JPH0222442A - 高張力電磁鋼板及びその製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 ［産業上の利用分野］ 本発明は、回転機の回転部に鉄心として用いられる電磁
鋼板、特に回転時の応力あるいは加減速時の応力変動に
耐え得る優れた機械特性と磁気特性を具備した降伏強度
の高い回転機用電磁鋼板に関するものである。

［従来の技術］ 近年、エレクトロニクスの発達により回転機の駆動シス
テムの機能が高度化し、さまざまな回転駆動制御が可能
となってきた。即ち、駆動電源の周波数を制御すること
により、可変速運転、商用周波数以上での高速運転を可
能とした回転機が増加してきた。

一方、メカトロニクスの発展により、回転機の高速化の
要求が高まり、さらに従来高速回転機は比較的小容量に
限られていたが、この傾向は中・大型の回転機分野にも
広がりつつある。

このような高速回転機を実現するには、高速回転に耐え
得る構造の回転子とする必要がある。

般に、回転する物体に作用する遠心力は回転半径に比例
し、回転速度の２乗に比例して大きくなるので、中・大
型の高速回転機ではその回転子に作用する力が６０）ｃ
ｇ／−を超える場合がある。

また、超大型の回転機の場合、回転数が比較的低くても
回転子の直径が大きいために、結果的に８０ｋｇ／ａ＋
ｉ以上の応力が作用する場合があり、回転子には高抗張
力の素材が必要となる。

さらに、可変速運転が必要な回転機では加減速が頻繁に
行なわれるため、素材として単に抗張力が高いだけでな
く、繰返し応力に対して疲労破壊する限度応力（疲労限
）の高い素材でなければならない。

通常、回転機の回転子には積層した無方向性電磁鋼板が
使われるが、前記のような回転機では所要の機械強度を
満足できない場合があり、その際には中実の鋳鋼製の回
転子などが採用されている。

しかし、回転機の回転子は電磁気現象を利用するもので
あるから、その素材としては前述の機械特性と同時に磁
気特性が優れていることが要求される。

回転子用の鉄心素材に要求される磁気特性のうち、特に
重要であるのは鉄損と磁束密度である。

回転子に発生する鉄損の主たるものは、回転子鉄心表面
に生じるリップル損と呼ばれる高周波磁束による損失で
、その周波数ｆｇは次式のように表わされる。

ｆＲ−２・ｆｏΦＭ／Ｐ ここにｆ。：駆動電源の周波数 Ｍ　：固定子鉄心の歯数（ティース数）Ｐ　：回転機の
磁極数 一例として、駆動電源の周波数を商用周波数の２倍程度
とした２極回転機の場合を考えると、そのリップル磁束
の周波数は１〜１０ｋＨｚの範囲となる。従って、この
ような回転子用鉄心素材としては、上記の周波数領域に
おける鉄損が小さいものが望ましい。

しかし、前述の中実鋳鋼の回転子は一体のものであるた
めに、高周波領域では渦電流損失が非常に大きくなって
、電磁鋼板を積層してなる回転子を用いた場合に比べ、
回転機としての効率が数％低いと言われている。

もう一つの重要な磁気特性は励磁特性である。

回転子鉄心素材の磁束密度が低いと、所要のトルクを発
生させるために必要な磁束を回転子に流すために、励磁
アンペアターンを大きくしなければならない。これは励
磁コイルでの銅損の増加につながるため、回転機の総合
的な効率の低下を招く。

即ち、中実鋳鋼製の回転子から、機械特性および鉄損と
もに優れた素材を積層した回転子に置き換えれば、鉄損
は確実に減少するが、その素材の磁束密度が低いと銅損
が増加し、場合によっては鉄損の減少分が相殺されて、
効率が向上しないこともありうる。

このように、かかる回転機の回転子鉄心素材としては、
機械的には高い抗張力と疲労強度を有し、かつ磁気的に
は高周波数における鉄損が低く、磁束密度が高いことを
同時に満足するものでなければならない。

