WO2007144964A1 - 高強度電磁鋼板およびその製造方法 - Google Patents

高強度電磁鋼板およびその製造方法 Download PDF

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Hidekuni Murakami
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    • H01F1/14766—Fe-Si based alloys
    • H01F1/14775—Fe-Si based alloys in the form of sheets

Definitions

  • the present invention relates to high strength electromagnetic steel sheets, particularly high strength non-oriented magnetic steel sheets, low iron loss for high speed rotating machines, and high magnetic material strength with high magnetic flux density.
  • the contact surface of the electromagnetic switch wears as it is used for its application, a magnetic material that is excellent in not only electromagnetic characteristics but also wear resistance is desired.
  • a non-oriented electrical steel sheet which obtains strength by leaving a machined structure is disclosed in JP-A 2 0 0 5 0 1 1 3 1 8 5 and in JP-A 2 0 0 6 0 0 7 0 4 Furthermore, in JP-A 2 0 0 6 0 0 0 4 8 and in JP-A 2 0 0 6 0 0 2 0 6 6 ′, recrystallization is caused by solid solution of N b or the like. A non-oriented electrical steel sheet with a reduced strength is disclosed. However, since these do not pay particular attention to the grain size before forming the worked structure, there is a problem that stable iron loss can not be obtained.
  • This technology does not significantly degrade the magnetic properties even if the machined structure is left in the crystal structure, and considering the effect of increasing strength, it is inferior to conventional solid solution elements or precipitate-reinforced materials. It is based on the fact that it is a very useful technology, considering productivity and magnetic properties, in particular, the in-plane anisotropy of the magnetic flux density.
  • productivity and magnetic properties in particular, the in-plane anisotropy of the magnetic flux density.
  • no clear metallurgy has been established with regard to how to improve the balance between magnetic properties and mechanical properties, and in this respect this technology is the optimum. No convincing evidence has been obtained.
  • the present inventor conducted a detailed experiment ', particularly regarding the influence of the structure before rolling, and in the electromagnetic steel sheet having a processed structure, an area optimum for achieving both magnetic characteristics and mechanical characteristics.
  • the present invention is high in tensile strength (TS) of, for example, 500 MPa or more, has wear resistance, and is used particularly in high frequency magnetic fields such as motor rotating at high speed.
  • High strength non-oriented electrical steel sheet with excellent magnetic properties such as magnetic flux density (B 50) and core loss, for example, stable and online without changing from normal electrical steel sheet such as cold rolling property and annealing workability. Intended to be manufactured.
  • the present invention has been made to solve the above-mentioned problems, and the summary thereof is as follows.
  • the recrystallization ratio of the steel plate immediately before the step of finally forming the processed structure remaining inside the steel plate is 50% or more, described in any one of (1) to (3) Of high-strength electrical steel sheet.
  • the steel composition is characterized in that it contains, by mass%, one or more of Cu: 0. 0 0 1 to 3 0. 0%, N b: 0. 0 3 to 8. 0%.
  • the manufacturing method of the high strength electromagnetic steel sheet as described in any one of (1)-(4).
  • the steel component is mass%, and further T i: 1.0% or less, V: 1.0% or less, Z r: l. 0% or less, B: 0. 0 10 0% or less, Ni
  • FIG. 1 is a diagram showing the strength-iron loss balance depending on the particle size before processing. BEST MODE FOR CARRYING OUT THE INVENTION
  • the present invention is as follows: C: 0.50% or less, Si: 0.5 to 6.5%, Mn: 0.5% to 3. 0%, P: 0.30% or less, S Or S e: Steel plate containing not more than 0.004%, A1: not more than 2.5%, N: not more than 0.40%, and if necessary, Cu: not more than 0.00 In steels containing any one or more of 01 to 30 0. 0%, or N b: 0 to 5 to 8.
  • a machined structure is present in the steel sheet structure, and high strength is achieved by dislocation strengthening (2) to coarsen the crystal structure just before forming the processed structure which will finally remain in the steel sheet, and (3) by limiting the above-mentioned crystal structure in terms of the amount of Si.
  • C degrades the magnetic properties
  • the content should be not more than 0.60%.
  • it works effectively for improving the texture, suppresses the development of ⁇ 1 1 1 ⁇ orientation that is not desirable for magnetism, and promotes the development of preferred ⁇ 1 1 0 ⁇ , ⁇ 1 0 0 ⁇ , ⁇ 1 1 ⁇ etc.
  • high strength especially From the viewpoint of raising the tensile stress, improving the warm strength and creep strength, and improving the warm fatigue characteristics, and in the case of Nb-containing steel, it also has the effect of delaying recrystallization by NbC.
  • 0. 0 0 3 1 to 0. 0 3 0 1% more preferably 0. 0 0 5 1 to 0. 0 2 2 1%, more preferably 0. 0 0 7 1 to 0. 0 1 8 It is 1%, more preferably 0. 0 0 8 1 to 0. 0 1 5 1%.
  • S i increases the specific resistance of the steel to reduce the eddy current and lower the core loss, and also increases the tensile strength, but the effect is small when the addition amount is less than 0.2%.
  • it is 1.0% or more, more preferably 1.5% or more, further preferably 2.0% or more, and still more preferably 2.5% or more.
  • the Si content can be increased particularly to suppress the eddy current loss. It is valid. However, if the content exceeds 6.5%, the steel is significantly embrittled and the magnetic flux density of the product is further reduced.
  • the content should be 6.5% or less, preferably 4: 0% or less.
  • the optimum Si amount range is an important factor of the present invention, as will be described later, and finally immediately before forming the remaining processed structure in the steel sheet.
  • the crystal structure is also determined in consideration. Although depending on the crystal structure, in order to reduce the concern of embrittlement, 3.7% or less is preferable, and if it is 3.2% or less, there is a balance with the amount of other elements but most of embrittlement is concerned. There is no need to consider. Furthermore, it is possible to make it less than 2.0%, less than 1.5%, less than 1.0%.
  • Si suppresses the formation of the austenitic phase at a high temperature, stabilizes the ferritic phase even at a high temperature, and reduces the eddy current loss due to the solid solution Cu. It is effective to make the effect remarkable, but the effect is small if the addition amount is less than 1.5%.
  • the effect of reducing the eddy current loss due to solid solution Cu tends to be weak, so it preferably contains at least 2.1%, more preferably at least 2.6% Si. Do.
  • Mn may be added positively to enhance the strength of the steel, but the steel of the present invention utilizing the processed structure as the main means of strengthening is not particularly necessary for this purpose. It is added for the purpose of reducing iron loss by reducing the eddy current loss by increasing specific resistance or coarsening sulfides and promoting grain growth, but excessive addition only lowers the magnetic flux density.
  • the content be 0.5% to 3.5%, preferably 0.5% to 2.5%, and more preferably 0.5% to 2.%. It is 0%, more preferably 0.8% to 1.2%. .
  • P is an element having a remarkable effect of enhancing the tensile strength and contributes to the stabilization of the ferritic phase at high temperatures, but like the above Mn, it is not necessary to intentionally add it to the steel of the present invention. If the content exceeds 0.3%, the embrittlement will be severe and it will be difficult to treat hot-rolling and cold-rolling on an industrial scale, so the upper limit is made 0.30%. Preferably it is 0.20% or less, more preferably 0.15% or less.
  • ⁇ S easily combines with Cu, which is added as needed in the steel of the present invention, and affects the formation behavior of the metallic phase mainly composed of Cu, which is important for the purpose of Cu addition, and may reduce the strengthening efficiency.
  • the content of S is preferably low, and is limited to not more than 0.040%. Preferably it is 0.20 0% or less, More preferably, it is 0. 0 10 0% or less. S e has almost the same effect as S.
  • a 1 is usually added as a deoxidizing agent, but it is also possible to suppress the addition of A 1 and to achieve deacidification with S i.
  • S i deoxidized steel whose A 1 content is about 0.50% or less, A 1 N does not form, which also has the effect of reducing iron loss.
  • solid solution Cu When solid solution Cu is used as a strengthening element, eddy current loss due to stabilization of the ferritic phase at high temperature and increase in electrical resistance as solid solution A 1 is more than the viewpoint of deoxidation and formation of nitride. Actively add to curb. It also has the effect of promoting the remarkable reduction effect of eddy current loss due to solid solution Cu, and like Si, it is preferable to add positively, preferably by 0.3% or more, furthermore It is preferably 0.6% or more, more preferably 1.1% or more, further preferably 1.6% or more, and still more preferably 2.1% or more. If it exceeds 2.50%, tactability and embrittlement will be a problem, so make it 2.50% or less.
  • N degrades the magnetic properties, so it should be less than 0.40%.
  • Ru In the case of Si deoxidized steel with A 1 of less than about 0.05%, as with C, it is strengthened, especially raising the yield stress, improving the warm strength, improving the creep strength, and improving the warm fatigue characteristics.
  • Nb-containing steel in addition to having the effect of delaying recrystallization by NbN, it is an effective element from the viewpoint of texture improvement. From this point of view, preferably from 0. 0 0 3 1 to 0. 0 0 3 0 1%, more preferably from 0. 0 0 5 1 to 0. 0 2 2 1%, more preferably from 0. 0 0 6 1 to 0. 0. 0.
  • N should be not more than 0. 0 0 0 0 0 0 0, and it is preferable that N be as low as possible if nitride strength increase and recrystallization retardation effect are not expected, 0.
  • Cu is optionally contained in the present invention.
  • the presence of Cu as a solid solution Cu raises the recrystallization temperature of the steel plate and has the effect of delaying the recrystallization of the steel plate. In the process strengthening of the present invention, such an effect appears from about 0. 0 0 1%, and depending on the amount of impurities, it is possible to obtain this effect by Cu even without actively adding Cu.
  • C u is more than 0. 0 0 0 2%, 0. 0 0 3% or more, 0. 0 0 5% or more, 0. 0 0 7% or more, 0. 0 1% or more, 0. 0%.
  • the high density dislocations present in the steel as in the invention steel although necessary for securing the strength, increase the core loss to a small extent.
  • the resistance to carbon dioxide it is related to the interaction between the dislocations remaining in the steel and the dislocations newly introduced when the steel sheet is deformed, or the activity of dislocations remaining in the steel. The stronger the action, or the less active the existing dislocations, the higher the resistance to corrosion.
  • iron loss is related to the interaction between dislocations left in steel and the domain wall that moves when a magnetic field is applied.
  • the smaller this interaction the more the increase in iron loss is suppressed.
  • the interaction with dislocations is large (or the remaining dislocations themselves do not work), and the interaction with the domain wall improves the balance between iron and iron loss if many small dislocations are left.
  • the magnitude of such interaction is basically considered to be related to the stress field around the dislocation (strain of the crystal lattice), and a small amount of Cu is segregated around the remaining dislocation.
  • the inventor of the present invention has already filed a technology for forming a metallic phase mainly composed of Cu (hereinafter referred to as "Cu metallic phase" in the present specification) in a magnetic steel sheet to achieve high strength.
  • Cu metallic phase a metallic phase mainly composed of Cu
  • the combination with this application for the Cu metallic phase does not impair the effect of the present invention at all.
  • the diameter of the Cu metal phase or Nb precipitate to be present in the steel of the present invention is preferably about 0.20 m or less. If this is exceeded, the recrystallization delay efficiency decreases, and not only a large amount of metal phase is required, but also the adverse effect on the magnetic properties tends to be significant.
  • the number density of the Cu metal phase or the Nb precipitate is limited in the range that can be taken due to the relationship between the Cu, Nb or C content and the size of the precipitate phase. 20 or more Z m 3 or more is preferable. This effect is achieved in the above mentioned Cu concentration range.
  • Cu when using solid solution Cu described later as a strengthening element, Cu can be set to 2.0 to 30.0% as a range for expressing good high frequency characteristics.
  • the eddy current loss reducing effect is reduced.
  • the content of Cu is too high, it becomes difficult to suppress the formation of a metallic phase mainly composed of Cu, and the effect of reducing the eddy current loss becomes small, and a relatively coarse Cu metallic phase If it is produced, the hysteresis loss is greatly increased, and there is also a concern that the cracking of the steel sheet during hot rolling may cause severe defects.
  • the content of Cu in this case is preferably 2.1% or more, more preferably 2.6% or more, more preferably 3.1% or more, more preferably 3.6% or more, more preferably 4. 1% or more, more preferably 4.6% or more.
  • the upper limit is the addition cost of Cu itself and the suppression of surface wrinkling during hot rolling (Cu haze) caused by Cu.
  • the addition cost of Ni added as a target it is preferably 20.0%, more preferably 15.0%, still more preferably 12.0%, and still more preferably 10.0%. .
  • Cu added in the high Si steel does not embrittle the steel and deteriorate the cold ductility as in Si and A 1 as long as it is in a solid solution state, but rather, It also has the desirable effect of suppressing embrittlement caused by Si etc. Also, it does not significantly degrade the magnetic flux density as in the case of C r described later, and even if it is contained in relatively large amounts, the harm is small
  • N b is added as needed.
  • a large amount of fine precipitates such as carbides, nitrides or sulfides are formed in the steel sheet to significantly deteriorate the iron loss, and after cold rolling and annealing ⁇ 1 1 1 ⁇
  • the upper limit of N b is 8% or less, preferably 0.20% or less, more preferably 0. 0 0 0 5 0% or less, and further preferably 0. 0 0 0 3 0% or less. It becomes possible to obtain.
