JP3975603B2 - Non-oriented electrical steel sheet - Google Patents

Description

【０００１】
【発明が属する技術分野】
本発明は、磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板に関する。
【０００２】
【従来の技術】
近年、電気機器の高効率化に対するニーズが急速に高まりつつあり、このためモータやトランスの鉄芯材料である電磁鋼板について、さらなる低鉄損・高磁束密度化を図る必要が生じている。
【０００３】
しかし、このように電磁鋼板の高特性化が指向される一方で、鉄鋼製造においてはコスト低減の観点から各種の新製錬プロセスが導入され、この結果、近年、鋼板中の不純物レベルは増加する傾向にある。例えば、製銑プロセスでは低品位鉱石の活用、製鋼プロセスでは吹錬時間の短縮化やスクラップの積極利用が進められ、この結果、鋼板中へのＣｒ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉ等の微量元素の混入量は増加する傾向にある。これらの不純物元素は電磁鋼板の粒成長性を阻害するため、磁束密度と鉄損の双方を劣化させる。
【０００４】
このような背景の下、特開平９−１９５０１１号には、ＶとＮの含有量をｌｏｇＶ（％）・Ｎ（％）≦５．２９として、ＶＮの微細析出を防止する技術が開示されている。しかし、Ｖを低減するためには原料鉱石の分別や、製鋼での酸素吹き込み量の増加を行う必要があり、コストアップは避けられない。
【０００５】
一方、特開昭５４−１６３７２０号、特開昭５８−１１７８２８号等には、Ｂ添加による窒化物形態制御に関する技術が開示されている。この技術は、ＮをＢで固定して粒成長性を向上させるものであり、Ｂは数十ｐｐｍ、Ａｌは脱酸目的で数百ｐｐｍ添加される。しかし、このような従来のＢ添加鋼では、ＢをＮと等量添加した際には低鉄損が得られるものの、ＢやＮが過剰に鋼中に残存すると磁気特性が劣化するため、これらの含有量を厳密に管理する必要がある。さらに、従来のＢ添加鋼は巻取り温度依存性が強いために特性のばらつきが大きいことや、本質的に磁束密度が低いという欠点を有している。
【０００６】
この他に、Ａｌの多量添加により窒化物をＡｌＮとして固定する方法も古くから知られているが、ＮをＡｌＮとして十分固定するためにはｓｏｌ．Ａｌを０．２ｗｔ％以上添加しなければならず、コストアップの問題が生じる。さらに、Ａｌの多量添加は、製鋼段階でスラグ中に浮上分離しているＴｉ系酸化物や耐火物中に存在しているＺｒ系酸化物の還元反応を促進するため、ＴｉやＺｒ等の不純物の混入量の増加を招く。このため、Ａｌの多量添加は粒成長性を向上させる反面、特性のばらつきを増大させる欠点を有している。
【０００７】
窒化物以外の析出物については、ＲＥＭ添加を基本とする硫化物形態制御に関する技術が、特開昭５１−６２１１５号、特開平８−３２５６７８号等に開示されている。しかし、この技術はＲＥＭとＳの含有量を厳密に管理する必要がある、ＲＥＭ添加によりコスト上昇を招く等の問題を有している。
【０００８】
また、特開昭６１−６７７５３号、特開昭６２−１８００１４号にはＳｎ、Ｃｕ等の特殊元素を利用した磁束密度の改善技術が開示されているが、これらの技術はいずれも熱延板の自己焼鈍や熱延板焼鈍を施さない状態では特性の改善効果は小さい。
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】
したがって本発明の目的は、高磁束密度と低鉄損を兼備するとともに低コストで製造可能であり、しかも、磁気特性がＣｒ、Ｖ、Ｔｉ、Ｚｒ等の不純物元素の影響を受けにくい電磁鋼板を提供することにある。
【００１０】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、電磁鋼板の磁気特性に及ぼすＢ、ｓｏｌ．Ａｌ、Ｓｂ並びにＣｒ、Ｖ、Ｔｉ、Ｚｒ等の炭窒化物形成元素の影響について鋭意研究を重ねた結果、適量のｓｏｌ．ＡｌとＢを複合添加すること、具体的には、ｓｏｌ．Ａｌを０．０５〜０．２０ｗｔ％添加して熱間圧延中にＡｌＮを微量析出させるとともに、Ｂを適量添加して仕上熱延時にＢＮを析出させることにより低鉄損と高磁束密度を兼備した鋼板が得られること、また、Ｓｂ及び／又はＳｎの適量添加により鉄損と磁束密度のさらなる向上が図られること、不純物として有害なＶは数百ｐｐｍまで無害化可能であることを見い出した。さらに、このような本発明の成分系では、ＴｉやＺｒの混入量が大幅に低減できる利点も享受できる。
【００１１】
本発明はこのような知見に基づきなされたものであり、その特徴とする構成は以下の通りである。
［1］ Ｃ：０．００５ｗｔ％以下、Ｓｉ：１．８ｗｔ％以下、Ｍｎ：０．０５〜１．５ｗｔ％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０５〜０．２０ｗｔ％、Ｓ：０．００１０〜０．０２０ｗｔ％、Ｐ：０．２ｗｔ％以下、Ｎ：０．００１０〜０．００５ｗｔ％、Ｂ：２〜３０ｐｐｍを含有し、且つｓｏｌ．ＡｌとＢの含有量の積が下記（１）式を満足し、さらに、Ｔｉ：１５ｐｐｍ以下、Ｎｂ：１５ｐｐｍ以下、Ｚｒ：１５ｐｐｍ以下とし、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有することを特徴とする無方向性電磁鋼板。
０．３×１０^−４＜［％ｓｏｌ．Ａｌ］×［％Ｂ］＜２．２×１０^−４ …（１）