鋼板の機械強度を高める手段として、冷延鋼板の分野で
一般的に用いられる方法には、固溶硬化、析出硬化、細
粒化による硬化、変態組織による硬化などがあるが、一
般に、高い機械強度と低鉄損・高磁束密度という優れた
磁気特性とは相反する関係にあり、これらを同時に満足
させるのは困難であった。

そこで、本発明者らは特開昭６２−２５８９１７号公報
で、回転機用高抗張力無方向性電磁鋼板およびその製造
方法を提示した。その後、実機への適用について詳細に
検討を進めたところ、通常の使用条件即ち、打抜加工の
後２００℃で１００時間の時効処理を施した後に引張試
験を行なうと、製造条件によっては伸びが著しく低下す
るという現象が生ずることがあることが判った（表１参
照）。

ここでは、当該現象を打抜で生じた試料端面のマイクロ
クラックと歪時効による見かけの脆化と称することにす
る。

見かけの脆化の判定に際しては、時効後の全伸び（Ｔ　
−ＥＩ７　）が時効前の５０％以下に低下することをそ
の基準とした。

見かけ脆化と称したのは、表１に示す如く、引張試験片
を打抜でなく、機械加工仕上げとするとこの現象が全く
認められないことによる。つまり、ＪＩＳには機械特性
評価のための試験片は、機械加工仕上げとすることが規
定されているが、このＪＩＳに従って評価する限りにお
いては時効処理による脆化（伸びの低下）は何ら認めら
れないのである。

しかし乍ら、実際の回転機の回転子鉄心の製作において
は、打抜のま〜で使用されることが多く、機械加工仕上
げがなされる部分は極く少ないのである。従って、見か
けの脆化が生じては実用に供し難いと言うことになろう
。

［発明が解決しようとする課題］ 本発明の目的は、打抜のま＼でも充分使用出来る機械的
性質ならびに磁気特性の優れた高張力電磁鋼板およびそ
の製造方法を提供しようとするものである。

［課題を解決するための手段コ 本発明者らは、既述の見かけの脆化を生じさせる冶金的
要因について種々の実験を重ね調査した結果、第１図に
示す関係即ち、降伏点伸びが極度に小さくなると、見か
けの脆化つまり打抜試験片の時効後の伸びの低下がもた
らされることを新規に知見した。

従って、見かけの脆化を生じさせない為には、降伏点伸
び（ＹＰ−ＥＩ）をある一定値以上に保つことが、有効
な手段となる訳で、これは即ち成分条件と焼鈍条件との
最適な組み合わせによる最終製品の結晶粒径制御を通じ
ての降伏点伸びの確保により、この問題の解決が可能と
なることに他ならない。

［作　　用コ 以下に本発明の詳細な説明する。

まず成分の限定理由を説明する。

Ｓｌ：２．０％以上４．０％未満 Ｓｌは鋼の固有抵抗を増し、渦電流を減少させるので、
鉄損減少に最も効果の大きい元素である。

同時にＳｌは抗張力を高めるにも有効な元素であるが、
添加量が２％未満ではその効果が不充分である。一方、
ＳＩは鋼を脆化し、かつ製品の飽和磁束密度を低下させ
る。従って、本発明では現状の圧延技術で工業的規模の
製造が可能で、かつ高い磁束密度を確保するため、上限
を４．０％とする。

Ａｌ：２．０％以下 ＡρもＳｌと同様の効果を有するため適量添加する。但
し、全く添加しなくても良いことから、脆性上の問題か
ら上限のみ２．０％とする。

Ｃ：０．０１％以下 Ｃは鋼の強度を高めるが、一方鉄損はＣ含有置場に伴な
い大きくなるため、０．０１％以下に限定するが、望ま
しくは、０．００５％以下とする。

Ｐ　　：０．２％以下 Ｐは強度を高める効果が非常に大きい元素であるが、粒
界に偏析することから鋼の粒界脆性をもたらすことが知
られている。この粒界脆性の問題を避けて、工業的規模
で連続鋳造・熱間圧延・冷間圧延を可能とするために、
上限を０．２％とする。

