活用し高強度化した鋼板 では、 N i を複合して含有させることにより、 金属 C u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 C u相中への N i の固溶 等による影響や、 何らかの N i， C u 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 トゃ磁 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。
C r 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 トゃ磁気特性への悪影響を考え 上限を 1 5 %、 特に 1 0 . 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 . 0 0 5 %以下程度で あるが、 様々な目的で 0 . 0 1 %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 B i , M o， W ， S n， S b , M g， C a , C e， L a , C o、 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、 連続鎵造でスラブとされ、 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、 連続铸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、 3 0 0 °C〜 7 2 0 °C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 3 0 0〜 6 5 0 °C、 さらに好まし く は 3 5 0〜 6 0 0 °C、 さ らに好ましくは 4 0 0〜 5 5 0 °C、 さら に好ましく は 4 2 0〜 5 0 0 °C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 6 5 0 °C程度で 1分以 上、 5時間以下、 5 5 0 °C程度では 3分以上、 2 0時間以下、 4 5 0 °C程度では 1 0分以上とする。
そしてこの熱処理後は 8 0 0 °Cを超える温度域に 2 0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 C u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 C uの大半は強化 能が低く磁気特性劣化効果が大きい固溶 C uまたは C u硫化物や、 C u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 C u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 7 5 0 °C以上の温度域からの冷却過程において 3 0 0 °C〜 7 2 0 °C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 C u， N i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 あある。
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、 8 0 0 °Cを超える温度域に 2 0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 C u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 S R A (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、 3 0 0 °C〜 7 2 0 °C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、 7 5 0 °C以上の温 度域からの冷却過程における 4 5 0 °C〜 7 0 0 °Cの温度域での滞留 時間を各々 3 0 0秒または 6 0秒以下と し、 その後 7 5 0 °C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、 3 0 0 °C〜 7 2 0 °Cの温度域で 5秒以上保持し、 その後 7 0 0 °Cを超える温度域に 2 0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 4 5 0 °C〜 7 0 0 °Cの温度 域での保持に至る前の 7 0 0 °Cまでの冷却過程の平均冷却速度を 1 0 °C /秒以上とすることが好ましく、 さ らに好ましくは 5 0 0 °C〜 6 5 0 °Cの温度域での保持に至る前の 6 5 0 °Cまでの冷却過程の平 均冷却速度を 1 o°c/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、 3 0 0 °C〜 7 2 0 °Cの温度域での保持に至る前の 7 0 0 °C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 3 0 0 °C〜 7 2 0 °Cの温度域での保持温度範囲は 好ましく は 3 0 0〜 6 5 0 °C、 さ らに好ましくは 3 5 0〜 6 0 0 °C 、 さらに好ましくは 4 0 0〜 5 5 0 °C、 さらに好ましく は 4 2 0〜 5 0 0 °C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 6 5 0 °C程度で 1分以上、 5時間以下、 5 5 ◦ °C程度では 3分以上、 2 0時間以下、 4 5 0 °C程度では 1 0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 3 0 MPa 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 6 0 MPa 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 1 0 0 MPa 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 1 5 0 MPa 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 2 0 0 MPa 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、 鋼成分によつ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 C u'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 C uまたは C u硫化物また は直径 0 . Ι μ πι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 C uからなる。 