【００１２】
［2］ 上記［1］の無方向性電磁鋼板において、ｓｏｌ．ＡｌとＢの含有量の積が下記（２）式を満足することを特徴とする無方向性電磁鋼板。
０．６×１０^−４＜［％ｓｏｌ．Ａｌ］×［％Ｂ］＜１．４×１０^−４ …（２）
［3］ 上記［1］または［2］の無方向性電磁鋼板において、Ｓｎ及びＳｂの１種または２種をＳｂ＋Ｓｎ／２として０．００２〜０．２ｗｔ％含有することを特徴とする無方向性電磁鋼板。
【００１３】
［4］ 上記［1］〜［3］のいずれかの無方向性電磁鋼板において、Ｖ：０．０５ｗｔ％以下を含有することを特徴とする無方向性電磁鋼板。
【００１４】
【発明の実施の形態】
以下、本発明に至った経由と本発明の限定理由について詳細に説明する。
まず、磁気特性に及ぼすｓｏｌ．Ａｌ、Ｂの影響について調査するために、成分組成をＣ：０．００２ｗｔ％、Ｓｉ＋Ａｌ：０．８ｗｔ％、Ｓｉ：０．５５〜０．７９ｗｔ％、Ｍｎ：０．３ｗｔ％、Ｐ：０．１０ｗｔ％、Ｓ：０．００３ｗｔ％、Ｃｒ：０．０５ｗｔ％、Ｖ：２０ｐｐｍ、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．２５ｗｔ％、Ｎ：０．００２５ｗｔ％、Ｂ：２〜５７ｐｐｍに調整した鋼を５０ｋｇの真空溶解炉にて溶製した。得られたインゴットは、熱間圧延を施した後に６８０℃×１時間の巻取り相当処理を施した。続いて０．５ｍｍまで冷間圧延を施し、さらに８２０℃で３０秒の仕上焼鈍を施した後に磁気測定を施した。その後、７５０℃で２時間の歪取焼鈍を施し、同様に磁気測定を行った。なお、磁気測定は２５ｃｍエプスタイン試験法により行った。
【００１５】
まず、ｓｏｌ．Ａｌ量を３００ｐｐｍに固定して磁気特性に及ぼすＢの影響を調査した。その結果を図１に示す。図１によれば、ｓｏｌ．Ａｌを脱酸目的で３００ｐｐｍ程度添加した鋼では、従来から報告されているとおり、仕上焼鈍後及び歪取焼鈍後ともに、Ｂ：２５ｐｐｍ付近、即ち重量比でＢ／Ｎ＝１付近で鉄損は極小となることが判る。一方、磁束密度は、Ｂ：１０〜１５ｐｐｍまではＢ量の増加によりわずかに増加するものの、Ｂをそれ以上添加すると逆に劣化する。このように、従来のＢ添加鋼では高磁束密度と低鉄損を同時に得ることは困難であった。
【００１６】
そこで本発明者らは、かかる問題を解決するために抽出残渣および電子顕微鏡（以下、ＴＥＭという）による解析を利用して磁気特性に及ぼすＢとｓｏｌ．Ａｌの影響について詳細に検討した。その結果、Ｂは熱間圧延の後段にＭｎＳを核として２００〜３００ｎｍの粗大なＢＮを形成して粒成長性を向上させるが、Ｂ／Ｎ＜１では微細なＡｌＮが、またＢ／Ｎ＞１では固溶Ｂが、それぞれ巻取時と歪取焼鈍時の粒成長を阻害するために磁束密度と鉄損の劣化が生じることが判明した。さらに、Ｂ添加による磁束密度の低下原因としては、上記以外に、変態点の低下や固溶Ｂによる集合組織の劣化も考えられる。
【００１７】
いずれにせよ、Ｂの過剰添加は磁気特性を劣化させるため、Ｂの添加量は極力低減することが望ましい。そこで、Ｂの添加量を極力低減しながら粒成長性を改善することを試みた。すなわち、Ｂの添加量が５〜１５ｐｐｍ付近では仕上焼鈍後の磁束密度はむしろ改善される傾向にあるため、この低Ｂ添加領域での粒成長性の改善を目的に、ｓｏｌ．Ａｌの添加量を増加させることを試みた。
【００１８】
ｓｏｌ．Ａｌ量を８００ｐｐｍに固定して、磁気特性に及ぼすＢの影響について調査した結果を図２に示す。図２によれば、ｓｏｌ．Ａｌ量が３００ｐｐｍの従来鋼と比較して、ｓｏｌ．Ａｌ量を８００ｐｐｍ添加した鋼では鉄損が極小となるＢ量の適正値は低Ｂ側にシフトしており、Ｂ：１０〜１５ｐｐｍ付近にあることが判る。抽出残渣の解析結果から、これは熱間圧延中にＮの一部がＡｌＮとして析出したためであることが判明した。また、ｓｏｌ．Ａｌ量が３００ｐｐｍの従来鋼ではＢ／Ｎ＝１以外では鉄損が急峻に増加するのに対して、ｓｏｌ．Ａｌ量を８００ｐｐｍとした鋼では、鉄損が低減する範囲のピークはブロードになる。さらに特筆すべきことは、ｓｏｌ．Ａｌを８００ｐｐｍ添加した鋼の磁束密度はｓｏｌ．Ａｌ量を３００ｐｐｍとした鋼に較べて格段に向上し、Ｂ：１５ｐｐｍ付近では高磁束密度と低鉄損を兼備していることである。
【００１９】
そこで次に、Ｂ量をｔｒ．と１３ｐｐｍに固定してｓｏｌ．Ａｌ量を０．０１ｗｔ％から０．２５ｗｔ％まで変化させ、Ｂ添加鋼の磁気特性に及ぼすｓｏｌ．Ａｌ量の影響について検討した。その結果を図３（歪取焼鈍後の磁気特性）に示す。図３によれば、Ｂを添加しない鋼ではｓｏｌ．Ａｌ量が０．０５ｗｔ％から０．１５ｗｔ％の範囲内で磁束密度が増加する領域が現れる。しかし、鉄損を十分に低減（Ｗ_{１５／５０}＜４．２Ｗ／ｋｇ）するためには０．２０ｗｔ％を超えるｓｏｌ．Ａｌを添加する必要があり、単にＡｌの単独添加のみでは低鉄損と高磁束密度を同時に得ることはできないことが判る。
【００２０】
一方、Ｂを１３ｐｐｍ添加した鋼ではＢを添加しない鋼に較べて磁束密度はやや低下するものの、鉄損はｓｏｌ．Ａｌ量が０．０５ｗｔ％から０．１７ｗｔ％の範囲でＢを添加しない鋼よりも大幅に低減される。
このように、ＢとＡｌの複合添加により従来の材料を凌ぐ高磁束密度且つ低鉄損材料が得られることが判明した。そこで、Ｂとｓｏｌ．Ａｌの種々の含有量における仕上焼鈍後と歪取焼鈍後の磁気特性について調査を行った。歪取焼鈍後の結果を図４にまとめて示す。
【００２１】