  • Nb precipitate mainly composed of carbon nitride
  • Nb precipitate has an action of delaying recrystallization of the steel plate
  • it can also be used positively in the present invention. It can. It also has the effect of enhancing the strength within the range that the fine Nb precipitates do not adversely affect the magnetic properties.
  • it is also possible to use it for reinforcement as solid solution N b.
  • the range is limited to 0.5% to 8.0%. Preferably, it is between 0.00 and 2.0%.
  • Ti, Zr and V are elements that form fine precipitates such as carbides, nitrides or sulfides in steel sheets and have an effect on strengthening, their effects are smaller compared to N b There is a strong tendency to deteriorate iron loss.
  • the effect of promoting accumulation in the ⁇ 11 1 ⁇ direction which is disadvantageous for improving the magnetic flux density, is strong in the magnetic flux density improvement. It can also be an element. For this reason, if it is not intended to strengthen by precipitation, it is preferable to make it 1.0% or less, respectively.
  • the iron content is more preferably not more than 0.50%, still more preferably not more than 0.30%, still more preferably not more than 0. 010%, and still more preferably not more than 0. 0050%. It is possible to get lost.
  • Nb + Zr + Ti + V is less than 0.1%, preferably less than 0.88%, and more preferably in the range of 0.000 to 0.50%.
  • N i is also known to be effective in preventing surface roughness (C u wrought) during hot rolling due to the element C ′ u optionally contained in the present invention steel, and this purpose is also used. Can be added positively.
  • it since it has a relatively small adverse effect on the magnetic properties, has an effect of improving the magnetic flux density, and is also effective in increasing the strength, it is an element that is often used in high strength electromagnetic steel sheets.
  • Ni for the purpose of preventing Cu, add 1/8 to 1/2 of the amount of Cu as a standard.
  • N i is effective for improving corrosion resistance.
  • the upper limit is made 15%, further 10%, preferably the upper limit is 5.0%. Is preferred.
  • Cr is an element added for the improvement of the corrosion resistance and the magnetic characteristics in the high frequency region, but it is preferable to set the upper limit to 15.50% in view of the adverse effect on the addition cost and the magnetic characteristics.
  • the addition cost is also considered, and the upper limit of C r is 15%, preferably 8.0%, more preferably 4.9%, further preferably 2.9%, further preferably 1.9%, More preferably, it is 0.9%, and more preferably, it is 0.4%.
  • each of these trace elements is usually not more than about 0. 05% for each element, but for various purposes not described in this specification, it is not less than about 0. 0 1%. It is also possible to add. Also in this case, one or two or more of B i, M o, W, S n, S b, M g, C a, C e and C o in total are 0 in consideration of cost and magnetic property balance. 5% or less.
  • Steel containing the above components is melted by a converter in the same manner as ordinary electromagnetic steel sheet, made into a slab by continuous structure, and then manufactured by processes such as hot rolling, hot rolled sheet annealing, cold rolling, finish annealing, etc. Be done. Insulating film in addition to these processes There is no loss in the effects of the present invention through the formation of carbon or the decarburization process. In addition, there is no problem even if it is produced by processes such as production of thin ribbons by a rapid solidification method instead of ordinary processes, thin slabs which omit a hot rolling process, and continuous forging method.
  • the “processed structure” is distinguished from a “recrystallized structure” in which almost all of the steel sheet is occupied by a normal electromagnetic steel sheet. Generally, it refers to a structure in which the strain accumulated in the steel sheet due to cold rolling etc. is not sufficiently dissipated.
  • the structure deformed by cold rolling and containing a high density of dislocations has a low density of dislocations generated by high temperature holding in the annealing step (“Recrystallized structure
  • the recrystallization proceeds by being phagocytosed), but the region not being phagocytosed by this “recrystallized texture” is called “processed texture”.
  • this processed structure may have a low dislocation density due to so-called recovery during annealing, but it is not as low as recrystallized structure. It is in an uneven state with a “recrystallized structure”.
  • the “processed structure” can be obtained by further processing the recrystallized structure. In this case, uniform distortion remains in the structure as a whole.
  • the intended high strength can be achieved by utilizing this processed structure.
  • before-processing particle size the average grain size d of the steel plate immediately before the step of forming a machined structure which finally remains inside the steel plate, which is characteristic of the present invention.
  • this particle size is referred to as “before-processing particle size”.
  • the “grain size before processing” is coarsened to significantly improve the properties after processing, in particular, the strength-iron loss balance.
  • Before processing means that the hot-rolled sheet is cooled If the machined structure is left in the final product by stretching and suppressing recrystallization at the time of subsequent annealing, the grain size at the hot rolled sheet will be obtained.
  • the grain size after hot-rolled sheet annealing becomes the “prior to processing grain size”.
  • the grain size at the annealing sheet is obtained.
  • re-cooling is performed while leaving the machined structure in the annealing step after cold-rolling, it may be considered that the effect of re-cooling on rolling is substantially large, but it is formed by cold-rolling. Since the processed structure does not completely disappear, it is re-rolled and remains until after re-rolling, so the grain size before cold-rolling, that is, the hot-rolled sheet grain size in the ordinary process. Is the “prior to processing particle size”.
  • the “pre-processed particle size” d (am) is defined in a specific range in relation to the amount of Si and the amount of A 1. That is, by satisfying the following formula (1) or (2), and further (3) and (4), the excellent strength-iron loss balance characteristic of the present invention is achieved.
  • Equation (1) simply indicates the “pre-processing particle size” force that is coarser than a specific size.
  • the crystal grain size of a normal steel plate is controlled in the range of several meters to several hundreds of meters, but in order to obtain the effects of the present invention, it is necessary to set it to 20 ⁇ m or more. It is preferably 50 ⁇ or more, more preferably 10 0 i or more, further preferably 15 0 ⁇ m or more, still more preferably 2 0 0 11 1 or more, further preferably 2 5 0 / im or more.
  • the equation (2) is the one in which “the particle size before processing” in which the effects of the invention can be obtained is defined in relation to the amount of S ⁇ ⁇ ⁇ and the amount of A 1.
  • S i amount and A 1 The higher the amount of steel sheet, the better the balance between strength and iron loss, so the higher the Si and high A 1 materials, the smaller the grain size before processing, and the better the balance between strength and iron loss. .
  • d ((2 0 0-5 0 X S i%-5 0 XA 1%), d ((1 8 0-5 0 X S i%-5 0 X A 1%), and further, d ((1 5 0 — 50 XS i% — 50 XA 1%) may be used. On the other hand, it may be d 2 (2 2 0 -'5 0 XS i%).
  • Equations (3) and (4) give an indication of the upper limit of the particle size before processing.
  • the higher the Si content the more brittle the material.
  • the “pre-processed particle size” is excessively large, the material becomes more brittle and processing such as cold rolling becomes more difficult, which may require an upper limit.
  • This upper limit depends on the steel composition other than Si content and the heat history up to processing, as well as the processing method of the steel sheet and the intended characteristics.
  • the specific conditions for controlling the "before-processing grain size" in the above-mentioned range depend on the steel composition and the heat history until processing, it can not be limited to a specific range, but those skilled in the art having ordinary knowledge. If this is the case, it is not difficult to determine appropriate conditions by conducting several heat treatment tests on steel plates that have the components and heat history that correspond to the target steel plate. The point is to confirm the recrystallization and grain growth behavior of the steel sheet, and to control the heat history so as to achieve the target structure.
  • the steel component it is easy to coarsen if the purity is increased, and in particular, the reduction of C, N and P is effective.
  • coarsening of the hot-rolled sheet can be easily achieved by suppressing the transformation during hot-rolling by setting it to be ferritic single-phase steel.
  • the hot-rolling heating temperature rise, the hot-rolling finishing temperature rise, the hot-rolling finishing post-rolling reduction ratio reduction, the slow rolling after finish rolling, the high temperature removal, the high temperature length Temporally hot rolled sheet annealing etc. can be considered. Also, if you intend to use coarse-grained in a blunt plate ', high temperature long time annealing is easy, In hot rolling, precipitates may be coarsened by low-temperature slab heating, high-temperature winding, or high-temperature hot-rolled sheet annealing conditions to improve grain growth during annealing. Specifically, for example, it is preferable to set the annealing process immediately before forming the processed structure to any one of the following.
  • the intermediate annealing immediately before the final cold rolling should be performed at a temperature exceeding 8500C (preferably 8600C or higher) or 30 seconds. Do over time (preferably 35 seconds or more).
  • cold-rolled sheet annealing is performed at a temperature above 1 100 ° C (preferably 1 10 0 0 C or higher) or 30 seconds Do over time (preferably 35 seconds or more).
  • the coiling temperature of the hot rolling is carried out at a temperature above 700 ° C (preferably above 70 ° C).
  • the machined structure may remain on the steel plate immediately before the process of forming the machined structure finally remaining inside the steel plate.
  • r is 90% or more, and it is a completely recrystallized structure immediately before the step of forming an eroded structure, and the above (1.) to
  • the effect of the invention can be obtained by satisfying the above equation (5).
  • the grain size of the part is coarse, the effects of the present invention may appear even when the unrecrystallized part exceeds 50%.
  • the non-recrystallized portion is a fine crystal 'grain of 5 m in particle diameter, the average particle diameter is calculated. It is also possible to determine the effects of the invention by the equations (1) and (2), and this case is also included in the present invention.
  • the crystal grain size and the recrystallization rate shall be determined by the structure observation of the plate cross section by etching, which is usually performed by the structure observation of steel materials.
  • the grain size is obtained from the observed area per crystal grain, the diameter when the cross section of the grain is assumed to be a circle, and the recrystallization ratio is obtained from the area ratio of the non-recrystallized part in the observation area. Needless to say, the measurement needs to be performed on a well-averaged area without bias.
  • dislocation structure in the machined structure acts as a strong obstacle against dislocations that are intended to move due to external stress, and to the domain wall that is intended to move due to an external magnetic field. It is expected that this is because of the change to a structure that is less likely to act as an obstacle.
  • the steel plate targeted by the present invention has a tensile strength of 50 OMP a or more. If the steel plate has a tensile strength lower than this, it strengthens mainly with solid solution elements such as ordinary S i and Mn, and even if the steel plate is structurally completely occupied with a recrystallized structure, productivity It is possible to manufacture without deteriorating so much, and it is possible to obtain a material which is significantly superior in magnetic characteristics.
  • the present invention is mainly based on ordinary solid solution strengthening, and is limited to high strength materials which can not be manufactured without deteriorating productivity.
  • the steel according to the present invention has a machined structure, so that the yield stress is high if the strength is the same as that of the solid solution strengthened steel or the precipitation strengthened steel, and it exhibits more preferable characteristics in comparison with these conventional materials. . That is, the yield ratio is a relatively high value of about 0.7 to 1.0, and the material has a very strong correlation between yield stress and tensile strength. For this reason, the superiority of the steel of the present invention does not change at all even when it is evaluated by yield stress, and the effect of the invention is exhibited without any problem even in applications where yield stress is a problem such as cross talk.
  • This processed structure shall be 1% or more in area ratio in the cross-sectional structure observation of the steel sheet.
  • one side of the cross section is a steel plate rolling direction, and the other side is a steel plate thickness direction.
  • a method of making the structure appear by etching is not limited to the observation method in particular, as long as it is a method that can distinguish between a recrystallized structure and a processed structure. .
  • the area ratio of the machined structure is less than 1%, the effect of strengthening is small.
  • the processed structure is substantially 0%, it is a normal steel sheet itself, and controlling in the range of 0 to 1% makes the temperature control of annealing, etc. very strict although the effect of strengthening is small. It is necessary and not realistic.
  • control the area ratio of processed tissue to obtain the required level of strength it is preferably 5% or more, more preferably 10% or more, still more preferably 20% or more, still more preferably 30% or more, still more preferably 50% or more, still more preferably 70%. It is above. There is no problem at all even with a processed texture of 100% at which substantially no recrystallized structure is observed. In this case, a so-called full hard state in which no annealing is performed, or a state of a recovered structure before the start of recrystallization although annealing is performed.
  • the effects of the present invention can be obtained even if the processed texture is less than 95%, 90%, 85%, 80%, or even 75%.
  • the structure is adjusted according to the required strength and magnetic properties, but this adjustment is performed by the steel component, hot rolling history, cold rolling ratio, annealing temperature, annealing time, heating rate, cooling rate, etc. It is possible, and those skilled in the art can do without problems in a few trials.
  • it is also possible to form a machined structure by applying a strain by re-cooling or the like to a steel plate which is annealed to recrystallize the entire structure.
  • the strain is usually applied macroscopically uniformly, so the whole amount of the tissue becomes a processed tissue, which corresponds to 100% of the processed tissue.
  • the strength and magnetic properties are controlled by the amount of processing in consideration of the steel composition before welding, heat history, characteristics, etc. However, if it is a person skilled in the art, it should be carried out by several trials without any problems. Is possible.
  • the invention steel is a temperature that does not exceed the temperature, but by adding a suitable amount of, for example, Cu, Nb, etc., to obtain a fully recovered steel structure that does not recrystallize at all even at temperatures above about 900 ° C.
  • annealing at a temperature significantly different from that of a conventional magnetic steel sheet requires a drastic change in the furnace temperature, which not only causes a decrease in productivity, As mentioned above, the generation of combustion gas may cause problems with safety.
  • the lower limit of the annealing temperature to avoid these problems caused by the cryogenic annealing is about 400 ° C. or higher.
  • the target annealing time depends on the temperature, but at least about 5 seconds are required to have the effect of annealing.