これは 電子顕微鏡などの回折パターンゃ付設された 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 C uを主体とする金属相 の直径は 0 . Ι μ ιη以下、 よ り好ましく は 0 . Ο ΐ μ πι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 . 0 0 8 μ πι以下、 さ らには 0 . 0 0 5 /z m以下とすることが好ましく、 さらに好ましくは 0. 0 0 2 μ πι以下である。 なお、 0. 0 0 1 μ m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 C u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 C u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。
C u金属相の数密度は C u含有量と金属相のサイズとの関係で敢 り うる範囲に制限はあるが、 0. 2個 Ζ μ πι3以上、 1個/ / m3以 上、 5個 Ζ μ πι3以上、 よ り好ましく は 2 0個 Ζ μ m3以上とするこ とが好ましく、 さらに好ましく は 5 0個 Z μ m3以上、 1 0 0個 Z μ ιη3以上、 2 0 0個/ 1113 以上であり、 よ り好ましくは 5 0 0 個/ μ πι3以上、 1， 0 0 0個 Ζ μ ηι3以上、 2 , 0 0 0個/ μ m3 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， 0 0 0個/ / z m3以上、 1 0， 0 0 0個 μ m3以上、 2 0， 0
。 。個ノ ！!!3 、 さらに好ましく は 2 0 0， 0 0 0個/ 1113 、 さ らに好ましく は 2 , 0 0 0， 0 0 0個 Ζ μ πι3 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拳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 3 0 0〜 7 2 0 °C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 C uを主体とする金属相のサ ィズゃ密度は成分のみならず、 主と して前述の 7 2 0 °C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 8 0 0〜 1 1 0 0 °C程 度で 2 0秒〜 5分程度の熱処理によ り 3〜 3 0 0 μ πιに制御される 。 さらに好ましくは 8〜 2 0 0 μ πι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 S i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 S i 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 S i である高級グレー ド材では強度も高くな つている。 しかし、 3 %を超える S i量、 または S i , A 1 , Μ η 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 トゃ特性の点で実用化には 限界がある。 このため 3 % S i鋼相当以上の高強度材は N b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 晶耝織の微細化によ 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 C u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 C u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 7 5 0 °C以上の温度域とは異なる、 よ り低温域である 3 0 0〜 7 2 0 °C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 S i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 S i， A 1， M n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 C u 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、 C u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。 実施例
(実施例 1 )
表 1に成分を示す鋼を 2 5 0 mm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 ： 1 1 0 0 °C、 仕上板厚 ： 2 . 0 mm, 卷取り温度 ： 5 0 0 °Cの熱延 工程、 仕上板厚 ： 0 . 5 龍の冷間圧延工程、 8 5 0 °Cでの再結晶焼 鈍工程である。 製品板について J I S 5号試験片により機械的特性 、 および 5 5 mm角の S S T試験によ り磁束密度 B 1 0と鉄損^¥1 0 / 4 0。 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 1
Figure imgf000023_0001