図４より明らかなように、ｓｏｌ．Ａｌ量に拘りなく、Ｂ量が３０ｐｐｍを超えると磁束密度は劣化し、一方、Ｂ量が２ｐｐｍ未満では十分な鉄損の低減効果が得られない。このため本発明ではＢ量は２〜３０ｐｐｍとする。また、ｓｏｌ．Ａｌ量が０．０５ｗｔ％未満では磁束密度と鉄損の双方に優れた特性を得ることはできない。一方、ｓｏｌ．Ａｌ量が０．２０ｗｔ％を超えると、Ａｌ添加による本質的な磁束密度の劣化を招くと同時に、Ｂの添加による粒成長性向上の効果も喪失する。さらに、コストアップの問題や、上述したようにＴｉ、Ｚｒ混入により磁気特性が不安定になる弊害も生じる。このため本発明ではｓｏｌ．Ａｌ量は０．０５〜０．２０ｗｔ％とする。
【００２２】
さらに、良好な磁気特性を得るためには、熱間圧延終了時の固溶Ｂおよび固溶Ｎの残存量を極力少なくする必要がある。その範囲は図４中の枠で囲まれた領域であり、この領域はＢとｓｏｌ．Ａｌの含有量の積として、
０．３×１０^−４＜［％ｓｏｌ．Ａｌ］×［％Ｂ］＜２．２×１０^−４
で表される。このためＢとｓｏｌ．Ａｌの含有量はこの範囲に限定する。
【００２３】
また、図中斜線を施した領域内ではさらに優れた磁気特性が得られ、この領域はＢとｓｏｌ．Ａｌの含有量の積として、
０．６×１０^−４＜［％ｓｏｌ．Ａｌ］×［％Ｂ］＜１．４×１０^−４
で表される。したがって、特に優れた磁気特性を得る場合には、Ｂとｓｏｌ．Ａｌの含有量はこの範囲とすることが望ましい。
【００２４】
一方、Ｓｉ添加量が０．５ｗｔ％以下の比較的低グレード鋼種に上記の成分を適用した場合は、仕上焼鈍後および歪取焼鈍後の鋼板の表層に細粒組織が発生するため、磁気特性の改善効果が少ない。細粒組織が発生した鋼板の表層を約２０μｍ研磨して、抽出レプリカにてＴＥＭ観察を行うと、約１００ｎｍ程度のＡｌＮが極めて緻密に析出しているのが観察された。これは、Ｎとの親和力の強いＡｌとＢを複合添加することにより表層窒化が生じて細粒組織が形成されたものと考えられる。
【００２５】
そこで、このような表層窒化を防止する観点から、Ｃ：０．００２ｗｔ％、Ｓｉ：０．７ｗｔ％及び０．１ｗｔ％、Ｍｎ：０．３ｗｔ％、Ｐ：０．１０ｗｔ％、Ｓ：０．００３ｗｔ％、Ｃｒ：０．０５ｗｔ％、Ｖ：０．００２ｗｔ％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０８ｗｔ％、Ｎ：０．００２５ｗｔ％、Ｂ：１２ｐｐｍを含有する鋼を溶製し、歪取焼鈍後の鉄損に及ぼすＳｉ、Ｓｂ、Ｓｎの影響を調査した。なお、熱延条件、仕上焼鈍条件等は先に述べた試験と同様とした。その結果を図５に示す。
【００２６】
図５によれば、Ｓｉ添加量によって効果の程度は異なるものの、Ｓｉを０．７ｗｔ％添加した鋼及びＳｉを０．１ｗｔ％添加した鋼ともに、Ｓｂを０．００２ｗｔ％以上添加することにより歪取焼鈍後の鉄損は改善される。このとき、表層の細粒組織も鉄損の低下に対応して消滅していくことが確認された。一方、Ｓｂを０．２ｗｔ％を超えて添加すると、いずれの鋼においても過剰のＳｂにより鉄損は劣化する。また、同様の効果がＳｎの添加によっても得られるが、Ｓｂと同等の効果を得るためには２倍の添加量が必要となることが確認された。このため、より優れた磁気特性を得るためにはＳｂ及びＳｎの１種または２種をＳｂ＋Ｓｎ／２として０．００２〜０．２ｗｔ％添加することが好ましい。
【００２７】
次に、磁気特性に及ぼすＶの影響について調査した。Ｖが鋼の粒成長性を劣化させる元素であることは古くから知られており、従来では特開平９−１９５０１１号に示されるようなＶの低減化や、Ａｌの多量添加によるＶの無害化が図られてきた。しかし、上述したようにＶの低減化やＡｌの多量添加には、コストアップ、製造上の制約、不純物の増加等の種々の問題が伴うため、安価にＶを無害化する方法の開発が切望されていた。この点、本発明の成分系ではＮを基本的にＡｌとＢで固定するため、Ｖは十分無害化できる可能性がある。
【００２８】
そこで、Ｃ：０．００２ｗｔ％、Ｓｉ：０．６ｗｔ％、Ｍｎ：０．３ｗｔ％、Ｐ：０．１０ｗｔ％、Ｓ：０．００３ｗｔ％、Ｃｒ：０．０７ｗｔ％、Ｖ：ｔｒ．〜０．０６ｗｔ％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．１ｗｔ％、Ｎ：０．００２５ｗｔ％、Ｂ：１０ｐｐｍを含有する鋼を溶製し、仕上焼鈍後および歪取焼鈍後の磁気特性に及ぼすＶの影響を調査した。
【００２９】
その結果を図６に示す。通常、Ｓｉ脱酸鋼では３０〜１００ｐｐｍのＶの混入により鉄損と磁束密度はともに著しく劣化するが、図６に示されるように適量のｓｏｌ．ＡｌとＢが複合添加された本発明の成分系では、Ｖが数百ｐｐｍ混入しても磁気特性の劣化は生じないことが判明した。抽出残渣により析出物の分析を行ったが、Ｖが０．０５ｗｔ％以下であればＶ系の析出物は検出されなかった。しかし、Ｖが０．０６ｗｔ％以上になるとわずかにＶ系の析出物が検出され、磁気特性は劣化する。このためＶは０．０５ｗｔ％以下（但し、０ｗｔ％の場合を含む）とすることが好ましい。
【００３０】
Ｃｒ、Ｖ以外の不純物としてＴｉ、Ｎｂ、Ｚｒが磁気特性を劣化させることが知られている。これらの元素は窒化物のみならず炭窒化物を形成するため、無害化が困難な元素である。そのため、これらの元素の混入を防止するために特殊耐火物の使用や製鋼段階での特別な運用形態を強いられている。
【００３１】
Ｂ添加電磁鋼板の磁気特性に及ぼすＴｉ、Ｎｂ、Ｚｒの影響を明らかにするために、Ｃ：０．００２ｗｔ％、Ｓｉ：０．８ｗｔ％、Ｍｎ：０．３ｗｔ％、Ｐ：０．１０ｗｔ％、Ｓ：０．００３ｗｔ％、Ｃｒ：０．０３ｗｔ％、Ｖ：２０ｐｐｍ、ｓｏｌ．Ａｌ：０．１ｗｔ％、Ｎ：０．００２５ｗｔ％、Ｂ：１２ｐｐｍ、Ｔｉ：０〜５０ｐｐｍ、Ｎｂ：０〜５０ｐｐｍ、Ｚｒ：０〜５０ｐｐｍを含有する鋼を溶製し、先に述べた試験と同じ熱延条件及び仕上焼鈍条件によりサンプルを作製した。Ｔｉ、Ｎｂ、Ｚｒの各含有量と仕上焼鈍後および歪取焼鈍後の磁気特性との関係を図７〜図９に示す。