Ｍｒｌ　、　Ｎｉ　　：　　０．３％≦Ｍｎ　＋Ｎｉ　
＜１０％Ｍｎ、Ｎｉはともに磁気特性に与える悪影響が
比較的小さく、かつ固溶硬化による強度上昇効果も大き
い。ここでＭｎとＮ１の添加量を合計量で規定したのは
、両元素の強度におよぼす効果と磁束密度に与える悪影
響かはソ同じであるためで、合計添加量で添加効果が明
確となる０、３％以上から、磁束密度の低下が許容でき
る限度から１０％未満とする。

Ｂ：４０±３０ｐｐＩｍ 既述の成分の鋼において、時としてＰによる粒界脆化が
大きな問題となる。これを回避するための手段として、
Ｂを適量添加する。後述の実施例４に基づき、Ｂの添加
量を４０±３０ｐｐｍに限定した。

このＢ添加による粒界脆性の緩和は、いわゆる５ｉｔｅ
　ｃｏｍｐｅｔｉｔｉｏｎによる粒界へのＰの偏析量の
低下によってもたらされているものと考えられる。

次に、製造方法についてその限定理由を述べる。

連続鋳造、熱間圧延については公知の方法によって行な
うことが出来る。そして熱延板焼鈍は、磁気特性上の要
請と機械特性上の要請とを勘案して、適用するかしない
かを決めて良い。又、冷間圧延についても公知の方法に
よって行なうことが出来るが、鋼成分によっては温間圧
延等の適用が好適な場合もある。

最も大切なポイントは製品板の結晶粒径を規定する焼鈍
条件であり、降伏点伸び（ＹＰ−ＩＪり≧０．３％とす
るためには、６５０℃以上８５０℃未満の温度範囲で再
結晶させることが必要である。

実施例の中には７５０℃未満で焼鈍したケースはないが
、工業的に等価な焼鈍温度×焼鈍時間を考慮して、温度
範囲の下限を６５０℃とした、尚、上限についても８５
０℃未満×３０秒と等価な焼鈍温度×焼鈍時間を考えれ
ば、８５０℃以上の高温短時間焼鈍でも良い訳だが、工
業的に安定して製造可能な範囲を考慮して上限を８５０
℃とした。

［実　施　例］ 実施例　１ 表２に示す成分組成の名調を鋼塊に鋳造し、１１００℃
に加熱して分塊圧延し、スラブとした。次いで１１００
℃に加熱してから熱間圧延を施して板厚を２．０ｍ＋＊
とした後、９００℃にて３０秒間の熱延板焼鈍を施し、
次いで酸洗し、冷間圧延により板厚を０．５鰭とした。

続いて、この冷延鋼帯を７５０℃から９００℃の温度で
３０秒間焼鈍した。

その結果得られた機械的性質と磁気特性を表２に示した
。

表２より、焼鈍温度を高めるに伴ない降伏点伸びは直線
的に低減しており、降伏点伸び（ＹＰ−ＥＩ＞５０．２
％の場合、見かけの脆化が生ずる確率が高くなることが
判る。

尚、機械的性質はＣ方向のデータを示した。

実施例　２ 表３に示す成分組成の各欄を鋼塊に鋳造し、１１００℃
に加熱して分塊圧延し、スラブとした。次いで、１１０
０℃に加熱してから熱間圧延を施して板厚を２．０■と
した後、９００℃にて１分間の熱延板焼鈍を施し、次い
で酸洗し、冷間圧延により板厚を０，５關とした。

続いてこの冷延鋼帯を７５０℃にて３０秒間焼鈍した。

その結果得られた機械特性と磁気特性を表３に示した。

尚、機械特性は、圧延直角方向のデータを示した。

実施例　３ 表４に示す成分組成の６鋼を鋼塊に鋳造し、１１００℃
に加熱して分塊圧延し、スラブとした。次いで、１１０
０’ｃに加熱してから熱間圧延を施して板厚を２．０な
いし２．３順とした後、−例（本発明（１５））を除き
９００℃にて３０秒間の熱延板焼鈍を施し、次いで酸洗
し、冷間圧延により板厚を０．５ｍｍ又は０．６５ｍ＋
ｓとした。