*本発明の特許請求の範囲から外れる構成
表 2 A r L¾テ
発発発較
两爾爾
◎〇△ X
Figure imgf000024_0001
評価 冷延性 困通良良
A (非常に良好） 難好好常 (全く問題なし）
B (良好） (微調整必要だが問題なし) C (わずかに良好) (条件調整すれば通板可能) D (板破断の危険大）
(実施例 2 )
表 3に成分を示す鋼を 2 5 0 nun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 ： 1 1 0 0 °C、 仕上板厚 ： 2 . 0 mm, 卷取り温度 ： 7 0 0 °Cの熱延 工程、 9 8 0 °Cの温度で 3 0秒の熱延板焼鈍工程、 仕上板厚 ： 0 . 2顧の冷間圧延工程、 1 0 0 0 °Cでの再結晶焼鈍工程である。 製品 板について J I S 5号試験片によ り機械的性質、 および 5 5 mm角の S S T試験によ り磁束密度 B 5。と鉄損 W1 5 / 5。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 3
Figure imgf000026_0001
*本発明の特許請求の範囲から外れる構成
表 4
◎〇△ X
Figure imgf000027_0001
評価 冷延性
困通良良
A 開発鋼 (非常に良好） 難好好常 (全く問題なし）
B 開発鋼 (良好） (微調整必要だが問題なし) C 開発鋼 (わずかに良好) (条件調整すれば通板可能) D 比較鋼 (板破断の危険大）
(実施例 3 )
表 5に成分を示す鋼を 2 5 0 顧厚のスラブと 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 1 1 0 0 °C、 仕上板厚 2 . 0 mm, 卷取り温度 3 0 0 °C以下の熱延ェ 程、 仕上板厚 0 . 2 mm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 ーシヨ ンと して 7 5 0 °C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 7 5 0 °C 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 J I S 5号試験片によ り機械的特性、 および 5 5 mm角の S S T試験によ り磁束密度 B 1 Qと鉄損 W1 Q / 4。。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 力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力エリが大きくなる。 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 5
Figure imgf000029_0001
鋼板熱履歴
* 1 ： 熱延仕上げ圧延後の冷却過程における 450〜700°Cの温度域での滞留時間 （秒） * 2 ： 冷延後の最終焼鈍での冷却過程における 450〜700°Cの温度域での滞留時間 （秒） 析出熱処理
A ： モーター加工後の歪取り焼鈍工程における冷却過程
B ： モーター加工後の析出熱処理のみ
*本発明の特許請求の範囲から外れる構成
表 6
Figure imgf000030_0001
◎ ： 良好 （全く問題なし）
〇 ： 良好 （微調整必要だが問題なし）
△ ： 可能 （条件調整すれば通板可能）
X ： 困難 （板破断の危険大） 打抜き金型の磨耗
〇 ： 小 （良好）
X ： 大 （不良）
3価
A : 開発鋼 （非常に良好）
B ： 開発鋼 （良好）
C ： 比較鋼
(実施例 4 )
表 7に成分を示す鋼を 2 5 0 mm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 1 1 0 0 °C、 仕上板厚 2 . 0 mm, 卷取り温度 3 0 0 °C以下の熱延ェ 程、 9 8 0 °C X 3 0秒の熱延板焼鈍工程、 仕上板厚 0 . 3 5 mm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ヨ ンとして 7 5 0 °C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 7 5 0 °C X 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 J I S 5号試験片 により機械的性質、 および 5 5 mm角の S S T試験によ り磁束密度 B s oと鉄損 W 1 5 / 5。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力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 鋼板の力エリが大きくなる。 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。
表 7
Figure imgf000032_0001
処理
A ： モーター加工後の歪取り焼鈍工程における冷却過程
B ： モ一ター加工後の析出熱処理のみ
鋼板熱履歴
* 1 ： 熱延仕上げ圧延後の冷却過程における 450〜700°Cの温度域での滞留時間 （秒） * 2 ： 冷延後の最終焼鈍での冷却過程における 450〜700°Cの温度域での滞留時間 （秒）
*本発明の特許請求の範囲から外れる構成
表 8
延：
©ΟΔΧ. 困可良良
難ム女好目.
Figure imgf000033_0001
(全く問題なし）
(微調整必要だが問題なし) (条件調整すれば通板可能) (板破断の危険大） 打抜き金型の磨耗
〇 ： 小 （良好）
X ： 大 （不良）
評価
A ： 開発鋼 （非常に良好）
B ： 開発鋼 （良好）
C ： 比較鋼
産業上の利用可能性
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 C u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 ェ後の熱処理過程で微細な主と して C u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。

Claims