  • the annealing time depends on the composition and the manufacturing history up to the heat treatment, but it can not be specified uniquely, but the standard is within 5 minutes if it is 8500C or less than 1 hour if it is 7500C. If it is 600 ° C, it is about 10 hours or less. As described above, these conditions of temperature and time are such that a person skilled in the art can find out conditions that can achieve the effect of the invention without any problems after several trials. It is to confirm the recrystallization behavior of the target steel plate.
  • the above processing is usually performed by cold rolling, but it is not necessary to stick to it if the amount of strain or change in material is within the definition of the present invention, warm rolling, or hot enough to prevent loss of the working structure.
  • this processing is carried out by cold rolling, it is easily estimated from the above ratio of crystal grain sizes as a standard of the rolling reduction, but it is about 10 to 70%.
  • the material in the case of further hardening the partially softened material in the annealing process by re-cooling, the material can be easily thinned, and the productivity of the extremely thin electromagnetic steel sheet, which has been a difficult manufacturing material, is also improved. . Since such an ultra-thin electrical steel sheet according to the present invention can suppress the eddy current loss particularly when used under a high frequency magnetic field, there is also a merit that it is effective for iron loss reduction.
  • an electromagnetic steel sheet so-called semi-processed electromagnetic steel sheet, which is shipped as a product by skin pass rolling of about 1 to 20% on a steel sheet subjected to recrystallization annealing as in one method of the present invention.
  • the present invention is essentially different from this steel plate and method, and basically it is not heat treated after being processed as a component of an electrical device. Even when heat treatment is performed by adhesion of steel plates, surface control, etc., the processed structure specified in the present invention does not disappear, and the material is limited to the one that is within the specification of the present invention. This is because if the processed structure is lost or deviated from the specified range of the present invention, the strength of the steel plate, which is necessary in a situation where it is used as an actual motor, is insufficient.
  • the standard of the temperature of this heat treatment is the same as the temperature condition in the above-described steel plate sintering and blunting process. The optimum conditions are in the co-operation of the person skilled in the art of producing steel sheet, or with or without co-operation. It is possible for manufacturers of equipment to find conditions that can receive the effects of the invention without any problems after several trials.
  • the effects of the “processed structure” described above can also be evaluated by the dislocation density in the “processed structure”.
  • the average dislocation density in the machined structure is 1 ⁇ 10 13 / m 2 or more, more preferably 3 ⁇ 10 13 / m 2 or more, still more preferably 1 ⁇ 10 14 Zm 2 or more, further preferably It is 3 ⁇ 10 14 / m 2 or more.
  • the dislocation density is measured by a transmission electron microscope or the like. In ordinary electromagnetic steel sheets in which the entire steel sheet is recrystallized, the average dislocation density is about 1 X 10 12 Z m 2 or less. It is assumed.
  • the processed structure has not been considered as a means of increasing the strength of the material as it significantly deteriorates the magnetic properties, and the increase in strength has been carried out by grain refinement, solution strengthening, precipitation strengthening, and the like.
  • the conventional means for strengthening can not but reach into the area of conditions that significantly degrade the magnetic properties. In this situation, if you look at the means to increase strength by utilizing the processed structure again, it seems that one can not say that it is not so disadvantageous.
  • dislocations form a relatively stable cell structure.
  • the cell size is usually about 1 / m or less in diameter and about 0.1 m, and the cell boundary is formed by dislocations, and the difference in crystal orientation between adjacent cells is small except for general. It has the same structure as grains, and it can be regarded as a kind of ultrafine grains, and it is thought that it is not a barrier to domain wall movement. In addition, such ultrafine crystal grains have high strength and ductility when processing is necessary, which is considered to be at a level where practical application is possible in consideration of the balance between strength and magnetism. .
  • steel having a worked structure in applications where it is used under a high frequency magnetic field in which the contribution of the eddy current loss particularly increases in the core loss, S i, n, A 1, C r, N
  • the addition of i, etc. is important, and has a great influence on dislocation behavior such as work-hardening behavior and recrystallization behavior. Therefore, development of dislocation-strengthened steel based on electromagnetic steel sheet is used in automobiles, containers, etc. All the so-called ordinary processing steels It has different meanings.
  • the solid solution Cu is contained separately from the conventionally known solid solution strengthening elements such as Si, and the deterioration of the magnetic properties or the manufacturability due to the addition of the conventional alloy elements is caused. It is also possible to obtain an electromagnetic steel sheet excellent in high frequency magnetic characteristics (hereinafter referred to as solid solution Cu strengthening). in this case,
  • the added Cu will be present as a solid solution Cu even in the final product, exerting an effect of suppressing eddy current loss that could not be considered conventionally, and good high frequency iron loss can be obtained.
  • the influence on the magnetic flux density deterioration can be kept relatively small.
  • Solid solution Cu strengthening is an effect independent of the above-mentioned processing strengthening, and can be carried out alone without processing strengthening.
  • C 0.60% or less
  • Si l. 5 to 6.
  • Mn 0.5 to 5 3.
  • P 0.30 % Or less
  • S or S e 0. .0 4 0% or less
  • a 1 2, 5 0% or less
  • C u 2. 0 to 3 0. 0%
  • N 0. 0 4 0 0% or less
  • Ti 1.
  • B not more than 0, B: not more than 0.10%, Ni: not more than 5.0%, Cr: not more than 5.0% One or more kinds of 'may be contained.
  • a synergistic strengthening effect can be obtained in combination with the effect of increasing the recrystallization temperature by solid solution Cu.
  • the steel plate strengthened with solid solution Cu has an iron loss W 1 Q / 4 QQ of 0.8 or less, 0.7 or less, 0, 6 or less, 0.5 or less, 0.4 or less, preferably 0.30 or less can be obtained.
  • the tensile strength is 2 compared with the comparison steel. .0 times or less.
  • the increase in strength may be significant depending on the element.
  • Solid solution Cu in high S i steel which is characteristic of u-strengthening steels, does not make the material hard. More preferably, it can be reduced to 1.7 times or less, more preferably 1.5 times or less. Since the strength increases even if the amount of solid solution Cu is increased, even if it is a solid solution Cu reinforced steel, it is not preferable that the increase in strength be as small as possible.
  • S i and C used as solid solution elements are used. Compared to r and so on, the rise in strength is small and it is characterized that embrittlement is also suppressed.
  • the temperature and time at which sufficient dissolution of C u occurs in balance with the C u content is sufficient to obtain the characteristic effects of the present invention.
  • the maximum ultimate temperature needs to be set to a temperature range where no austenite phase is generated. If the formation is small, the adverse effect on the properties is small, but preferably the annealing is performed in the complete ferritic phase. Since this temperature mainly depends on the steel composition, it is impossible to describe a specific temperature, but the above equation 1 is a guide and it is important to have knowledge of general metallurgy. Those skilled in the art can set an appropriate temperature range without any difficulty by the heat treatment and tissue observation experiments that are generally performed, or the thermodynamic calculation that has been significantly developed in recent years.
  • the cooling rate in the heat treatment process is also an important control factor.
  • the reason is that Cu sufficiently dissolved at high temperature holding is supersaturated during cooling, so depending on the cooling rate, it may precipitate as metal Cu phase, which may reduce the effect of the present invention. It is because there is.
  • the cooling condition after holding the preferable conditions in the temperature range of 800 ° C. or more for 5 seconds or more is cooled to 300 ° C. or less at the cooling rate of 40 ° C. Z seconds or more. It shall be.
  • the temperature is preferably 60 ° C./sec or more, more preferably 80 ° C. or more, still more preferably 100 ° C. Z seconds or more. Ru.
  • the cooling of the temperature range where the precipitation of the metal C u phase occurs is the cooling of the temperature range where the precipitation of the metal C u phase occurs, and the residence time force S of 700 to 400 ° C. becomes important.
  • the degree of supersaturation of Cu is small and precipitation is difficult to occur.
  • the diffusion of Cu is suppressed and precipitation is difficult to occur.
  • the time is 5 seconds or less, preferably 3 seconds or less, more preferably 2 seconds or less, precipitation of the metal CU phase is suppressed, and a sufficient amount of solid solution Cu to obtain the effects of the invention can be secured. it can.
  • the above-mentioned heat treatment is carried out at 350 to 700 ° C. for 10 seconds so that the Cu metal phase precipitates finely while recrystallization is suppressed.
  • Annealing may be performed within a range of ⁇ 360 minutes. Needless to say, long-term annealing at high temperatures causes the Cu metal phase to coarsen and the strengthening ability decreases. Care must be taken not to make the annealing time too long at high temperatures, and the lower the temperature, the longer the annealing can be.
  • the present invention is characterized in that the metal Cu phase does not exist in the steel material, but this can be identified and confirmed by a diffraction pattern such as an electron microscope or an attached X-ray analyzer. Of course other than chemical analysis etc. It is also possible to confirm by the method of In the present invention, a metal phase mainly composed of Cu and having a diameter of not less than 0.10 l O ⁇ m is targeted. The reason is that if it is too fine, less than 0, 0 0 5, it will be difficult to identify the metal Cu phase that is the object of the present invention even if it has the highest precision analytical equipment at present. It is for.
  • the present invention is intended to be limited to a magnetic steel sheet which contains a considerable amount of Cu and which is apparently hardened or has a large amount of metallic Cu phase formed by the considerable heat treatment described in the present invention. It goes without saying that the essential feature of the invention lies in the large amount of solid solution Cu.
  • the effects of the present invention can be applied to non-directional or directional electromagnetic steel sheets, regardless of the presence and the type of the surface film usually formed on the surface of the magnetic steel sheets, and because they do not depend on the manufacturing process.
  • the steel of the present invention can be provided with characteristics that are significantly different from those of steel plates with conventional recrystallized structures in the in-plane anisotropy of properties.
  • the magnetic flux density in the condition of full rolling in cold rolling, the characteristics of the 45 ° direction (D direction) from the rolling direction of the coil are the characteristics of the rolling direction (L direction) or the coil width direction (C direction). It is expensive.
  • Hot rolling of slab heating temperature 1 0 0 0 0 C, and hot-rolled sheet annealing is carried out The particle size was changed to 10, 100, 200; m. Each hot rolled sheet is cold rolled, then annealed without annealing, and annealed at 400 to 1000 ° C for 30 seconds, and the recrystallization rate and strength are different. Manufactured. With respect to these, the mechanical characteristics by the JIS 5 test piece and the iron loss W 10/400 by the SS T test of 55 mm square were evaluated. The average values of the mechanical properties and the magnetic properties were calculated using the following formula for the coil rolling direction, 45 ° direction, and the direction perpendicular thereto.
  • x. , X 45 , X 9 () are the characteristics of the coil rolling direction, 45 ° direction and its perpendicular direction.
  • a product sheet was manufactured from a 200 mm thick billet having the components in Table 1 under the manufacturing conditions shown in Table 2. Some of the materials were subjected to heat treatment (usual annealing) assuming heat treatment at the motor manufacturer. With respect to these, the characteristics were evaluated by the mechanical characteristics by JIS No. 5 test pieces, and by the iron's loss W 1 Q / 4 Q () by the SST test of 55 mm square and the magnetic flux density B 25 . The average values were obtained for the mechanical properties and the magnetic properties for the rolling direction, 45 ° direction and perpendicular direction of the coil according to the following formula.
  • the material produced under the conditions of the present invention is hard and has excellent magnetic properties. It is important to note that electrical steel sheets generally differ in characteristics by the amount of Si, as they are graded and sold by the amount of Si they contain. In addition, iron loss varies greatly depending on the plate thickness. The effect of the present invention is evaluated because the core loss is significantly reduced due to the difference in the content of Si compared to the material with low Si compared to the material with low Si, and iron loss is also reduced for thin plates. When making a difference between the amount of Si and the thickness, it is necessary to compare the amount of Si and the thickness with equal values.
  • the steels whose components are shown in Table 3 were made into slabs of 250 mm thickness, and product plates were manufactured under the conditions of Tables 3 and 4.
  • the magnetic flux density B 10 and the iron loss w 1 D / il Q () were measured by the SST test of 55 mm square. Magnetic property is the rolling direction of the coil, 45.
  • the average value for the direction and the direction perpendicular to it was determined by the following equation
  • ⁇ . , ⁇ 45 , ⁇ 9 Is the characteristics of the coil rolling direction, 45 ° direction and its perpendicular direction.
  • the samples manufactured under the conditions of the present invention have good rollability in the cold rolling process and excellent magnetic properties. It has been confirmed that the good core loss in the steel of the present invention is mainly due to the reduction of the eddy current loss.
  • the present invention it is possible to stably manufacture a hard, high-strength electromagnetic steel sheet having excellent magnetic properties. That is, since the target strength can be obtained even if the additive element used for solid solution strengthening and precipitation strengthening is relatively low in the present invention, cold ductility is improved and productivity of the cold rolling process is improved. At the same time, since the annealing within the normal operation range is possible, the workability of the annealing process is also improved. In addition, by performing re-cooling after annealing, it is also possible to easily produce ultra-thin materials, which were difficult to produce conventionally.
  • solid solution Cu it suppresses embrittlement and does not make cold ductility and the like a problem, and makes it a high alloy component with low eddy current loss, and stably manufactures an electromagnetic steel sheet with excellent high frequency magnetic characteristics. can do.