【００３２】
図７〜図９によればＴｉ、Ｎｂ、Ｚｒはいずれも１５ｐｐｍを超えると磁気特性は著しく劣化することが判る。このためこれら各元素の含有量は１５ｐｐｍ以下（但し、０ｐｐｍの場合を含む）とする。しかしながら、本発明の成分系ではｓｏｌ．Ａｌの含有量が０．２０ｗｔ％以下であるため、ＴｉとＺｒの混入量は自ずと１５ｐｐｍ程度以下に低減される利点がある。
【００３３】
以下、その他の成分の限定理由について説明する。
Ｃ：Ｃは磁気時効を回避するために０．００５ｗｔ％以下（但し、０ｗｔ％の場合を含む）とする。
Ｓｉ：Ｓｉは鋼板の固有抵抗を上げて鉄損を低減するのに有効な元素であるが、１．８ｗｔ％を超えて添加されるとリジングの問題が生じる。このためＳｉは１．８ｗｔ％以下（但し、０ｗｔ％の場合を含む）とする。
【００３４】
Ｍｎ：Ｍｎは通常、熱間圧延時の赤熱脆性の防止、粒成長性向上の目的で添加されるが、Ｂ添加鋼ではＢＮの析出サイトとして不可欠なＭｎＳを鋼板中に析出させる元素として不可欠である。ＭｎＳの析出には０．０５ｗｔ％以上のＭｎが必要であるが、１．５ｗｔ％を超えると磁束密度を低下させるので、Ｍｎは０．０５〜１．５ｗｔ％とする。
Ｓ：ＳはＭｎと同様にＭｎＳ形成のための必須元素である。ＭｎＳの析出には０．００１０ｗｔ％以上のＳが必要であるが、０．０２０ｗｔ％を超えると粒成長性が低下するため、Ｓは０．００１０〜０．０２０ｗｔ％とする。
【００３５】
Ｐ：Ｐは鋼板の打ち抜き性を改善するために必要な元素であるが、０．２ｗｔ％を超えて添加すると鋼板が脆化するため０．２ｗｔ％以下（但し、０ｗｔ％の場合を含む）とする。
Ｎ：Ｎは熱間圧延時にＡｌＮを析出させるために必須な元素である。ＮはＡｌＮの析出に０．００１０ｗｔ％以上必要であるが、０．００５ｗｔ％を超えるとＡｌＮの析出量が増加して粒成長性が低下するので、０．００１０〜０．００５ｗｔ％とする。
【００３６】
本発明の無方向性電磁鋼板は、その成分組成が上述した範囲内であればその製造方法に特別な制約はなく、以下に示すような通常の製造方法で製造することができる。すなわち、転炉で吹錬した溶鋼を脱ガス処理して所定の成分に調整し、引き続き鋳造、熱間圧延を行う。熱間圧延時の仕上焼鈍温度、巻取り温度は特に規定する必要はなく、通常の方法に従ってよい。また、熱間圧延後の熱延板焼鈍は行ってもよいが必須ではない。次いで、酸洗した後、一回の冷間圧延若しくは中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延により所定の板厚とし、しかる後、仕上焼鈍を行い、さらに必要に応じて歪取焼鈍を行う。通常、この歪取焼鈍は鋼板のユーザ側で行われる。
【００３７】
【実施例】
転炉で吹錬した後に脱ガス処理を行うことにより所定の成分に調整した表１及び表２に示す鋼をスラブに鋳造し、このスラブを１２００℃で加熱した後、板厚２．０ｍｍまで熱間圧延した。この際、熱延仕上げ温度は８００℃、巻取り温度は６９０℃とした。酸洗後、板厚０．５ｍｍまで冷間圧延し、表３及び表４に示す仕上焼鈍条件で焼鈍を施し、その後、ＤＸガス雰囲気にて７５０℃×２時間の歪取焼鈍を施した。
【００３８】
磁気測定は２５ｃｍエプスタイン試験片を用いて行った。各鋼板の磁気特性を表３及び表４に併せて示す。
表１〜表４によれば、本発明の成分条件を満足する鋼板のみが、仕上焼鈍後及び歪取焼鈍後のいずれにおいても、高磁束密度と低鉄損を兼備した優れた磁気特性を有していることが判る。
【００３９】
【表１】

【００４０】
【表２】

【００４１】
【表３】

【００４２】
【表４】

【００４３】
【発明の効果】
以上述べたように、本発明の無方向性電磁鋼板は高磁束密度と低鉄損を兼ね備た優れた磁気特性を有し、しかも不純物元素の影響を受けにくいため、従来技術に較べて低コストで製造可能であるという利点を有する。
【図面の簡単な説明】
【図１】ｓｏｌ．Ａｌを３００ｐｐｍ含有する鋼板のＢ含有量と仕上焼鈍後及び歪取焼鈍後の鉄損並びに磁束密度との関係を示すグラフ
【図２】ｓｏｌ．Ａｌを８００ｐｐｍ含有する鋼板のＢ含有量と仕上焼鈍後及び歪取焼鈍後の鉄損並びに磁束密度との関係を示すグラフ
【図３】Ｂを含有しない鋼板とＢを１３ｐｐｍ含有する鋼板のｓｏｌ．Ａｌ含有量と歪取焼鈍後の鉄損及び磁束密度との関係を示すグラフ
【図４】本発明が規定するＢ量とｓｏｌ．Ａｌ量の範囲を示すグラフ
【図５】Ｓｉを０．１ｗｔ％及び０．７ｗｔ％含有する鋼板のＳｂ含有量と歪取焼鈍後の鉄損との関係を示すグラフ
【図６】本発明鋼板のＶ含有量と仕上焼鈍後及び歪取焼鈍後の鉄損並びに磁束密度との関係を示すグラフ
【図７】本発明鋼板のＴｉ含有量と仕上焼鈍後及び歪取焼鈍後の鉄損との関係を示すグラフ
【図８】本発明鋼板のＮｂ含有量と仕上焼鈍後及び歪取焼鈍後の鉄損との関係を示すグラフ
【図９】本発明鋼板のＺｒ含有量と仕上焼鈍後及び歪取焼鈍後の鉄損との関係を示すグラフ[0001]
[Technical field to which the invention belongs]
The present invention relates to a non-oriented electrical steel sheet having excellent magnetic properties.