続いてこの冷延鋼帯を７５０℃ないし９００℃の温度で
３０秒間焼鈍した。

その結果得られた機械特性と磁気特性を表４に示した。

表４より明らかに、９００℃×３０秒の焼鈍を施すとＹ
Ｐ−ＥＩＪ−０％となり、見かけの脆化を生ずることに
なっていることが判る。

実施例　４ 表５に示す成分組成の６鋼を鋼塊に鋳造し、１１００℃
に加熱して分塊圧延し、スラブとした。次いで、１１０
０℃に加熱してから熱間圧延を施して板厚を２．０ｍｍ
とした後、９００℃にて１分間の熱延板焼鈍を施し、次
いで酸洗し、冷間圧延により板厚を０．５ｍｍとした。

続いてこの冷延鋼帯を７５０℃にて３０秒間焼鈍した。

その結果得られた機械特性と磁気特性を表５に示した。

Ｂ　−６ｐｐｎ＋　、　ｌｌｌｐｐｍの場合は見かけの
脆化が大きく生じているが、Ｂ　−１８ｐｐｍ　、　５
４１）Ｈの例では明らかにＢ添加による見かけの脆化の
軽減効果が認められる。

［発明の効果］ 本発明により、高い降伏強度を有し、かつ磁気特性の優
れた高張力電磁鋼板が得られ、しかも打抜のま＼で回転
子鉄心として組込使用が可能となることは、工業的に大
きな価値がある。

【図面の簡単な説明】

第１図は、機械仕上げ試験片の降伏点伸び（ＹＰ−ＥΩ
）と打抜試験片の時効処理前後の全伸びの変化即ち見か
けの脆化の関係を示す図表である。 代　理　人　　弁理士　　茶野木　立　夫ＹＰ−Ｅ乏　
（％）

Claims (3)

【特許請求の範囲】
1. １．重量％で Ｃ：０．０１％以下、 Ｓｉ：２．０％以上４．０％未満、 Ａｌ：２．０％以下、 Ｐ：０．２％以下 を含み、かつ Ｍｎ，Ｎｉのうち１種または２種を０．３％≦Ｍｎ＋Ｎ
   ｉ＜１０％の範囲で含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物
   元素よりなる降伏強度（ＹＰ）≧６０ｋｇｆ／ｍｍ＾２
   、かつ降伏点伸び（ＹＰ−ＥＩ）≧０．３％の機械特性
   を有し磁気特性にも優れた高張力電磁鋼板。
2. ２．重量％で Ｃ：０．０１％以下、 Ｓｉ：２．０％以上４．０％未満、 Ａｌ：２．０％以下、 Ｐ：０．２％以下 を含み、かつ Ｍｎ，Ｎｉのうち１種または２種を０．３％≦Ｍｎ＋Ｎ
   ｉ＜１０％の範囲で含有し、Ｂを４０±３０ｐｐｍ含有
   し、残部Ｆｅ及び不可避不純物元素よりなる降伏強度（
   ＹＰ）≧６０ｋｇｆｍｍ＾２、かつ降伏点伸び（ＹＰ−
   ＥＩ）≧０．３％の機械特性を有し磁気特性にも優れた
   高張力電磁鋼板。
3. ３．請求項１又は２に記載の成分よりなる鋼を、連続鋳
   造成いは鋼塊−分塊圧延によってスラブとなし、次いで
   熱間圧延してそのまま或いは焼鈍して後、酸洗し、冷間
   圧延して最終板厚となして後、６５０℃以上８５０℃未
   満の温度範囲で再結晶させることを特徴とする降伏強度
   （ＹＰ）≧６０ｋｇｆ／ｍｍ＾２、かつ降伏点伸び（Ｙ
   Ｐ−ＥＩ）≧０．３％の機械特性を有し磁気特性にも優
   れた高張力電磁鋼板の製造方法。