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Description

高強度電磁鋼板およびその製造方法
技術分野
本発明は、 高強度電磁鋼板、 特に高強度無方向性電磁鋼板に係わ り、 高速回転機用の低鉄損、 かつ高磁束密度で強度の高い磁性材料 明
および電磁開閉器用の耐摩耗性に優れた磁性材料とその製造方法に 関する。 田
背景技術 ·
従来、 口一夕一 （回転子） 用材料には積層された電磁鋼板が用い られてきたが、 最近、 高速回転や口一夕一径の大型化が要求される 用途では、 ロー夕一に加わる遠心力が、 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ー も多くなつており、 回転数はそれほど高くなく ともロー夕一の回転 中に口一夕一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 一 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 M n， N i , Μ ο' , 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 o， 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。 特開 2 0 0 5 — 1 1 3 1 8 5号公報、 特開 2 0 0 6 — 0 7 0 3 4 8号公報には、 加工組織を残存させて強度を得る無方向性 電磁鋼板が、 さらに特開 2 0 0 6— 0 0 9 0 4 8号公報、 特開 2 0 0 6 - 0 7 0 2 9 6'号公報には、 それに加えて N b等を固溶させる ことにより再結晶を抑制させた無方向性電磁鋼板が開示されている 。 しかし、 これらは加工組織形成前の結晶粒径について特に注意を 払っていないため、 安定した鉄損が得られないという問題がある。
また、 C uを多量に含有させた電磁鋼板に関する技術が特開 2 0 0 4 - 8 4 0 5 3号公報、 特開 2 0 0 4— 9 9 9 2 6号公報で開示 しているが、 鋼中に析出した C u相が原因となり、 渦電流損の低減 は十分とは言えず、 高周波特性が問題となる用途への適用には改善 の余地があった。 発明の開示
上述したように、 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。 本発明者は先に鋼板中に加工組織を残存させた高強 度電磁鋼板について特願 2 0 0 3 〜 3 4 7 0 8 4号で特許出願を行 つた。
この技術は結晶組織中に加工組織を残存させても、 磁気特性はそ れほど劣化するものではなく、 強度の上昇効果を考慮すれば、 従来 の固溶元素や析出物で強化した材料に見劣りするものではないばか りか、 生産性や磁気特性、 特に磁束密度の板面内異方性を考慮すれ ば、 非常に有用な技術であるこ'とに基づいてなされたものである。 しかし、 加工組織を有する電磁鋼板については、 磁気特性と機械的 特性のバランスを如何にして向上させるかに関して、 明確なメタラ ジ一は確立されておらず、 この点でこの技術が最適なものであると の確証は得られていない。
本発明者は、 この点を解明にするため、 特に圧延前の組織の影響 に関して詳細な実験'を行い、 加工組織を有する電磁鋼板において、 磁気特性と機械的特性の両立を図るに最適な領域があることを知見 し、 さらに生産性、 特に鋼帯の通板性をも考慮して、 工業的に最適 な範囲を設定することに成功した。
本発明は、 抗張力 （T S ) が例えば 5 0 0 M P a以上の高強度で 、 耐摩耗性を有するとともに、 特に高速で回転するモー夕一など高 い周波数の磁場下で使用される際に、 磁束密度 （B 50) や鉄損など 優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 間圧延性や焼鈍作業性など通常の電磁鋼板と変わることなく、 安定 してオンラインで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、 その要旨は以下のとおりであ る。
( 1 ) 質量％で、 C : 0. 0 6 0 %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 1 : 2. 5 0 %以下、 N : 0. 0 4 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、 鋼板内部 に加工組織が残存する高強度電磁鋼板の製造方法において、 最終的 に鋼板内部に残存する加工組織を形成する工程の直前における鋼板 の平均結晶粒径 dを 2 0 m以上とすることを特徴とする高強度電 磁鋼板の製造方法。
( 2 ) 質量％で、 C : 0. 0 6 0 %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、 N : 0. 0 4 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、 鋼板内部 に加工組織が残存する高強度電磁鋼板の製造方法において、 最終的 に鋼板内部に残存する加工組織を形成する工程の直前における鋼板 の平均結晶粒径 d ( m) を、
d≥ ( 2 2 0 - 5 0 X S i % - 5 0 XA l %)
とすることを特徴とする高強度電磁鋼板の製造方法。
( 3 ) 最終的に鋼板内部に残存する加工組織を形成する工程の直 前における鋼板の平均結晶粒径 d ( m) を、
d≤ ( 4 0 0 — 5 0 X S i %) 、 かつ、
d≤ ( 8 2 0— 2 0 0 X S i %) 、
とすることを特徴とする '（ 1 ) または （ 2 ) に記載の高強度電磁鋼 板の製造方法。
( 4 ) 最終的に鋼板内部に残存する加工組織を形成する工程直前 の鋼板の再結晶率を 5 0 %以上とすることを特徴とする （ 1 ) 〜 （ 3 ) のいずれかの項に記載の高強度電磁鋼板の製造方法。
( 5 ) 鋼成分が質量％で、 さらに、 C u : 0. 0 0 1〜 3 0. 0 %、 N b : 0. 0 3〜 8. 0 %の一種以上を含有することを特徴と する （ 1 ) 〜 （ 4 ) のいずれかの項に記載の高強度電磁鋼板の製造 方法。
( 6 ) 鋼成分が質量％で、 さらに、 T i ： 1. 0 %以下、 V ： 1 . 0 %以下、 Z r : l . 0 %以下、 B : 0. 0 1 0 %以下、 N i ： 1 5. 0 %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 ) 〜 （ 5 ) のいずれかの項に記載の高 強度電磁鋼板の製造方法。
( 7 ) 鋼成分が質量％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 ) 〜 （ 6 ) のいずれかの 項に記載の高強度電磁鋼板の製造方法。
( 8 ) 前記鋼板内部に存在する加工組織が、 断面観察における面 積率で 1 %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の製造方法。 ·
( 9 ) 前記鋼板内部の加工組織における平均転位密度が 1 X 1 0 1 3 /m2以上であることを特徴とする （ 1 ) 〜 （ 8 ) のいずれか の項に記載の高強度電磁鋼板の製造方法。
(ュ 0 ) 室温から 1 1 5 0 °Cの温度域においてフェライ ト単相で あるか、 または質量％で、
9 8 0 - 4 0 0 X C + 5 0 X S i - 3 0 XM n + 4 0 0 X P + 1 0 0 XA 1 — 2 0 X C u— 1 5 X N i - 1 0 X C r > 9 0 0
を満たすことを特徴とする （ 1 ) に記載の高強度電磁鋼板。
( 1 1 ) 4 5 0 3 0分の熱処理にょり引張強度が 1 0 0 ^^ 3 以上上昇することを特徴とする前記 （ 1 0 ) に記載の磁気特性の著 しく優れた高強度電磁鋼板。
( 1 2 ) 前記 （ 1 1 ) に記載の鋼板を製造する過程において、 冷 延以降の最終熱処理を、 8 0 0 °C以上の温度域で 5秒以上保持し、 かつ、 この熱処理における最高到達温度においても鋼材内にォ一ス テナイ ト相が生成しないような熱処理とすることを特徴とする高強 度電磁鋼板の製造方法。
( 1 3 ) 前記 （ 1 0 ) に記載の鋼板を製造する過程において、 8 0 0 °C以上の温度域で 5秒以上保持した後の冷却工程を、 4 0 °CZ 秒以上の冷却速度で 3 0 0 °C以下まで冷却するものとすることを特 徴とする高強度電磁鋼板の製造方法。
( 1 ) 前記冷却工程において、 7 0 0〜 4 0 0 °Cの滞在時間を 5秒以下とすることを特徴とす'る （ 1 0 ) 記載の高強度電磁鋼板の 製造方法 図面の簡単な説明
図 1は、 加工前粒径に依存する強度一鉄損バランスを示す図であ る。 発明を実施するための最良の形態
本発明者らは、 前記目的を達成すべく種々実験し検討を重ねてき た。. 即ち本発明は、 C ： 0. 0 6 0 %以下、 S i ： 0. 5〜 6. 5 %、 Mn : 0. 0 5〜 3. 0 %、 P ： 0. 3 0 %以下、 Sまたは S e ： 0. 0 4 0 %以下、 A 1 : 2. 5 0 %以下、 N : 0. 0 4 0 % 以下を含有する鋼板であって、 さらに必要に応じ、 C u : 0. 0 0 1〜 3 0. 0 %、 または N b : 0. 0 5〜 8. 0 %のいずれか一種 以上を含有した鋼材において、 （ 1 ) 鋼板組織に加工組織を存在さ せ転位強化により高強度化を図る、 （ 2 ) 最終的に鋼板内に残存す る加工組織を形成する直前の結晶組織を粗大化させる、 （ 3 ) 上記 の結晶組織を S i 量との観点で制限することで通板性を向上させる 、 ことにより、 電磁鋼板内に加工組織を残存 · 生成させた鋼板にお いて、 作業性などのトラブルを起こすことなく高生産性にて強度一 磁気特性のバランスを向上させ得るものである。
[成分組成]
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 0 %以下とする。 一方、 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 } 等の方位の発達を促進する効果もある。 また、 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、 また N b含有鋼の場合には N b Cにより再 結晶を遅延させる効果も有することから、 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。
Cによる上述のような効果が特に重要視されない場合には、 ある いは、 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 Cを減じることも可能である。 含有量 を 0. 0 1 0 %程度以下まで低減する場合には製造コス 卜の観点か 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 ある。 特に 0. 0 0 2 0 %以下とすれば鉄損低減の効果が著しく、 高強度化のために炭化物等の非金属析出物を必須としない本発明鋼 においては 0. 0 0 1 5 %以下としても高強度化が可能であり、 さ らに 0. 0 0 1 0 %以下としても十分な高強度化が可能である。
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。 好ましくは 1. 0 %以上、 さらに好ましくは 1. 5 % 以上、 さらに好ましくは 2. 0 %以上、 さらに好ましくは 2. 5 % 以上とする。 一般に高周波磁場下で用いられる場合には渦電流によ る損失が大きくなるが、 加工組織を含有する本発明鋼においても特 にこの渦電流損失を抑制するため、 S i含有量を高めることが有効 である。 ただし 6. 5 %を超えると鋼を著しく脆化させ、 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 4 : 0 % 以下とする。 最適な S i量範囲は、 後述のように、 本発明の重要な 要因である、 最終的に鋼板内に'残存する加工組織を形成する直前の 結晶組織も考慮して決定されるものである。 この結晶組織にもよる が、 脆化の懸念を小さくするには 3. 7 %以下が好ましく、 3. 2 %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。 さらには、 2. 0 %未満、 1. 5 %未満、 1. 0 %未満とすることも可能である。
なお、 後述の固溶' C uを利用する場合には、 S i は高温でのォー ステナイ ト相生成を抑制し、 高温でもフェライ ト相を安定とし、 固 溶 C uによる渦電流損低減効果を顕著にするのに有効であるが、 添 加量が 1. 5 %未満ではその効果が小さい。 特に、 低 S i鋼におい ては、 固溶 C uによる渦電流損の低減効果が弱くなる傾向があるた め、 好ましくは 2. 1 %以上、 さらに好ましくは 2. 6 %以上 S i を含有する。
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加工組織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渦電流損失を低減させることで鉄 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 せるばかりでなく、 高温でのオーステナイ ト相の生成を助長するの で、 0. 0 5〜 3. 0 %とする好ましくは 0. 5 %〜 2. 5 %、 好 ましくは 0. 5 %〜 2. 0 %、 さらに好ましくは 0. 8 %〜 1. 2 %である。 .