[0002]
[Prior art]
In recent years, there has been a rapid increase in the need for higher efficiency of electrical equipment, and there is a need to further reduce iron loss and magnetic flux density for electromagnetic steel sheets, which are iron core materials for motors and transformers.
[0003]
However, while increasing the characteristics of electrical steel sheets in this way, various new smelting processes have been introduced from the viewpoint of cost reduction in steel production. As a result, the level of impurities in steel sheets has increased in recent years. There is a tendency. For example, the use of low-grade ores in the ironmaking process and the shortening of the blowing time and the active use of scrap in the steelmaking process are promoted. As a result, the inclusion of trace elements such as Cr, V, Nb, and Ti in the steel sheet The amount tends to increase. Since these impurity elements inhibit the grain growth of the electrical steel sheet, both the magnetic flux density and the iron loss are deteriorated.
[0004]
Against this background, JP-A-9-195011 discloses a technique for preventing VN fine precipitation by setting the contents of V and N to log V (%) · N (%) ≦ 5.29. Yes. However, in order to reduce V, it is necessary to separate the raw ore and increase the amount of oxygen blown in the steel making, and an increase in cost is inevitable.
[0005]
On the other hand, Japanese Patent Application Laid-Open Nos. 54-163720, 58-117828, etc. disclose techniques relating to nitride form control by addition of B. In this technique, N is fixed with B to improve grain growth, and B is added in several tens ppm and Al is added in several hundred ppm for the purpose of deoxidation. However, in such a conventional B-added steel, a low iron loss is obtained when an equivalent amount of B is added to N. However, if B or N is excessively left in the steel, the magnetic properties deteriorate. It is necessary to strictly control the content of. Furthermore, the conventional B-added steel has a drawback that it has a large variation in characteristics due to its strong dependency on the coiling temperature and that the magnetic flux density is essentially low.
[0006]
In addition, a method for fixing nitrides as AlN by adding a large amount of Al has been known for a long time, but in order to sufficiently fix N as AlN, sol. Al must be added in an amount of 0.2 wt% or more, which causes a problem of cost increase. Furthermore, the addition of a large amount of Al promotes the reduction reaction of Ti-based oxides floating in the slag at the steelmaking stage and Zr-based oxides present in the refractory, so that impurities such as Ti and Zr This increases the amount of contamination. For this reason, the addition of a large amount of Al improves the grain growth, but has the disadvantage of increasing the variation in characteristics.
[0007]
For precipitates other than nitrides, technologies relating to sulfide morphology control based on REM addition are disclosed in JP-A-51-62115, JP-A-8-325678, and the like. However, this technique has problems that it is necessary to strictly control the contents of REM and S, and that the addition of REM causes an increase in cost.
[0008]
In addition, Japanese Patent Application Laid-Open Nos. 61-67753 and 62-180014 disclose techniques for improving magnetic flux density using special elements such as Sn and Cu. Both of these techniques are hot-rolled sheets. In the state where the self-annealing and the hot-rolled sheet annealing are not performed, the effect of improving the characteristics is small.
[0009]
[Problems to be solved by the invention]
Therefore, an object of the present invention is to provide an electrical steel sheet that has both high magnetic flux density and low iron loss, can be manufactured at low cost, and has magnetic properties that are not easily affected by impurity elements such as Cr, V, Ti, and Zr. It is to provide.
[0010]
[Means for Solving the Problems]
The present inventors have described B, sol. As a result of extensive research on the effects of carbonitride-forming elements such as Al, Sb and Cr, V, Ti, and Zr, an appropriate amount of sol. Compound addition of Al and B, specifically, sol. Add 0.05 to 0.20 wt% of Al to deposit a small amount of AlN during hot rolling, and add an appropriate amount of B to precipitate BN during hot rolling to combine low iron loss and high magnetic flux density It was found that the obtained steel sheet was obtained, that iron loss and magnetic flux density were further improved by adding appropriate amounts of Sb and / or Sn, and that harmful V as an impurity could be detoxified to several hundred ppm. . Furthermore, such a component system of the present invention can also enjoy the advantage that the amount of Ti and Zr mixed can be greatly reduced.
[0011]
The present invention has been made on the basis of such findings, and the characteristic features thereof are as follows.
[1] C: 0.005 wt% or less, Si: 1.8 wt% or less, Mn: 0.05 to 1.5 wt%, sol. Al: 0.05-0.20 wt%, S: 0.0010-0.020 wt%, P: 0.2 wt% or less, N: 0.0010-0.005 wt%, B: 2-30 ppm, And sol. The product of the contents of Al and B satisfies the following formula (1), and further, Ti: 15 ppm or less, Nb: 15 ppm or less, Zr: 15 ppm or less, and the balance has a component composition consisting of Fe and inevitable impurities non-oriented electrical steel sheet characterized.
0.3 × 10 ⁻⁴ <[% sol. Al] × [% B] <2.2 × 10 ⁻⁴ (1)
[0012]
[2] In the non-oriented electrical steel sheet according to [1], the sol. Non-oriented electrical steel sheet product of the content of Al and B you satisfies the following expression (2).
0.6 × 10 ⁻⁴ <[% sol. Al] × [% B] <1.4 × 10 ⁻⁴ (2)
[3] above [1] or in the non-oriented electrical steel sheet [2], characterized in that it contains 0.002～0.2Wt% one or two of Sn and Sb as Sb + Sn / 2 No Oriented electrical steel sheet.