1. 質量％で、 C ： 0 . 0 6 %以下、 S i ： 0 . 2〜ら . 5 %、 M n ： 0 . 0 5 〜 3 . 0 %、 P ： 0 . 3 0 %以下、 Sまたは S e : 0 . 0 4 0 %以下、 1 : 2 . 5 0 %以下、 C u : 0 . 6 〜 8 . 0
%、 N ： 0 . 0 4 0 0 %以下を含有し、 残部 F eおよび不可避的不
卩青
純物からなり、 かつ、 鋼材内部に直径 0 . 1 μ πι以下の C uからな る金属相を含有することを特徴とする高強度電磁鋼板およびその加 ェ部品。 の
2. 質量％で、 さらに、 N b ： 8 %以下、 T i ： 1 . 0 %以下、 B ： 0 . 0 1 0 %以下、 N i ： 5 %以下、囲 C r ： 1 5 . 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 高強度電磁鋼板およびその加工部品。
3 . 質量0 /0で、 さらに、 B i ， M o ， W, S n , S b , M g ， C a , C e ， L a , C oの 1種または 2種以上を合計で 0 . 5 %以下 含有することを特徴とする請求項 1 または 2記載の高強度電磁鋼板 およびその加工部品。
4 . 前記鋼材内部に存在する C uからなる金属相の数密度が 2 0 個 Z μ m3 以上である請求項 1 〜 3のいずれかの項に記載の高強度 電磁鋼板およびその加工部品。
5. 前記鋼板の結晶粒の平均直径が 3 0 〜 3 0 0 μ mである請求 項 1 〜 4のいずれかの項に記載の高強度電磁鋼板およびその加工部 品。
6. 鋼板内部に加工組織が残存する請求項 1 〜 5のいずれかの項 に記載の高強度電磁鋼板およびその加工部品。
7. 鋼板が N bの炭化物または窒化物を含有するこ とを特徴とす る請求項 1 〜 6のいずれかの項に記載の高強度電磁鋼板およびその 加工部品。
8. 請求項 1〜 7のいずれかの項に記載の電磁鋼板およびその加 ェ部品を製造する過程において、 3 0 0 °C〜 7 2 0 °Cの温度域で 5 秒以上保持する熱処理を行う ことを特徴とする高強度電磁鋼板およ びその加工部品の製造方法。
9. 前記熱処理として、 最終熱処理工程の 7 5 0 °C以上の温度域 からの冷却過程において 3 0 0 °C〜 7 2 0 °Cの温度域で 5秒以上保 持することを特徴とする請求項 8記載の高強度電磁鋼板およびその 加工部品の製造方法。
1 0. 請求項 8または 9記載の熱処理の後、 8 0 0 °Cを超える温 度域に 2 0秒以上保持しないことを特徴とする高強度電磁鋼板およ びその加工部品の製造方法。
1 1 . 形状加工後に熱処理を行う ことによ り、 該加工部品に存在 する主として C uからなる金属相の数密度が 2 0個 Z m3 以上で あることを特徴とする請求項 1〜 7のいずれかの項に記載の高強度 電磁鋼板およびその加工部品。
1 2. 形状加工後に熱処理を行うことにより、 該加工部品内部に 存在する主として C uからなる金属相の平均直径が 0. 1 μ m以下 であることを特徴とする請求項 1〜 7および請求項 1 1のいずれか の項に記載の高強度電磁鋼板およびその加工部品。
1 3. 形状加工後に熱処理を行うことにより、 該加 部品の結晶 粒の平均直径が 3〜 3 0 0 μ πιとなる、 ことを特徴とする請求項 1 〜 7および請求項 1 1〜 1 2のいずれかの項に記載の高強度電磁鋼 板およびその加工部品。
1 4. 形状加工後に熱処理を行う こ とによ り、 該加工部品内部の 直径 0. 1 μ ιη以下の主と して C uからなる金属相の数密度が 1 0 倍以上に増加する、 ことを特徴とする請求項 1〜 7および請求項 1 1〜 1 3のいずれかの項に記載の高強度電磁鋼板およびその加ェ部 品。
1 5 . 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 3 O MPa 以上上昇する、 ことを特徴とする請求項 1〜 7 およ び請求項 1 1〜 1 4のいずれかの項に記載の高強度電磁鋼板お よび その加工部品。
1 6 . 形状加工後の熱処理を行う ことによ り、 該加工部品の顿度 が 1 . 1倍以上に増加する、 ことを特徴とする請求項 1〜 7お よび 請求項 1 1〜 1 5のいずれかの項に記載の高強度電磁鋼板およびそ の加工部品。
1 7 . 請求項 1 1〜 1 6のいずれかの項に記載の電磁鋼板を製造 する過程において、 冷延前の熱延工程で仕上圧延後の 7 5 0 °C以上 の温度域からの冷却過程において 4 5 0 °C〜 7 0 0 °Cの温度域での 滞留時間を 3 0 0秒以下と し、 その後 7 5 0 °Cを超える温度域に保 持することなく冷延することにより、 形状加工前は軟質で、 形状加 ェ後の熱処理により硬質化することを特徴とする高強度電磁鋼板の 製造方法。
1 8 . 熱延、 冷延の後の最終熱処理工程で 7 5 0 °C以上に保持し 、 その後 7 5 0 °C以上の温度域からの冷却過程において 4 5 0 °C〜 7 0 0 °Cの温度域での滞留時間を 6 0秒以下とし、 その後 7 5 O °C を超える温度域に保持しないことによ り、 形状加工前は軟質で、 形 状加工後の熱処理によ り硬質化することを特徴とする、 請求項 1 7 記載の高強度電磁鋼板の製造方法。
1 9 . 請求項 1〜 7， 1 1 - 1 6のいずれかに記載の電磁鋼板を 、 もしく は請求項 1 7， 1 8のいずれかに記載の方法により製造さ れた電磁鋼板を形状加工後、 3 0 0 ° ( 〜 7 2 0 °Cの温度域で 5秒以 上保持し、 その後 7 0 0 °Cを超える温度域に 2 0秒以上保持しない 工程を経て加工部品とすることを特徴とする高強度電磁鋼板および その加工部品の製造方法。
2 0 . 前記熱処理方法として、 鋼板の電気部品への加工後の熱処 理における熱処理温度から 7 0 0 °Cまでの冷却過程の平均冷却速度 を 1 0 °C Z秒以上と し、 3 0 0 °C〜 7 2 0 °Cの温度域で 5秒以上保 持し、 その後 7 0 0 °Cを超える温度域に 2 0秒以上保持しない工程 を経ることを特徴とする請求項 1 9記載の高強度電磁鋼板およびそ の加工部品の製造方法。
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