Pは抗張力を高める効果の著しい元素で、 高温でのフェライ ト相 安定化に寄与するが、 上記の M nと同様、 本発明鋼ではあえて添加 する必要はない。 0. 3 %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 。 好ましくは 0. 2 0 %以下、 さらに好ましくは 0. 1 5 %以下で ある。 · Sは本発明鋼で必要に応じ添加する C uと結合し易く、 C u添加 の目的として重要となる 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 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る 。 特に鉄損の管理値が厳格な場合、 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。 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 N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 %以下とし、 2. 0 %未 満、 1. 8 %未満も可能とする。
なお、 固溶 C uを強化元素として利用する場合は、 これらの脱酸 、 窒化物形成の観点よりも、 固溶 A 1 として、 高温でのフェライ 卜 相安定化および電気抵抗増大による渦電流損抑制のため積極的に添 加する。 また、 固溶 C uによる渦電流損の顕著な低減効果を促進す る効果も有しており、 S i と同様に、 積極的に添加することが好ま しい好ましくは 0. 3 %以上、 さらに好ましくは 0. 6 %以上、 さ らに好ましくは 1. 1 %以上、 さらに好ましくは 1. 6 %以上、 さ らに好ましくは 2. 1 %以上とする。 し力 し、 2. 5 0 %を超える と铸造性および脆化が問題になるため、 2. 5 0 %以下とする。
Nは Cと同様、 磁気特性を劣'化させるので 0. 0 4 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、 また N b含有鋼の場合には N b Nにより 再結晶を遅延させる効果も有する他に、 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 6 1〜 0. 0 2 0 0 %、 さらに好ましくは 0 . 0 0 7 ；!〜 0. 0 1 8 1 %、 さらに好ましくは 0. 0 0 8 1〜 0 . 0 1 5 1 %でぁる。 八 1 が 0. 0 1 0 %程度以上の場合には多量 の Nを含有させることで微細な A 1 Nを形成し再結晶遅延効果を高 めることが可能であるが、 再結晶遅延の効率が悪く、 また磁気特性 への悪影響も比較的大きいため、 あえて添加する必要はない。 A 1 脱酸鋼においては Nは 0. 0 0 4 0 %以下とすべきで、 窒化物によ る強度上昇や再結晶遅延効果を期待しない場合は N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。
C uは本発明では必要に応じて含有される。 C uは、 固溶 C uと して存在することにより鋼板の再結晶温度を上昇させ、 鋼板の再結 晶を遅延させる効果がある。 本発明の加工強化においては、 0. 0 0 1 %程度からそのような効果が現れ、 不純物の量によっては特に 積極的に C uを添加しなくても C uによるこの効果を得ることがで きる力 、 好ましくは C uを 0. 0 0 2 %以上、 0. 0 0 3 %以上、 0. 0 0 5 %以上、 0. 0 0 7 %以上、 0. 0 1 %以上、 0. 0 2 %以上、 0. 0 3 %以上、 0. 0 4 %以上、 0. 0 5 %以上、 さら には 0. 1 %以上、 0. 5 %以上、 1 , 0 %以上、 2. 0 %以上含 有されると一層効果が現れる。 'C uの含有量が低いと再結晶遅延効 果が小さくなるとともに、 再結晶遅延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 くなることもある。 一方、 C uの含有量が過度に高いと磁気特性へ の影響が大きくなり、 特に鉄損の上昇が著しくなることもあるので 、 この観点からの上限は 8 . 0 %、 特に好ましくは 5 . 5 %以下が よい。 添加コス トの観点からは、 0 . 1 %未満、 さらには 0 . 0 1 未満とすることも可能である。
従来鋼ではこのような低 C u域においては C uの影響はほとんど 見られないが、 本発明鋼においてはこのような少量の C uでも耐カ 一鉄損バランス向上に好ましい効果が現れる。 このメカニズムは明 らかではないが、 次のようなことが考えられる。 本発明鋼のように 鋼中に存在する高密度の転位は、 強度確保のため必要とは言え、 少 なからず鉄損を上昇させている。 耐カ上昇については鋼中に残存さ せた転位と鋼板を変形した際に新たに導入される転位との相互作用 、 または鋼中に残存させた転位の活動のしゃすさと関連しており、 相互作用が強いほど、 または既存の転位が活動しにくいほど耐カが 上昇する。 一方、 鉄損は、 鋼中に残存させた転位と磁場を付加した 際に移動する磁壁との相互作用と関連しており、 この相互作用が小 さいほど鉄損上昇が抑えられる。 結果として、 転位との相互作用は 大きく （または残存した転位自身は活動しにく く） 、 磁壁との相互 作用は小さい転位を多く残存させれば、 耐カ一鉄損バランスが向上 する。 このような相互作用の大小は基本的には転位の回りの応力場 (結晶格子の歪み） が関係していると考え'られ、 少量の C uは、 残 存している転位の回りに偏析し耐カー鉄損バランス向上に最適な応 力場を形成する、 または、 残存する転位を形成させる過程で好まし い転位を選択的に増殖させる、 または焼鈍過程で好ましい転位を選 択的に残存させていると考えられる。 どの段階で少量 C uの効果が 発揮されるかは不明ではあるが、 C uと F e との原子半径の差に起 因する応力場の変化を一因とすると説明が可能である。
一方、 本発明者は、 すでに電磁鋼板中に C uを主体とする金属相 (以降、 本明細書では 「C u金属相」 と記述） を形成し高強度化を 図る技術を出願しているが、 C u金属相に関してはこの出願との組 合わせを行う ことは本発明の効果を何ら損なうものではない。 特に 限定するものではないが、 本発明鋼中に存在させる C u金属相また は N b析出物の直径は 0. 2 0 m以下程度が好ましい。 これを超 えると再結晶遅延の効率が低下し、，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りやすい。 また同様に特に限 定するものではないが、 C u金属相または N b析出物の数密度は、 C u , N bや C含有量と析出相のサイズとの関係により取り うる範 囲に制限があり、 2 0個 Z m3以上程度が好ましい。 この効果は 、 上述の C u濃度範囲で達成される。
さらに、 後述の固溶 C uを強化元素として利用する場合には、 良 好な高周波特性を発現させるための範囲として C uを 2. 0〜 3 0 . 0 %とすることもできる。 C uの含有量が低いと渦電流損低減効 果が小さくなる。 一方、 C uの含有量があまりに高いと C uを主体 とする金属相の生成を抑えることが困難になり、 渦電流損低減効果 が小さくなるばかりでなく、 比較的粗大な C u金属相が生成した場 合、 ヒステリシス損を大幅に上昇させると共に、 熱延時の鋼板の割 れ、 疵がひどくなる懸念もある。
従って、 この場合の C uの含有量は、 好ましくは 2. 1 %以上、 さらに好ましくは 2. 6 %以上、 さらに好ましくは 3. 1 %以上、 さらに好ましくは 3. 6 %以上、 さらに好ましくは 4. 1 %以上、 さらに好ましくは 4. 6 %以上である。 上限は、 C uそのものの添 加コス トや、 C uに起因する熱延時の表面疵 （C uへげ） の抑制を 目的とし添加する N i の添加コス トも考えると、 好ましくは 2 0. 0 %、 さらに好ましくは 1 5. 0 %、 さらに好ましくは 1 2. 0 % 、 さらに好ましくは 1 0. 0 %である。 なお、 この場合のように高 S i鋼において添加される C uは固溶状態であれば、 S iや A 1 の ように、 鋼を脆化させ冷延性を劣化させることはなく、 むしろ、 S i等による脆化を抑'制する好ましい作用も有し、 また、 後述の C r のように磁束密度を大幅に劣化させることもなく、 比較的多量に含 有させても害は小さレ
N bは、 本発明では必要に応じて添加される。 含有 C、 N、 S量 にもよるが、 鋼板中で炭化物、 窒化物または硫化物等の微細な析出 物を多量に形成し、 鉄損を顕著に劣化させるとともに、 冷延 ， 焼鈍 後の { 1 1 1 } 集合組織の発達を促進し磁束密度を低下させるため 、 本発明鋼ではあえて添加する必要はない。 このため上限を N bは 8 %以下、 好ましくは 0. 0 2 %以下、 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。
ただし、 N bの主として炭 ' 窒化物 （以降、 本明細書では 「N b 析出物」 と記述） は、 鋼板の再結晶を遅延させる作用があるため、 本発明において積極的に活用することもできる。 また微細な N b析 出物により磁気特性に悪影響を及ぼさない範囲で高強度化を図る効 果も有する。 さらには、 固溶 N bとして強化に活用することも可能 である。 この範囲としては、 0. 0 5〜 8. 0 %に限定する。 好ま しくは 0. 0 8〜 2. 0 %である。
その他、 従来技術における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、 あえて添加する必 要はない。 積極的に添加する場'合には再結晶遅延効果、 高強度化効 果、 コス ト上昇と磁気特性劣化との兼ね合いから、 T i 、 Z r、 V 、 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、 T i ： 1 · 0 %以下、 Z r ： 1. 0 %以下、 V ： 1. 0 %以下 、 B : 0. 0 1 0 %以下、 N i : 1 5. 0 %以下、 C r : 1 5. 0 %以下程度とする。
T i 、 Z rおよび V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、 高強度化に効果を有する元素ではあるが、 N bに比較するとその効果は小さい割に、 鉄損を劣化させる傾向が 強い。 また冷延後の焼鈍工程において部分再結晶組織とする場合に は、 磁束密度向上には不利な { 1 1 1 } 方位への集積を促進する効 果が強いため、 本発明鋼ではむしろ有害な元素ともなり うる。 この ため、 析出物による強化を意図しない場合は、 それぞれ 1. 0 %ま たはそれ未満とすることが好ましい。 より好ましくは 0. 5 0 %以 下、 さらに好ましくは 0. 3 0 %以下で、 さらに好ましくは 0. 0 1 0 %以下、 さらには 0. 0 0 5 0 %以下とすることで良好な鉄損 を得ることが可能となる。
なお、 N b、 Z r、 T i 、 V等の炭化物、 窒化物、 硫化物形成元 素は、 上記のようにそれらの析出効果を併用しない限りは、 本発明 においては析出させない方がよく、 N b + Z r + T i + Vは 0. 1 %未満、 好ましく 0. 0 8 %未満、 より好ましくは 0. 0 0 2〜 0 . 0 5 %とする。
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による再結晶温度への影響により再結晶 を遅延させる目的で 0. 0 0 0 2 %以上添加する。 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 i も 0. 0 0 1 %程度から再結晶温度を上昇させる効果が認め られ、 0. 0 1 %あるいはそれ未満の濃度の含有でもある程度、 転 位を固定する効果があるが、 好ましくは、 0. 0 5 %、 0. 1 %、 0. 5 %、 1. 0 %、 2. 0 %、 さらには 3. 0 %程度あると、 そ の効果がより発揮される。 N i はまた、 本発明鋼で必要に応じ含有 される元素である 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、 磁 束密度向上効果も有し、 さらに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 の防止を目的として N i を用いる場合、 C u量の 1 / 8から 1 / 2 程度を目安として添加する。
後述のように固溶 C uを活用し高強度化する場合は、 N i を複合 して含有させることにより、 従来には見られない著しく顕著な渦電 流損低減の効果を発揮する。 この原因は明確ではないが、 固溶 C u と固溶 N i の F e結晶格子上での占有位置による影響や、 何らかの N i 、 C uと関連した規則格子の形成が予想される。
さらに、 N i は耐食性の向上にも有効であるカ^ 添加コス トゃ磁 気特性への悪影響を考え上限を 1 5 %、 さらには 1 0 %、 好ましく は上限を 5. 0 %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 トや磁気特性への悪影響を考え 上限を 1 5. 0 %とすることが好ましい。
特に、 後述のように固溶 C uを利用する場合は、 これらの役割は C u (あるいは、 N i といった他元素） で十分に発揮されているた め、 この目的ではあえて添加する必要はない。 固溶 C uを利用する 場合は、 C rはむしろ、 高温でのフェライ ト相の安定性を制御する ため添加するが、 添加による磁束密度の低下が著しく、 むしろ有害 な元素となり うる。 また、 固溶 C uによる渦電流損の低減効果は、 低 C r鋼で顕著に表れるため、 何らかの必要性がなければ、 C rは 添加しないことが好ましい。 この理由は明確ではないが、 固溶 C u 効果は、 上述の S i 、 A 1 や N i に加え、 C r も含めた他の元素と の相互作用的な現象により、 顕著になっているものと考えられる。 この観点からは、 添加コス トも考え C rの上限を 1 5 %、 好ましく は 8. 0 % , さらに好ましくは 4. 9 %、 さらに好ましくは 2. 9 %、 さらに好ましくは 1 . 9 %、 さらに好ましくは 0. 9 %、 さら に好ましくは 0. 4 %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、 公知の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。 また、 量は少なく とも微細な炭化物、 硫化物、 窒化物、 酸化物等を形成し、 少なから ざる再結晶遅延効果や高強度化効果を示す元素もあるが、 これらの 微細な析出物は磁気特性への悪影響も大きく、 また本発明鋼では残 留させた加工 ， 回復組織により十分な再結晶遅延効果が得られるた め、 これらの元素をあえて添加する必要もない。