[0013]
[4] In any of the non-oriented electrical steel sheet of the [1] ~ [3], V: non-oriented electrical steel sheet characterized in that it contains less 0.05 wt%.
[0014]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
Hereinafter, the route leading to the present invention and the reasons for limitation of the present invention will be described in detail.
First, the sol. In order to investigate the influence of Al and B, the component composition was C: 0.002 wt%, Si + Al: 0.8 wt%, Si: 0.55 to 0.79 wt%, Mn: 0.3 wt%, P: 0.00. 10 wt%, S: 0.003 wt%, Cr: 0.05 wt%, V: 20 ppm, sol. Steel adjusted to Al: 0.01 to 0.25 wt%, N: 0.0025 wt%, and B: 2 to 57 ppm was melted in a 50 kg vacuum melting furnace. The obtained ingot was subjected to a rolling equivalent treatment at 680 ° C. for 1 hour after hot rolling. Then, it cold-rolled to 0.5 mm, and also magnetically measured after giving final annealing for 30 seconds at 820 degreeC. Then, the stress relief annealing for 2 hours was performed at 750 degreeC, and the magnetic measurement was similarly performed. Magnetic measurements were performed by the 25 cm Epstein test method.
[0015]
First, sol. The effect of B on the magnetic properties was investigated with the Al content fixed at 300 ppm. The result is shown in FIG. According to FIG. In steel to which about 300 ppm is added for the purpose of deoxidizing Al, iron loss is about B: 25 ppm, that is, B / N = 1 by weight ratio, both after finishing annealing and after stress relief annealing. It turns out that it becomes the minimum. On the other hand, the magnetic flux density slightly increases with an increase in the amount of B up to B: 10 to 15 ppm, but deteriorates conversely when more B is added. Thus, it has been difficult to obtain high magnetic flux density and low iron loss at the same time with the conventional B-added steel.
[0016]
In order to solve such problems, the present inventors have used B and sol., Which have an influence on magnetic properties, using extraction residue and analysis by an electron microscope (hereinafter referred to as TEM). The influence of Al was examined in detail. As a result, B forms coarse BN of 200 to 300 nm with MnS as the core after hot rolling to improve grain growth. However, when B / N <1, fine AlN and B / N> In No. 1, it was found that solute B deteriorates the magnetic flux density and iron loss because it inhibits the grain growth during winding and strain annealing. In addition to the above, the cause of the decrease in the magnetic flux density due to the addition of B may be a decrease in the transformation point and a deterioration of the texture due to the solid solution B.
[0017]
In any case, since excessive addition of B deteriorates magnetic properties, it is desirable to reduce the addition amount of B as much as possible. Therefore, an attempt was made to improve grain growth while reducing the addition amount of B as much as possible. That is, since the magnetic flux density after finish annealing tends to be improved when the addition amount of B is in the vicinity of 5 to 15 ppm, the sol. An attempt was made to increase the amount of Al added.
[0018]
sol. FIG. 2 shows the result of investigating the influence of B on the magnetic properties with the Al content fixed at 800 ppm. According to FIG. Compared with the conventional steel having an Al content of 300 ppm, sol. In steel to which 800 ppm of Al is added, it can be seen that the appropriate value of the B amount at which the iron loss is minimized is shifted to the low B side, and B is in the vicinity of 10 to 15 ppm. From the analysis results of the extraction residue, it was found that this was because a part of N was precipitated as AlN during hot rolling. Also, sol. In the conventional steel having an Al content of 300 ppm, the iron loss increases sharply except for B / N = 1, whereas sol. In steel with an Al content of 800 ppm, the peak in the range where iron loss is reduced is broad. Further noteworthy is sol. The magnetic flux density of steel added with 800 ppm of Al is sol. This is a significant improvement over steel with an Al content of 300 ppm. B: It has a high magnetic flux density and low iron loss in the vicinity of 15 ppm.
[0019]
Then, next, the B amount is set to tr. Fixed at 13 ppm and sol. By changing the Al content from 0.01 wt% to 0.25 wt%, the sol. The effect of Al content was examined. The results are shown in FIG. 3 (magnetic properties after strain relief annealing). According to FIG. 3, sol. A region where the magnetic flux density increases when the Al content is in the range of 0.05 wt% to 0.15 wt% appears. However, in order to sufficiently reduce the iron loss (W _15/50 <4.2 W / kg), the sol. It is necessary to add Al, and it can be seen that low iron loss and high magnetic flux density cannot be obtained simultaneously by simply adding Al alone.
[0020]
On the other hand, in the steel added with 13 ppm of B, the magnetic flux density is slightly lower than in the steel not added with B, but the iron loss is sol. When the Al content is in the range of 0.05 wt% to 0.17 wt%, the amount is significantly reduced as compared with steel not containing B.
As described above, it was found that a material having a high magnetic flux density and a low iron loss exceeding the conventional material can be obtained by the combined addition of B and Al. Therefore, B and sol. The magnetic properties after finish annealing and after strain relief annealing at various contents of Al were investigated. The results after strain relief annealing are summarized in FIG.
[0021]
As is clear from FIG. Regardless of the amount of Al, if the amount of B exceeds 30 ppm, the magnetic flux density deteriorates. On the other hand, if the amount of B is less than 2 ppm, a sufficient iron loss reduction effect cannot be obtained. Therefore, in the present invention, the amount of B is set to 2 to 30 ppm. Also, sol. If the Al content is less than 0.05 wt%, it is not possible to obtain characteristics excellent in both magnetic flux density and iron loss. On the other hand, sol. When the amount of Al exceeds 0.20 wt%, the magnetic flux density is essentially deteriorated by addition of Al, and at the same time, the effect of improving grain growth by addition of B is lost. Furthermore, the problem of cost increase and the detrimental effect that the magnetic characteristics become unstable due to the mixture of Ti and Zr as described above. Therefore, in the present invention, sol. The amount of Al is 0.05 to 0.20 wt%.
[0022]
Furthermore, in order to obtain good magnetic properties, it is necessary to reduce the residual amount of solute B and solute N at the end of hot rolling as much as possible. The range is an area surrounded by a frame in FIG. As the product of Al content,
0.3 × 10 ⁻⁴ <[% sol. Al] × [% B] <2.2 × 10 ⁻⁴
It is represented by For this reason, B and sol. The Al content is limited to this range.