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、 本明細書で記述していない様々 な目的で 0. 0 1 %程度以上に添加することも可能である。 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， C oの 1種または 2種以上を合計で 0. 5 %以下とする。
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、 連続鍀造でスラブとされ、 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。
[加工組織]
本発明では、 本発明で 「加工組織」 と呼ぶ特別な組織を鋼板内に 形成することが必要である。 本発明における 「加工組織」 とは、 通 常の電磁鋼板で鋼板のほぼ全量を占めている 「再結晶組織」 と区別 したものである。 一般的には冷延加工等により鋼板内に蓄積された 歪が十分に消失していない組織を指す。 より具体的には、 冷延した 鋼板を焼鈍する過程において、 冷延で変形され高密度の転位を含有 した組織が、 焼鈍工程での高温保持により発生する転位密度が低い 組織 （ 「再結晶組織」 ） に蚕食されることで再結晶が進行するが、 この 「再結晶組織」 に蚕食されていない領域を 「加工組織」 とする 。 この加工組織は、 一般には焼鈍中にいわゆる回復等により転位密 度は低くなっている場合もあるが、 再結晶組織ほどには低くなって おらず、 歪の分布としては 「加工組織」 と 「再結晶組織」 で不均一 な状況となっている。 また、 「加工組織」 は、 再結晶組織をさらに 加工することでも得ることができる。 この場合は全体的に見れば組 織に均一な歪が残存した状態となる。 本発明ではこの加工組織を活 用することで目的とする高強度化を図るものである。
[加工前粒径]
次に本発明の特徴的である、 最終的に鋼板内部に残存する加工組 織を形成する工程直前の鋼板の平均結晶粒径 dについて説明する。 以下、 この粒径を 「加工前粒径」 と記述する。 本発明では基本的に 「加工前粒径」 を粗大化させることで、 加工後の特性、 特に強度一 鉄損バランスを大幅に改善させる。 「加工前粒径」 は、 熱延板を冷 延し、 その後の焼鈍時の再結晶を抑制することで、 最終的な製品に 加工組織を残存させる場合には、 熱延板時点での粒径となる。 この 時、 電磁鋼板で一般的に行われる熱延板焼鈍を施していれば、 熱延 板焼鈍後の粒径が 「加工前粒径」 となる。 また、 冷延後、 再結晶し た鋼板を再冷延して、 最終的な製品に加工組織を残存させる場合に は、 焼鈍板時点での粒径となる。 さらに、 例えば冷延後、 焼鈍工程 において加工組織を残存させたまま再冷延を行う場合は、 実質的に 再冷延での加工の影響が大きい場合も考えられるが、 冷延で形成さ れた加工組織が完全には消失することなく、 再冷延加工を受けて再 冷延後まで残存するものであるから、 冷延前の粒径、 すなわち通常 の工程であれば熱延板粒径が 「加工前粒径」 となる。
本発明ではこの 「加工前粒径」 d ( a m) を S i量および A 1 量 との関係で特定範囲に規定する。 すなわち、 以下の式 （ 1 ) もしく は （ 2 ) 、 さらに （ 3 ) と （ 4) を満たすことで、 本発明の特徴で ある優れた強度一鉄損バランスが達成される。
ά≥ 2 0 Πΐ · · · ( 1 )
d≥ ( 2 2 0 - 5 0 X S i % - 5 0 XA l ) · · ' ( 2 ) d≤ ( 4 0 0 - 5 0 X S i %) · · · ( 3 ) 力、つ、
d≤ ( 8 2 0 - 2 0 0 X S i %) · · · ( 4 )
式 （ 1 ) は単純に 「加工前粒径」 力 特定の大きさより粗大な場 合を示す。 通常の鋼板の結晶粒径は数 mから数 1 0 0 m程度の 範囲で制御されるが、 本発明の効果を得るには 2 0 ^ m以上とする 必要がある。 好ましくは 5 0 μιη以上、 さらに好ましくは 1 0 O i m以上、 さらに好ましくは 1 5 O ^ m以上、 さらに好ましくは 2 0 0 111以上、 さらに好ましくは 2 5 0 /i m以上である。
式 （ 2 ) は発明の効果が得られる 「加工前粒径」 を S ί量および A 1 量との関係で規定したもの'である。 一般的に S i 量および A 1 量が高い鋼板ほど、 強度一鉄損バランスは向上するため、 高 S i お よび高 A 1 材ほど 「加工前粒径」 が小さくても、 良好な強度一鉄損 バランスを得やすいためである。 d≥ ( 2 0 0 - 5 0 X S i % - 5 0 X A 1 % ) 、 d≥ ( 1 8 0 - 5 0 X S i % - 5 0 X A 1 % ) 、 さ らには d≥ ( 1 5 0 — 5 0 X S i %— 5 0 XA 1 %) でもよい。 一 方、 d≥ ( 2 2 0 -'5 0 X S i % ) でもよい。
式 （ 3 ) および （ 4 ) 式は 「加工前粒径」 の上限の目安を与える ものである。 一般に高 S i材ほど材料が脆くなるが、 「加工前粒径 」 が過度に粗大な場合、 さらに脆くなり、 冷延等の加工が困難にな るため、 上限が必要な場合が生ずる。 この上限は S i量以外の鋼成 分や加工までの熱履歴に加え、 鋼板の加工方法や狙いとする特性等 にも依存するものである。
「加工前粒径」 を上述の範囲に制御する具体的な条件は、 鋼成分 や加工までの熱履歴にも依存するため、 特定範囲に限定することは できないが、 通常の知識を有する当業者であれば、 目的とする鋼板 に相当する成分および熱履歴である鋼板対し、 数度の熱処理試験を 行うことで、 適当な条件を決定することは困難なものではない。 要 は、 その鋼板の再結晶および粒成長挙動を確認し、 狙いとする組織 になるように熱履歴を制御するだけのものである。
鋼成分としては、 純度を上げたほうが粗粒化しやすく、 特に C、 N、 Pの低減は効果的である。 また、 成分的にフェライ ト単相鋼と なるようにし、 熱延中の変態を抑止することで熱延板の粗粒化が達 成しやすくなる。
さらに、 熱延板での粗粒化を指向するには、 熱延加熱温度上昇、 熱延仕上げ温度上昇、 熱延仕上げ後段圧下'率低減、 仕上圧延後緩冷 却、 高温卷取、 高温長時間熱延板焼鈍などが考えられる。 また、 焼 鈍版での粗粒化を指向するなら'、 高温長時間焼鈍が簡便であるが、 熱延において低温スラブ加熱や高温巻取、 高温熱延板焼鈍条件によ り析出物を粗大化させ、 焼鈍時の粒成長性を向上させてもよい。 具 体的には、 例えば、 加工組織形成直前の焼鈍工程を以下のいずれか のようにすることが好ましい。
( 1 ) 中間焼鈍をはさむ二回以上の冷延を行う場合、 最終冷延直前 の中間焼鈍を 8 5 0 °Cを越える温度 （好ましくは 8 6 0 °C以上） 、 または、 3 0秒を超える時間 （好ましくは 3 5秒以上） 行う。
( 2 ) 冷延は 1回のみの場合で熱延板焼鈍を行う場合、 熱延板焼鈍 を 1 1 0 0 °Cを超える温度 （好ましくは 1 1 1 0 °C以上） または 3 0秒を超える時間 （好ましくは 3 5秒以上） 行う。
( 3 ) 上記 （ 1 ) でも （ 2 ) でもない場合、 熱延の巻取温度を 7 0 0 °Cを超えた温度 （好ましくは 7 1 0 °C以上） で行う。
[加工前組織中の再結晶率]
なお、 条件によっては、 最終的に鋼板内部に残存する加工組織を 形成する工程直前の鋼板に、 加工組織が残存する場合がある。 この ような場合に、 本発明の効果を得るには、 加工組織を形成する工程 直前の加工組織をできるだけ残存させないことが好ましく、 加工組 織を形成する工程直前の再結晶率 r を、
r ≥ 5 0 % · · · ( 5 )
とするのが好ましい。 さらに好ましくは rが 9 0 %以上であり、 加 ェ組織を形成する工程直前は完全再結晶組織で、 かつ上の （ 1. ) 〜
( ) 式を満たすことが好ましいことは言うまでもない。 また、 加 ェ組織を形成する工程直前の組織に部分的に未再結晶領域が残存す る場合は、 上の （ 5 ) 式を満たすことで発明の効果を得ることがで きるが、 再結晶部の粒径が粗大な場合、 未'再結晶部が 5 0 %を超え る場合でも、 本発明の効果が現れる場合もある。 この時は、 未再結 晶部が粒径 5 mの微細な結晶'粒であると仮定して、 平均粒径を求 めることで、 （ 1 ) 、 （ 2 ) 式で発明の効果を判定することも可能 で、 この場合も本発明に含まれるものとする。
[加工前粒径の測定方法]
なお、 結晶粒径および再結晶率は、 通常、 鉄鋼材料の組織観察で 行われる、 エッチングによる板断面の組織観察により求めるものと する。 粒径は観察される結晶粒 1個あたりの面積から、 粒の断面積 を円と仮定した場合の直径、 また再結晶率は観察面積中の未再結晶 部の面積率から求めるものである。 言うまでもないが、 測定は偏り のない十分に平均的な領域について行われる必要がある。
[加工前粒径の効果]
「加工前粒径」 の効果についてのメカニズムは明確ではないが、 転位構造の変化、 集合組織の変化、 さらには加工前の集合組織の差 による加工後の転位構造の変化、 等の影響が考えられる。 詳細は不 明であるが、 最終的には加工組織中の転位構造が、 外部応力により 移動しょうとする転位に対しては強力な障害物として作用し、 かつ 外部磁場により移動しょうとする磁壁に対しては障害物として作用 しにくいような構造に変化するためであると予想される。
[引張強度]
本発明が対象とする鋼板は 5 0 O M P a以上の引張強度を有する ものとする。 引張強度がこれより低い程度の鋼板であれば通常の S i 、 M n等の固溶元素を主体として強化し、 組織的には完全に再結 晶組織で占められている鋼板でも、 生産性をそれほど劣化させず製 造することが可能であり、 その材料の方が磁気特性的には顕著に優 れたものが得られるためである。 本発明は通常の固溶体強化を主体 として、 生産性を劣化させずに製造が不可能な高強度の材料に限定 する。 本発明のメリッ トをより大きく享受するには、 好ましくは 6 0 O M P a以上の鋼板に適用さ'れるべきで、 さらに好ましくは 7 0 O M P a以上、 さらに好ましくは. 8 0 O M P a以上の鋼板を対象と し、 現在は全く製造されたことがない 9 0 O M P a以上の鋼板も製 造可能であり、 さらに従来では想像もされていない 1 0 0 0 M P a 以上の鋼板でも高生産性で製造することが可能になる。
なお、 モータ一のロータ一として使用するような場合には、 わず かな変形が部品としての寿命の終わりを意味することから、 引張強 度ではなく降伏応力で評価すべきであろう。 本発明鋼は加工組織を 残留させているため、 固溶体強化鋼や析出強化鋼と比べ、 同じ強度 であれば、 降伏応力は高く、 これらの従来材との比較においては、 より好ましい特性を発揮する。 すなわち、 降伏比が 0 . 7〜 1 . 0 程度と比較的高い値となり、 降伏応力と引張強度の相関が極めて強 い材料になっている。 このため、 降伏応力で評価しても本発明鋼の 優位性は全く変わるものではないし、 口一ターのような降伏応力が 問題となる用途に対しても発明の効果は問題なく発揮される。
[加工組織面積率]
この加工組織は鋼板の断面組織観察における面積率で 1 %以上存 在するものとする。 断面組織観察は本発明においては断面の一辺が 鋼板圧延方向、 もう一辺が鋼板板厚方向となる断面で行うものとす る。 通常の鋼板で行われるナイタール等の薬品を用い、 エッチング により組織を現出させる方法を用いるが、 特に観察方法に限定され るものではなく、 再結晶組織と加工組織を区別できる手法であれば よい。
加工組織の面積率が 1 %以下では高強度化の効果が小さくなる。 加工組織が実質的に 0 %の場合は通常の鋼板そのものであり、 0〜 1 %の範囲に制御することは高強度化の効果が小さい割には焼鈍の 温度制御等を非常に厳格にする必要があり現実的ではない。 実際に は必要とする強度レベルを得るように加工組織の面積率を制御する が、 好ましくは 5 %以上、 さらに好ましくは 1 0 %以上、 さらに好 ましくは 2 0 %以上、 さらに好ましくは 3 0 %以上、 さらに好まし くは 5 0 %以上、 さらに好ましくは 7 0 %以上である。 実質的に再 結晶組織が観察されない加工組織 1 0 0 %としても何ら問題はない 。 この場合はまったく焼鈍しないいわゆるフルハードの状態か、 ま たは焼鈍を行うが再結晶開始以前の回復組織の状況となる。
なお、 加工組織が 9 5 %、 9 0 %、 8 5 %、 8 0 %、 さらには 7 5 %未満でも、 本発明の効果は得られる。
[加工組織の形成]
本発明の鋼板では必要とする強度と磁気特性に応じて組織の調整 を行うが、 この調整は鋼成分、 熱延履歴、 冷延率、 焼鈍温度、 焼鈍 時間や加熱速度、 冷却速度等により行う ことが可能で、 当業者であ れば数度の試行により何ら問題なく行う ことが可能なものである。 または、 焼鈍を行って再結晶組織が全量を占めている鋼板に、 再冷 延等により歪を付与することで加工組織を形成することも可能であ る。 この場合は通常、 歪は巨視的に均一に付与されるため、 組織の 全量が加工組織となり加工組織 1 0 0 %に相当する。 この場合は加 ェ前の鋼成分、 熱履歴、 特性等を考慮し加工量により強度、 磁気特 性が制御されるが、 これも当業者であれば数度の試行により何ら問 題なく行うことが可能なものである。
目安としては S i 量が 1 %程度以下のいわゆる通常の低級電磁鋼 板では 7 0 0 °Cを超えない程度、 S i 量が 3 %程度のいわゆる通常 の高級電磁鋼板でも 8 0 0 °Cを超えない程度の温度であるが、 例え ば C u、 N b等を適量添加することで、 9 0 0 °C程度以上の温度で も全く再結晶しない完全回復組織である発明鋼を得ることもできる 。 一方で通常の電磁鋼板とは大きく異なる温度で焼鈍を行う ことは 炉温の大幅な変更が必要で、 作'業性の低下を招くばかりでなく、 未 燃焼ガスの発生により前述のように安全性にも問題を生ずる場合が ある。 極低温焼鈍に起因するこれらの課題を避けるための焼鈍温度 の下限は、 4 0 0 °C程度以上である。
焼鈍時間の目安は温度にもよるが、 焼鈍の効果を及ぼすためには 少なく とも 5秒程度は必要である。 焼鈍時間は成分や熱処理までの 製造履歴等に依存す'るため一義的に明示はできないが、 目安は 8 5 0 °Cであれば 5分以内、 7 5 0 °Cであれば 1時間以内、 6 0 0 °Cで あれば 1 0時間以内程度である。 上述のように、 これらの温度およ び時間の条件は、 当業者であれば数度の試行により何ら問題なく発 明の効果を享受できる条件を見出すことが可能なものであり、 要は 、 対象となる鋼板の再結晶挙動を確認することである。
再冷延等により加工組織を新たに形成した場合、 加工量が低いと 上述の組織観察法では明確に加工組織の存在を示すことが困難な場 合があるが、 発明の効果を十分に得る目安として断面組織観察にお ける （板厚方向の結晶粒の大きさ） / (圧延方向の結晶粒の大きさ ) を用いても良く、 この値を 0 . 9以下とする。 0 . 8以下であれ ば高強度化の効果が明確に得られ、 好ましくは 0 . 7以下、 さらに 好ましくは 0 . 6以下、 さらに好ましくは 0 . 5以下、 さらに好ま しくは 0 . 3以下である。 ただし、 この値が過剰に低くなると、 磁 気特性の劣化が顕著となるので注意が必要である。
以上の加工は通常、 冷間圧延で行われるが、 歪量または材質の変 化が本発明の規定内であればこれにこだわる必要はなく、 温間圧延 、 加工組織が消失しない程度の熱間圧延、 さらには張力を付与する ことによる引張変形、 レベラ一等による曲げ変形、 ショ ッ トブラス トゃ鍛造など方法は問わない。 むしろ歪の'付与の方法により、 転位 構造が後述する本発明にとつて好ましいものに変化させられるため 、 さらなる特性の向上も可能である。 この加工を冷延で行う場合、 圧下率の目安としては、 上述の結晶 粒の大きさの比から容易に推定可能であるが、 1 0〜 7 0 %程度で ある。 このように焼鈍工程である程度軟質化した材料をさらに再冷 延で硬質化する場合には簡単に材料の薄手化が可能となり、 従来難 製造材であった極薄電磁鋼板の生産性も向上する。 本発明によるこ のような超極薄電磁鋼板は、 特に高周波磁場下で使用される場合の 渦電流損失を抑制できるため、 鉄損低減に有効となるというメリ ツ 卜もある。
なお、 現状でも本発明の一方法のように、 再結晶焼鈍を行った鋼 板に 1 〜 2 0 %程度のスキンパス圧延を行い製品として出荷されて いる電磁鋼板、 いわゆるセミプロセス電磁鋼板がある。 これはスキ ンパスを施した板が製品として出荷され、 モーターメーカーでモー 夕一の部品として加工された後、 再結晶が十分に起きるような条件 で焼鈍を行い、 歪誘起粒成長を起こさせることで粗大な再結晶組織 を得、 磁気特性の改善を図る手段で、 スキンパス法とよばれること もあるが、 この方法においては部材としての使用時には加工組織を 残存させることはない。
[加工組織形成後の熱処理]
本発明は本質的にこの鋼板および方法とは異なっており、 電気機 器の部品として加工した後には基本的には熱処理は行わない。 鋼板 の接着や表面制御等で何らかの熱処理を行う場合にも本発明で規定 する加工組織が消失せず、 本発明の規定内にとどまるものに限定す る。 これは加工組織が消失または本発明の規定範囲から外れると、 実モータ—として使用している状況で必要となる鋼板の特に強度が 不足することになるからである。 この熱処理の温度の目安は、 上述 の鋼板焼.鈍工程における温度条件と同一である。 最適な条件は鋼板 を製造する当業者の協力の下で、 または協力がなく とも通常の電気 機器の製造者であれば数度の試行により何ら問題なく発明の効果を 享受できる条件を見出すことが可能なものである。
[転位密度]
以上で述べた 「加工組織」 の効果は、 「加工組織」 中の転位密度 によって評価することも可能である。 加工組織における平均転位密 度が 1 X 1 0 1 3 / m 2以上、 さらに好ましくは 3 X 1 0 1 3 / m 2 以上、 さらに好ましくは 1 X 1 0 1 4 Z m 2以上、 さらに好ましく は 3 X 1 0 1 4 / m 2以上である。 この転位密度は透過型電子顕微 鏡等により計測される。 鋼板全量が再結晶組織である通常の電磁鋼 板においては、 平均転位密度が 1 X 1 0 1 2 Z m 2程度以下である ことから、 加工組織の分別には十分な差として 1 0倍以上としてい る。
なお、 厳密には通常の電磁鋼板においても様々な部材として使用 するにはメーカ一等において剪断やかしめ等の加工が行われ、 これ により鋼板中に導入された歪が少なからず残存し、 部材特性に影響 を及ぼすことが知られている。 このような歪は鋼板の加工部位のみ に入るもので、 本発明で鋼板全面に意識的に残存させる歪とは異な り、 部材全体としての高強度化にはほとんど寄与しないものである
[磁気特性を維持できる理由]
本発明のように、 材料中に加工組織を残存させても良好な磁気特 性を維持できる原因には明確ではないが、 以下のように考えられる 。 従来、 加工組織は磁気特性を大きく劣化させるものとして材料の 高強度化の手段としては顧みられず、 高強度化は結晶粒微細化、 固 溶強化、 析出強化等により行われてきた。 しかし、 材料の高強度化 への要求は高まる一方であり、 従来の高強度化手段は顕著に磁気特 性を劣化させるような条件の領域にまで踏み込まざるを得なくなつ ており、 このような状況で改めて加工組織を活用した高強度化手段 を見た場合、 それほど不利な方法とは言えなくなつていることが一 面ではあると思われる。
また、 従来検討されていたのは、 加工組織の影響は材料に冷間加 ェを施し、 歪量が比較的小さい範囲のみであり、 このような条件で は材料中の転位構造'は比較的均一で、 いわゆるセル構造や回復組織 のような比較的安定な転位配置を形成したものとはなっていなかつ たと予想される。 この程度の加工量では高強度化手段としては全く 魅力がないものであったうえに、 このような転位構造では転位は磁 壁移動の障害としかならず磁気特性の劣化は著しく、 実用化されな かったものと思われる。
一方、 本発明のように比較的高歪量の冷間加工を行った場合や、 焼鈍により回復した加工組織においては、 転位は比較的安定なセル 構造を形成している。 セルの大きさは通常直径 1 / m以下で 0 . 1 m程度にもなつており、 セルの境界は転位で形成されており、 隣 接するセルとの結晶方位差が小さいことを除けば一般の結晶粒と同 様の構造を有しており、 一種の超微細結晶粒と見ることが可能で磁 壁移動の障害とはなりにく くなつたものと考えられる。 またこのよ うな超微細結晶粒は強度も高く、 加工が必要な場合の延性もそれな りに有しており、 強度と磁性のバランスを考えると十分に実用化が 可能なレベルにあると考える。
また、 加工組織が存在する本発明鋼においても鉄損において特に 渦電流損失の寄与が大きくなる高周波磁場下で使用されるような用 途においては、 S i ， n , A 1 ， C r , N i等の添加は重要なも のであり、 加工硬化挙動や再結晶挙動などの転位挙動に大きな影響 を及ぼすため、 電磁鋼板をベースとした転位強化鋼の開発は、 自動 車や容器等に用いられるいわゆる加工用普通鋼におけるものとは全 く異なった意味を有する。
[固溶 C uの利用]
なお、 本発明においては、 S i等の従来知られた固溶強化元素と は別に、 固溶 C uを含有させ、 従来の合金元素添加に伴なう磁気特 性あるいは製造性の劣化を招く ことなく、 高周波磁気特性に優れた 電磁鋼板を得る （以下、 固溶 C u強化という。 ） ことも可能である 。 この場合、
1 ) 従来、 見られないほど多量の C uを添加する。
2 ) 高温領域でオーステナイ ト相の生成を抑制する。
3 ) 高温熱処理をフェライ ト領域で行う ことで、 多量の C uを固 溶させる。 -
4 ) 冷却中に過飽和となる C uが析出しないよう、 冷却を制御す る。
という処置を行う ことにより、 添加した C uは最終製品でも固溶 C uとして存在し、 従来では考えられないほどの渦電流損の抑止効果 を発現し、 良好な高周波鉄損を得ることができるとともに、 磁束密 度劣化への影響は比較的小さく抑えることが可能となる。
固溶 C u強化は、 上述の加工強化とは独立した効果であり、 加工 強化を伴わなくても単独で実施可能である。 この場合、 例えば、 質 量％で、 C : 0. 0 6 %以下、 S i : l . 5〜 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 1 : 2， 5 0 %以下、 C u : 2. 0〜 3 0. 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 C uからなる金属相を含有しない電磁鋼板 とし、 場合によってはさらに、 N b : 8 %'以下、 T i ： 1. 0 %以 下、 B : 0. 0 1 0 %以下、 N i : 1 5. 0 %以下、 C r : 1 5. 0 %以下の 1種または 2種以上'を含有してもよい。 一方、 加工強化に用いることにより、 固溶 C uによる再結晶温度 上昇効果と相まって、 相乗的な強化効果が得られる。
固溶 C u量が増大した際の、 渦電流損の低減効果と脆化効果は、 単に固溶元素量だけによるのではなく、 前述のように相互作用的な 効果が見られるため、 これも勘案して好ましい成分範囲を設定する 。 さらに、 固溶 C u強化利用時は、 最終的には再結晶 · 粒成長をさ せるための熱処理を施すことが好ましいので、 この熱処理時の C u を含有する析出物形成等による固溶 C u量の変化についても考慮し た成分とする必要がある。 特に、 熱処理時の鋼母相の変態は、 C u の溶解度が大きく変化するばかりでなく、 磁束密度にとり好ましい 集合組織が消失してしまうため、 固溶 C u強化を利用する際は、 基 本的に、 熱処理時の変態ほ避けるべきものである。 具体的には、 室 温から 1 1 5 0 °Cの温度域においてフェライ ト単相であるか、 また は質量％で、
9 8 0 - 4 0 0 X C + 5 0 X S i - 3 0 X n + 4 0 0 X P + 1 0 0 XA l - 2 0 X C u - l 5 XN i - 1 0 X C r > 9 0 0 · · · · 式 1
を満たすことが好ましい。 この範囲をはずれると、 熱処理中に好ま しくない変態が起き、 固溶 C u強化の効果を少なからず阻害する可 能性が増大する。
固溶 C u強化の特徴は、 一般的な材料との特性を比較によっても 明確に示すことが可能である。 C u以外の鋼成分が実質的に同じで かつ C u ： 0. 1 %かつ結晶粒径が同等である鋼板との比較におい て、 固溶 C u強化した鋼板は、 鉄損 W1 Q /4 Q Qが 0. 8倍以下、 0. 7倍以下、 0， 6倍以下、 0. 5倍以下、 0. 4倍以下、 さらに好 ましくは 0. 3 0倍以下のものが得られる。
また、 固溶 C u強化した鋼板では、 引張強度が比較鋼と比べて 2 . 0倍以下である。 一般には固溶元素量が増えると固溶体強化によ り強度は上昇し、 固溶 C U強化のように固溶量が多い場合、 元素に よっては強度の上昇も著しいものとなるが、 固溶 C u強化鋼で特徴 的な高 S i鋼における固溶 C uは材料をそれほど硬質化させない。 より好ましくは 1 . 7倍以下、 さらに好ましくは 1 . 5倍以下に抑 えられる。 固溶 C u量が多くなれば固溶 C u強化鋼とはいえども強 度は高くなるので、 強度上昇が小さいほど好ましいというわけでも ないが、 通常、 固溶元素として用いられる S i 、 C r等に比較すれ ば、 強度の上昇は小さく、 脆化も抑制されることが特徴となってい る。
また、 固溶 C u強化鋼においてが過剰な C uが含まれている場合 、 金属 C u相の顕著な析出が観察されることがある。 また、 特性的 には、 金属 C u相の析出に伴い、 大幅な強度上昇が観察される。 ま た、 この場合、 同時に、 鉄損、 特に渦電流損の上昇を伴うものであ る。 具体的には、 4 5 0 °C 3 0分の熱処理により、 鋼材内部の直径 0 . 0 2 /x m以下の主として C uからなる金属相の数密度が 2 0個 / m 3以上に増加する、 または引張強度が 1 0 0 M P a以上上昇 する。 上述のようにこのような熱処理は、 渦電流損を大幅に上昇さ せ、 固溶 C u強化の目的である高周波磁気特性を劣化させるので、 鋼板の材質を制御するために行うものではないが、 例えば成分分析 と同様に、 発明鋼の判定のために行う ことができる。
固溶 C u強化で特徴的な多量の固溶 C uを含有させるには以下の 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 る過程の最終熱処理、 通常は冷延後の再結晶焼鈍において、 8 0 0 °C以上の温度域で 5秒以上保持し、 かつ、 'この熱処理における最高 到達温度においても鋼材内にオーステナイ ト相が生成しないような 設定とするものである。 好まし'くは、 9 0 0 °C以上、 さらに好まし くは 1 0 0 O :以上、 さらに好ましくは 1 0 5 0 °C以上、 また、 時 間は好ましくは 1 0秒以上、 さらに好ましくは 3 0秒以上、 さらに 好ましくは 6 0秒以上、 であるが、 C u含有量との兼ね合いで C u の十分な溶解が起きる温度と時間であれば、 本発明の特徴的な効果 を得るには十分である。 ただし、 磁気特性に大きな影響を及ぼす結 晶粒径を制御するという観点も加味して制御する必要があることは 言うまでもない。
結晶粒径は微細すぎても粗大すぎても磁気特性を劣化させること があり、 使用条件に最適な粒径が存在することはよく知られている 。 また、 最高到達温度はオーステナイ ト相が生成しない温度域に設 定する必要がある。 少量の生成であれば、 特性上の悪影響は小さい が、 好ましくは完全フェライ ト相で焼鈍を行う。 この温度は、 主と して鋼成分にも依存するので、 特定の温度を記述することはできな いが、 上述の式 1が一応の目安となり、 また、 一般的なメタラジー に関する知識を有する当業者であれば、 一般的に行われる熱処理お よび組織観察の実験、 または近年、 発展の著しい熱力学計算によつ て、 何の困難もなく、 適当な温度範囲を設定できるものである。
また、 熱処理工程における冷却速度も重要な制御因子となる。 そ の理由は、 高温保持で十分に溶体化した C uは、 冷却中に過飽和と なるため、 冷却速度によっては、 金属 C u相として、 析出してしま い、 本発明の効果を減じる場合があるためである。 本発明では.好ま しい条件を、 8 0 0 °C以上の温度域で 5秒以上保持した後の冷却ェ 程を、 4 0 °C Z秒以上の冷却速度で 3 0 0 °C以下まで冷却するもの とする。 本発明の目的からすれば、 高冷却速度であるに越したこと はないが、 あまりに急冷却とすると熱歪等のため特性が劣化する場 合があるので注意を要する。 好ましくは 6 0 °C /秒以上、 さらに好 ましくは 8 0で 秒以上、 さらに好ましくは 1 0 0 °C Z秒以上であ る。