[0023]
Further, even better magnetic characteristics are obtained in the hatched region in the figure. As the product of Al content,
0.6 × 10 ⁻⁴ <[% sol. Al] × [% B] <1.4 × 10 ⁻⁴
It is represented by Therefore, in order to obtain particularly excellent magnetic characteristics, B and sol. The Al content is preferably within this range.
[0024]
On the other hand, when the above components are applied to a relatively low grade steel type with an Si addition amount of 0.5 wt% or less, a fine grain structure is generated in the surface layer of the steel sheet after finish annealing and strain relief annealing, so that the magnetic properties There is little improvement effect. When the surface layer of the steel sheet having a fine grain structure was polished by about 20 μm and observed by TEM with an extracted replica, it was observed that about 100 nm of AlN was deposited very densely. This is presumably because the surface layer nitridation occurred due to the composite addition of Al and B having a strong affinity with N, and a fine grain structure was formed.
[0025]
Therefore, from the viewpoint of preventing such surface nitridation, C: 0.002 wt%, Si: 0.7 wt% and 0.1 wt%, Mn: 0.3 wt%, P: 0.10 wt%, S: 0.00. 003 wt%, Cr: 0.05 wt%, V: 0.002 wt%, sol. A steel containing Al: 0.08 wt%, N: 0.0025 wt%, and B: 12 ppm was melted, and the effects of Si, Sb, and Sn on the iron loss after strain relief annealing were investigated. The hot rolling conditions, finish annealing conditions, and the like were the same as in the test described above. The result is shown in FIG.
[0026]
According to FIG. 5, although the degree of effect varies depending on the amount of Si added, both steel added with 0.7 wt% Si and steel added with 0.1 wt% Si are strained by adding 0.002 wt% or more of Sb. Iron loss after annealing is improved. At this time, it was confirmed that the fine grain structure of the surface layer also disappeared in response to the decrease in iron loss. On the other hand, when Sb is added in excess of 0.2 wt%, the iron loss is deteriorated by excess Sb in any steel. Moreover, although the same effect is acquired by addition of Sn, in order to acquire an effect equivalent to Sb, it was confirmed that the addition amount of 2 times is required. For this reason, in order to obtain more excellent magnetic characteristics, it is preferable to add 0.002 to 0.2 wt% of Sb and Sn as Sb + Sn / 2.
[0027]
Next, the influence of V on the magnetic characteristics was investigated. It has been known for a long time that V is an element that deteriorates the grain growth property of steel. Conventionally, the reduction of V as disclosed in JP-A-9-195011 and the detoxification of V by the addition of a large amount of Al. Has been planned. However, as described above, the reduction of V and the addition of a large amount of Al are accompanied by various problems such as an increase in cost, restrictions on manufacturing, and an increase in impurities. Therefore, development of a method for detoxifying V at low cost is eagerly desired. It had been. In this respect, in the component system of the present invention, since N is basically fixed with Al and B, V may be sufficiently harmless.
[0028]
Therefore, C: 0.002 wt%, Si: 0.6 wt%, Mn: 0.3 wt%, P: 0.10 wt%, S: 0.003 wt%, Cr: 0.07 wt%, V: tr. -0.06 wt%, sol. A steel containing Al: 0.1 wt%, N: 0.0025 wt%, and B: 10 ppm was melted, and the influence of V on the magnetic properties after finish annealing and strain relief annealing was investigated.
[0029]
The result is shown in FIG. Usually, in Si-deoxidized steel, both iron loss and magnetic flux density are remarkably deteriorated by mixing 30 to 100 ppm of V. However, as shown in FIG. In the component system of the present invention in which Al and B are added in combination, it has been found that the magnetic properties do not deteriorate even when V is mixed in several hundred ppm. The precipitate was analyzed based on the extraction residue, but no V-based precipitate was detected if V was 0.05 wt% or less. However, when V is 0.06 wt% or more, V-based precipitates are slightly detected, and the magnetic characteristics deteriorate. For this reason, V is preferably 0.05 wt% or less (including the case of 0 wt%).
[0030]
It is known that Ti, Nb, and Zr as impurities other than Cr and V deteriorate the magnetic properties. Since these elements form not only nitrides but also carbonitrides, they are elements that are difficult to detoxify. For this reason, in order to prevent the mixing of these elements, the use of special refractories and a special operation form at the steel making stage are forced.
[0031]
In order to clarify the influence of Ti, Nb, and Zr on the magnetic properties of the B-added electrical steel sheet, C: 0.002 wt%, Si: 0.8 wt%, Mn: 0.3 wt%, P: 0.10 wt% , S: 0.003 wt%, Cr: 0.03 wt%, V: 20 ppm, sol. Steel containing Al: 0.1 wt%, N: 0.0025 wt%, B: 12 ppm, Ti: 0-50 ppm, Nb: 0-50 ppm, Zr: 0-50 ppm, and the test described above Samples were produced under the same hot rolling conditions and finish annealing conditions. The relationship between each content of Ti, Nb, and Zr and the magnetic characteristics after finish annealing and after strain relief annealing is shown in FIGS.
[0032]
7 to 9, it can be seen that when Ti, Nb, and Zr all exceed 15 ppm, the magnetic characteristics are remarkably deteriorated. Therefore, the content of each of these elements is 15 ppm or less (including the case of 0 ppm) . However, the sol. Since the Al content is 0.20 wt% or less, the amount of Ti and Zr mixed is naturally reduced to about 15 ppm or less.
[0033]
Hereinafter, the reasons for limiting other components will be described.
C: C is 0.005 wt% or less (including the case of 0 wt%) in order to avoid magnetic aging.
Si: Si is an element effective for increasing the specific resistance of a steel sheet and reducing iron loss. However, if it is added in excess of 1.8 wt%, a problem of ridging occurs. For this reason, Si shall be 1.8 wt% or less (however, including the case of 0 wt%).
[0034]
Mn: Mn is usually added for the purpose of preventing red heat embrittlement during hot rolling and improving grain growth, but in B-added steel, it is indispensable as an element for precipitating MnS as a BN precipitation site in the steel sheet. is there. For precipitation of MnS, 0.05 wt% or more of Mn is required, but if it exceeds 1.5 wt%, the magnetic flux density is lowered, so that Mn is 0.05 to 1.5 wt%.
S: S is an essential element for forming MnS, similar to Mn. For precipitation of MnS, 0.0010 wt% or more of S is required. However, if it exceeds 0.020 wt%, the grain growth property decreases, so S is made 0.0010 to 0.020 wt%.
[0035]
P: P is an element necessary for improving the punchability of the steel sheet, but if added over 0.2 wt%, the steel sheet becomes brittle, so 0.2 wt% or less (including the case of 0 wt%). And
N: N is an essential element for precipitating AlN during hot rolling. N needs to be 0.0010 wt% or more for precipitation of AlN, but if it exceeds 0.005 wt%, the precipitation amount of AlN increases and the grain growth property decreases, so 0.0010 to 0.005 wt% is set.
[0036]
The non-oriented electrical steel sheet of the present invention is not particularly limited in its production method as long as its component composition is within the above-described range, and can be produced by a normal production method as described below. That is, the molten steel blown in the converter is degassed to adjust to a predetermined component, followed by casting and hot rolling. The finish annealing temperature and the coiling temperature during hot rolling need not be specified, and may be according to ordinary methods. Moreover, although hot-rolled sheet annealing after hot rolling may be performed, it is not essential. Next, after pickling, a predetermined sheet thickness is obtained by two or more cold rollings with one cold rolling or intermediate annealing, and then finish annealing is performed, and strain relief annealing is performed as necessary. . Usually, this strain relief annealing is performed on the user side of the steel sheet.
[0037]
【Example】
The steel shown in Table 1 and Table 2 adjusted to a predetermined component by performing degassing treatment after blowing in a converter is cast into a slab, and after heating the slab at 1200 ° C., the plate thickness reaches 2.0 mm. Hot rolled. At this time, the hot rolling finishing temperature was 800 ° C., and the winding temperature was 690 ° C. After pickling, it was cold-rolled to a sheet thickness of 0.5 mm, annealed under the finish annealing conditions shown in Table 3 and Table 4, and then subjected to strain relief annealing at 750 ° C. for 2 hours in a DX gas atmosphere.
[0038]
Magnetic measurements were made using 25 cm Epstein specimens. Tables 3 and 4 show the magnetic properties of each steel sheet.
According to Tables 1 to 4, only steel sheets that satisfy the component conditions of the present invention have excellent magnetic properties that combine high magnetic flux density and low iron loss both after finish annealing and after stress relief annealing. You can see that
[0039]
[Table 1]

[0040]
[Table 2]

[0041]
[Table 3]

[0042]
[Table 4]

[0043]
【The invention's effect】
As described above, the non-oriented electrical steel sheet of the present invention has excellent magnetic properties that have both high magnetic flux density and low iron loss, and is less susceptible to impurity elements, so it is lower than the prior art. It has the advantage that it can be manufactured at low cost.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 sol. FIG. 2 is a graph showing the relationship between the B content of a steel sheet containing 300 ppm of Al, iron loss after finish annealing and after stress relief annealing, and magnetic flux density. FIG. 3 is a graph showing the relationship between the B content of a steel plate containing 800 ppm of Al and the iron loss and magnetic flux density after finish annealing and after strain annealing. FIG. FIG. 4 is a graph showing the relationship between the Al content and the iron loss and magnetic flux density after strain relief annealing. FIG. 5 is a graph showing the range of Al content. FIG. 5 is a graph showing the relationship between the Sb content of steel sheets containing 0.1 wt% and 0.7 wt% of Si and the iron loss after strain relief annealing. FIG. 7 is a graph showing the relationship between the V content of iron, the iron loss after finish annealing and after stress relief annealing, and the magnetic flux density. FIG. 7 shows the Ti content of the steel sheet of the present invention and the iron loss after finish annealing and after stress relief annealing. FIG. 8 is a graph showing the relationship between the Nb content of the steel sheet of the present invention and the iron loss after finish annealing and after strain relief annealing. FIG. 9 is the Zr content of the steel sheet of the present invention after finishing annealing and strain. Graph showing the relationship with iron loss after annealing

Claims (4)

Ｃ：０．００５ｗｔ％以下、Ｓｉ：１．８ｗｔ％以下、Ｍｎ：０．０５〜１．５ｗｔ％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０５〜０．２０ｗｔ％、Ｓ：０．００１０〜０．０２０ｗｔ％、Ｐ：０．２ｗｔ％以下、Ｎ：０．００１０〜０．００５ｗｔ％、Ｂ：２〜３０ｐｐｍを含有し、且つｓｏｌ．ＡｌとＢの含有量の積が下記（１）式を満足し、さらに、Ｔｉ：１５ｐｐｍ以下、Ｎｂ：１５ｐｐｍ以下、Ｚｒ：１５ｐｐｍ以下とし、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有することを特徴とする無方向性電磁鋼板。
０．３×１０^−４＜［％ｓｏｌ．Ａｌ］×［％Ｂ］＜２．２×１０^−４ …（１）C: 0.005 wt% or less, Si: 1.8 wt% or less, Mn: 0.05 to 1.5 wt%, sol. Al: 0.05-0.20 wt%, S: 0.0010-0.020 wt%, P: 0.2 wt% or less, N: 0.0010-0.005 wt%, B: 2-30 ppm, And sol. The product of the content of Al and B satisfies the following formula (1), and further, Ti: 15 ppm or less, Nb: 15 ppm or less, Zr: 15 ppm or less, and the balance has a component composition consisting of Fe and inevitable impurities non-oriented electrical steel sheet characterized.
0.3 × 10 ⁻⁴ <[% sol. Al] × [% B] <2.2 × 10 ⁻⁴ (1) ｓｏｌ．ＡｌとＢの含有量の積が下記（２）式を満足することを特徴とする請求項１に記載の無方向性電磁鋼板。
０．６×１０^−４＜［％ｓｏｌ．Ａｌ］×［％Ｂ］＜１．４×１０^−４ …（２）sol. The non- oriented electrical steel sheet according to claim 1, wherein the product of the contents of Al and B satisfies the following formula (2).
0.6 × 10 ⁻⁴ <[% sol. Al] × [% B] <1.4 × 10 ⁻⁴ (2) Ｓｎ及びＳｂの１種または２種をＳｂ＋Ｓｎ／２として０．００２〜０．２ｗｔ％含有することを特徴とする請求項１または２に記載の無方向性電磁鋼板。 The non- oriented electrical steel sheet according to claim 1, wherein 0.002 to 0.2 wt% of one or two of Sn and Sb is contained as Sb + Sn / 2. Ｖ：０．０５ｗｔ％以下を含有することを特徴とする請求項１〜３のいずれかに記載の無方向性電磁鋼板。V: 0.05 wt% or less is contained , The non- oriented electrical steel sheet according to any one of claims 1 to 3 .

Images