特に本発明で注意すべきは、 金属 C u相の析出が起きる温度域の 冷却であり、 7 0 0〜 4 0 0 °Cの滞在時間力 S、 重要となる。 7 0 0 °C以上では C uの過飽和度が小さく析出は起き難く、 4 0 0 °C以下 では C uの拡散が抑制されるため析出が起き難くなるためである。 時間は 5秒以下、 好ましくは 3秒以下、 さらに好ましくは 2秒以下 とすれば、 金属 C U相の析出を抑制し、 発明の効果を得るのに十分 な固溶 C u量を確保することができる。
そしてこの熱処理後は 4 0 0 °Cを超える温度域に 3 0秒以上保持 しないことが好ましい。 このような熱処理により金属 C u相の析出 が促進され、 渦電流損を増大させるためである。
以上のような成分、 工程を経ることで、 特徴的な多量の固溶 C u による渦電流損低減効果が効率的に発現し、 铸造性や圧延性を殆ど 損なわず高 C u電磁鋼板を製造することができる。 一方、 このよう な固溶 C u量の維持を意識しない通常の成分、 熱処理条件で製造し た場合、 添加した C uの少なからざる部分は渦電流損低減効果が小 さい金属 C u相または C u硫化物として存在するばかりか、 脆化が 著しく正常な製造が困難となる。
なお、 本発明の加工強化と併用する場合は、 上記の熱処理は、 再 結晶が抑制されたままで C u金属相が微細に析出するように、 3 5 0〜 7 0 0 °C、 1 0秒〜 3 6 0分の範囲で焼鈍すればよい。 言うま でもないが、 高温で長時間の焼鈍では C u金属相が粗大化してしま い、 強化能が低下する。 高温では焼鈍時間は長すぎないよう注意を 払う必要があり、 低温であるほど長時間の焼鈍が可能となる。
本発明では金属 C u相が鋼材内に存在じないことを特徴とするが 、 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 などで同定し、 確認が可能である。 もちろん化学分析などこれ以外 の方法によっても確認が可能なものである。 本発明ではこの C uを 主体とする金属相として、 直径が 0 . O l O ^ m以上のものを対象 とする。 その理由は、 0 , 0 0 5 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つてしても、 本発明が対象とする金 属 C u相であるとの特定が困難になるためである。 また、 どのよう な処理を行ったとしても、 C uを多量に含有する本発明鋼において は、 局所的には何らかの C uを含有する析出物は存在するため、 完 全に金属 C u相を排除する とは不可能であるためである。 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 り明らかに硬質化または金属 C u相が多量に形成される電磁鋼板に 限定されるものであり、 本発明の本質的な特徴が、 多量の固溶 C u にあることは言うまでもない
[適用]
なお、 本発明の効果は通常電磁鋼板の表面に形成される表面皮膜 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。 特に本発明鋼は特性の 面内異方性において従来の再結晶組織による鋼板とは大きく異なつ た特徴を付与することができる。 磁束密度について見ると、 冷延ま まのフルハードの状態ではコイルの圧延方向から 4 5 ° 方向 （ D方 向） の特性が圧延方向 （L方向） またはコイル幅方向 （C方向） の 特性より高いものとなっている。 通常の再結晶組織を有する電磁鋼 板ではほとんどの場合、 D方向の特性は Lまたは C方向の特性より 低くなつていることを考えると、 再結晶 · 回復の程度を適当に調整 し中間的な再結晶段階に制御することにより、 面内異方性がほとん どない鋼板を得ることが容易に可能となる。 面内異方性がほとんど ないことは回転機等、 用途によっては非常に好ましい特性を発揮で きる特徴を有する鋼板である。 · 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 られるモーターの口一ター用途の他、 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 )
0. 0 0 2 % C - 3. 0 % S i - 0. 5 % n - 0. 0 3 % P - 0. 0 0 1 % S - 0. 3 % A 1 - 0. 0 0 2 % Nなる成分を有する 2 0 0 mm厚の鋼片から、 スラブ加熱温度 1 1 0 0 °C、 巻取温度 Ί 0 0 °Cの熱延を行い、 熱延板焼鈍を 8 0 0、 9 5 0、 1 0 5 0でと 変化させ、 粒径を 1 0、 1 0 0、 2 0 0 ; mと変化させた。 それぞ れの熱延板を冷延後、 焼鈍なし、 および 4 0 0〜 1 0 0 0 °C 3 0秒 の焼鈍を行い、 再結晶率および強度が異なる板厚 0. 5 mmの製品 板を製造した。 これらについて、 J I S 5号試験片による機械的特 性、 および 5 5 mm角の S S T試験による鉄損 W 10/400を評価した 。 機械的特性および磁気特性ともコイルの圧延方向、 4 5 ° 方向お よびその直角方向について、 以下の式で平均値を求めた。
X = (X 0 + 2 XX 45 + X 90 ) / 4
ここで、 X。、 X45、 X9 ()はコイルの圧延方向、 4 5 ° 方向および その直角方向の特性である。
結果を図 1 に示す。 結果から明らかなように、 熱延板粒径が粗大 な材料すなわち本発明の条件にて製造した材料は強度一鉄損バラン スが良好である。 表 1
Figure imgf000037_0001
(残部 Feおよび不可避不純物）
(実施例 2 )
表 1 の成分を有する 2 0 0 mm厚の鋼片から、 表 2に示す製造条 件で製品板を製造した。 一部の材料についてはモーター製造メーカ 一での熱処理を想定した熱処理 （ュ一ザ一焼鈍） を行った。 これら について、 J I S 5号試験片による機械的特性、 および 5 5 mm角の S S T試験による鉄'損 W1 Q /4 Q ()と磁束密度 B25で特性を評価した。 機械的特性および磁気特性ともコイルの圧延方向、 4 5 ° 方向およ びその直角方向について、 以下の式で平均値を求めた。
X= (X 0 + 2 XX 45 + X 90 ) / 4
ここで、 X。、 X45、 X9。はコイルの圧延方向、 4 5 ° 方向および その直角方向の特性である。
結果を表 2に示す。 結果から明らかなように、 本発明の条件にて 製造した材料は硬質で、 さらに磁気特性も優れている。 注意を要す るのは、 一般に電磁鋼板は含有する S i量によりグレード分けされ 販売されるように、 S i量で特性が大きく異なる。 また、 板厚によ つても鉄損は大きく異なる。 高 S i材は低 S i材と比べて、 S i含 有量の差によって鉄損が大幅に低下し、 また板厚が薄いものも鉄損 が低下するので、 本発明の効果を評価する際は、 S i 量や板厚の差 を念頭に、 S i量、 板厚が同等なもので比較することが必要である
表 2
Figure imgf000039_0001
A欄の * ( 2 ) 式を満足 （特に良好) B欄の * ( 3 ) 式を満足 B ： 開発鋼 C檷の * (4) 式を満足 D ： 比較銷
(実施例 3 )
表 3に成分を示す鋼を 2 5 0 mm厚のスラブとし、 表 3、 4の条 件で製品板を製造した。 5 5 mm角の S S T試験により磁束密度 B 10と鉄損 w 1 D/il Q ()を測定した。 磁気特性はコイルの圧延方向、 4 5 。 方向およびその直角方向についての平均値を以下の式より求めた
X = (Χ0 + 2 ΧΧ45 + Χ90) / 4
ここで、 Χ。、 Χ45、 Χ9。はコイルの圧延方向、 4 5 ° 方向および その直角方向の特性である。
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かつ磁気特性も優れてい る。 なお、 本発明鋼での良好な鉄損は、 主として渦電流損の低減に よっていることを確認している。
表 3
Figure imgf000041_0001
表 4
Figure imgf000042_0001
A：冷却工程での 700~400での滞在時間（秒） 鍛造性、 冷延性 評価
B ：最高温度でのオーステナイト相生成（〇：なし、 X ：あり） ◎ :良好（全く問題なし） A :開発鋼（非常に良好)
C ：式 1の左辺 〇：良好（微調整必要だが問題なし） B ：開発鋼（良好）
△：可能（条件調整すれば通板可能） C ：比較鋼
X ： 困難（破断、 割れ等の危険大）
産業上の利用可能性
本発明によれば、 硬質で磁気特性の優れた高強度電磁鋼板を安定 して製造することができる。 すなわち本発明は固溶強化、 析出強化 のために用いられる添加元素が比較的低くても目的とする強度を得 ることができることから、 冷延性が向上し、 冷間圧延工程の生産性 が向上するとともに、 通常操業範囲内での焼鈍が可能となるため、 焼鈍工程の作業性も向上する。 また、 焼鈍後に再冷延を行う ことに より、 従来では製造が困難であった極薄材料を簡単に生産すること も可能となる。
また、 固溶 C uを利用すれば、 脆化を抑止し、 冷延性等を問題に することなく、 渦電流損の低い高合金成分とし、 高周波磁気特性の すぐれた電磁鋼板を安定して製造することができる。
以上により、 強度、 疲労強度、 耐磨耗性の確保が可能となるため 、 超高速回転モ一ターやロー夕一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 0 %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 1 : 2. 5 0 %以下、 N : 0. 0 4 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、 鋼板内部に 請
加工組織が残存する高強度電磁鋼板の製造方法において、 最終的に 鋼板内部に残存する加工組織を形成する工程の直前における鋼板の 平均結晶粒径 dを 2 0 m以上とすることを特徴とする高強度電磁 鋼板の製造方法。
2. 質量％で、 C : 0. 0 6 0 %以下、囲 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 1 : 2. 5 0 %以下、 N : 0. 0 4 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、 鋼板内部に 加工組織が残存する高強度電磁鋼板の製造方法において、 最終的に 鋼板内部に残存する加工組織を形成する工程の直前における鋼板の 平均結晶粒径 d ( n m) を、 d≥ ( 2 2 0 - 5 0 X S i % - 5 0 X A 1 %) とすることを特徴とする高強度電磁鋼板の製造方法。
3. 最終的に鋼板内部に残存する加工組織を形成する工程の直前 における鋼板の平均結晶粒径 d ( ix m) を、
d≤ ( 4 0 0 - 5 0 X S i %) 、 かつ、
d≤ ( 8 2 0 - 2 0 0 X S i %) 、
とすることを特徴とする請求項 1 もしくは 2に記載の高強度電磁鋼 板の製造方法。
4. 最終的に鋼板内部に残存する加工組織を形成する工程直前の 鋼板の再結晶率を 5 0 %以上と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高強度電磁鋼板の製造方法。
5. 鋼成分が質量％で、 さらに、 C u : 0. 0 0 1〜 3 0. 0 % 、 N b : 0. 0 3〜 8. 0 %の一種以上を含有することを特徴とす る請求項 1〜 4のいずれか.の項に記載の高強度電磁鋼板の製造方法
6. 鋼成分が、 質量％で、 さらに、 T i ·: 1. 0 %以下、 V ： 1 . 0 %以下、 Z r : l . 0 %以下、 B : 0. 0 1 0 %以下、 N i ： 1 5. 0 %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請求項 1〜 5のいずれかの項に記載の高強 度電磁鋼板の製造方法。
7. 鋼成分が、 質量％で、 さらに、 B i ， o , W， S n , S b , M g , G 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〜 6のいずれかの項 に記載の高強度電磁鋼板の製造方法。
8. 前記鋼板内部に存在する加工組織が、 断面観察における面積 率で 1 %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の製造方法。
9. 前記鋼板内部の加工組織における平均転位密度が 1 X 1 0 1 3 Zm2以上であることを特徴とする請求項 1〜 8のいずれかの項 に記載の高強度電磁鋼板の製造方法。
1 0. 室温から 1 1 5 0 °Cの温度域においてフエライ ト単相であ るか、 または質量％で、
9 8 0 — 4 0 0 X C + 5 0 X S i — 3 0 XM n + 4 0 0 X P + l 0
0 XA l - 2 0 X C u - l 5 XN i - 1 0 X C r > 9 0 0
を満たすことを特徴とする請求項 1 に記載の高強度電磁鋼板。
1 1. 4 5 0 °C 3 0分の熱処理により引'張強度が 1 0 0 M P a以 上上昇することを特徴とする請求項 1 0 に記載の高強度電磁鋼板。
1 2. 請求項 1 0 に記載の鋼'板を製造する過程において、 冷延以 降の最終熱処理を、 8 0 0 °C以上の温度域で 5秒以上保持し、 かつ 、 この熱処理における最高到達温度においても鋼材内にオーステナ ィ ト相が生成しないような熱処理とすることを特徴とする高強度電 磁鋼板の製造方法。
1 3. 請求項 1 0に記載の鋼板を製造する過程において、 8 0 0 で以上の温度域で 5'秒以上保持した後の冷却工程を、 4 0 °CZ秒以 上の冷却速度で 3 0 0 °C以下まで冷却するものであることを特徴と する高強度電磁鋼板の製造方法。
1 4. 前記冷却工程において、 7 0 0〜 4 0 0 °Cの滞在時間を 5 秒以下とすることを特徴とする請求項 1 0記載の高強度電磁鋼板の 製造方法。 ·
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