JP4218077B2 - Non-oriented electrical steel sheet and manufacturing method thereof - Google Patents

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、電気機器の鉄心として広く用いられる磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板およびその製造方法に関する。とりわけ、高効率回転機用の鉄心材料として好適な磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板およびその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
無方向性電磁鋼板は主に変圧器、安定器等の静止機器や、電動機、発電機等の回転機器の鉄心材料として用いられている。最近、特に地球温暖化防止に関連して、エネルギー使用効率の改善が進められており、産業用や家電用に多用されている無方向性電磁鋼板に対しても、さらなる低鉄損、および高磁束密度化が望まれている。
【０００３】
無方向性電磁鋼板は、方向性電磁鋼板に比較すると磁気特性の異方性（磁化方向による磁気特性の差異）が少ないが、それでも少なからず異方性を有しているのが普通である。例えば磁束密度であれば、通常は、圧延方向に磁化した場合に最も高くなる。
【０００４】
回転機器の鉄心は鋼板面内のあらゆる方向に磁化されるので、磁気特性の異方性が大きい鋼板を回転機器の鉄心に使用すると、回転子の軸に誘起電流が流れて回転子が熱損傷を受けやすくなるうえ、回転バランスが悪くなり誘起トルクむらなどの不都合が生じる。このため、回転機器の鉄心用の無方向性電磁鋼板としては、磁気特性の鋼板面内での異方性が少なく、鋼板面内の平均値としての磁気特性が良好であることが求められており、その改善方法が検討されている。
【０００５】
特開昭６４−５５３３８号公報において、本発明者等の内の１人は、粗大な結晶粒からなる熱延鋼板を冷延し焼鈍する無方向性電磁鋼板の製造方法を開示した。しかし、この方法では、粗大な結晶粒を得るために鋼のＭｎとＳ含有量を特定量以下に制限する必要があり、製造に際しての化学組成選択の自由度が制限されるうえ、冷間圧延母材の結晶粒が粗大であるために製品表面にうねりが生じて、占積率や外観が損なわれる場合がある。また、ここに開示されている方法では得られる磁気特性レベルは、必ずしも十分なものではない。
【０００６】
特開平２−２７４８４４号公報において、本発明者らの内の１人は、鋼板面に垂直な方向に＜１００＞軸密度が高い無方向性電磁鋼板およびその製造方法を開示した。この鋼板は、鋼板面に平行な｛１００｝面方位を発達させ、磁気特性の異方性を低減させるものである。しかし、この鋼板を製造するには、最終焼鈍工程で２段階からなる脱炭処理をおこない、脱炭焼鈍が進行する過程でγ→α変態を利用して上記の集合組織を発達させる方法であり、真空脱炭焼鈍炉や高度な制御技術を必要とするので、製造するのは容易ではない。
【０００７】
特開平８−１５７９６６号公報には、Ｎｉを含有させた鋼をＡｃ３変態点以上の高温で焼鈍する磁気特性の異方性が少ない無方向性電磁鋼板の製造方法が開示されている。しかしながらこの製造方法では、高価なＮｉを使用する必要があるので製造コストが高くなるうえ、コスト上昇分に見合う特性改善効果が得られない。
【０００８】
特開平９−１２５１４５号公報には、Ｃ、Ｓ、Ｎ含有量を低減しさらにＴｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ａｓ含有量をも同時に低減した高純度鋼をγ域で熱延板焼鈍することにより熱延板の結晶粒を粗大にして冷間圧延、焼鈍する磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板の製造方法が開示されている。しかしながらこの方法では高純度化するのが容易でないうえ、熱延板や製品鋼板の結晶組織を単に粗粒化しただけでは磁気特性や鋼板面内での異方性に好ましくない集合組織を有する結晶粒も成長する。このため、製造コストの上昇に見合う特性改善効果が得られないおそれがある。
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】
本発明が解決しようとする課題は、磁化方向による磁気特性の異方性が少なく、しかも鋼板面内で平均した磁束密度が高い電磁鋼板およびその効率的な製造方法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、無方向性電磁鋼板における材料の組織制御に関する詳細な研究をおこなった結果、圧延面に平行な｛４１１｝面の集積度のランダム強度比が高い集合組織を有する鋼板では、鋼板面内での磁気特性の異方性が減少し、平均磁束密度が極めて優れることを知見した。特に｛４１１｝面のランダム強度比の｛２１１｝面のランダム強度比に対する比、すなわちＩ₄₁₁ ／Ｉ₂₁₁ を１以上とすることで良好な磁気特性が得られることを見いだした。
【００１１】
ここで｛４１１｝面の集積度のランダム強度比とは、ランダム試料（同一組成の集合組織を有しない標準試料）の｛４１１｝面の回折強度に対する比のことである（以下、ランダム強度比を単に「｛４１１｝集積度」または「Ｉ₄₁₁ 」と記す。他の結晶面についても同様に記す。）
磁気特性を良好にするには磁化容易軸である＜００１＞方位を有する｛２００｝面の集積度が高く、磁化容易軸を含まない｛１１１｝面の集積度が低いほど良好となる。しかしながら従来の鋼では｛２００｝面の集積度は｛１１１｝面のそれよりも弱い場合が多い。
【００１２】
｛４１１｝面は、磁化容易軸である＜１００＞を互いに直交する２方向に含む｛１００｝面に近い結晶面方位である。従って、｛４１１｝集積度を高めることにより、圧延方向以外の方向での磁化特性も改善され、磁気特性の鋼板面内での異方性が改善される。他方、｛２１１｝面は｛１１１｝面に近い方位であり、磁化容易軸を面内に含まないため、｛１１１｝面に次いで磁気特性に対して好ましくない。
【００１３】
無方向性電磁鋼板の製造に際して｛２００｝集積度を高めるのは容易ではないが、本発明で開示する方法によれば｛４１１｝集積度は比較的容易に高めることができる。例えば、冷間圧下率を高めて圧延した鋼板では、再結晶と結晶粒の成長に伴い、｛２００｝集積度があまり高くならないのに対して、｛４１１｝集積度は優先的に高まる傾向がある。
【００１４】
以上述べたように、焼鈍後の鋼板のＩ₄₁₁ ／Ｉ₂₁₁ は鋼板の磁気特性レベルと強い相関関係があり、この値を大きくすることにより磁気特性の異方性を減少させ、平均磁束密度を向上させることができる。
【００１５】
冷間圧延後の焼鈍時の再結晶過程において、｛４１１｝面近傍の方位を有する結晶粒は、｛２１１｝近傍の方位の結晶粒を蚕食しながら優先的に再結晶し粒成長すると考えられる。このことは、Ｉ₂₁₁ が高い冷間圧延鋼板を再結晶焼鈍することにより、Ｉ₄₁₁ が高い鋼板が得られることを意味している。冷間圧延鋼板のＩ₂₁₁ 集積度を高めるには、熱延板のＩ₂₁₁ をＩ₄₁₁ に比べて相対的に高くしておくのが有効であることから、冷間圧延母材としてはＩ₄₁₁ ／Ｉ₂₁₁ を小さくした熱延板が好ましい。また、冷間圧延時の圧下率を高くすることも、焼鈍後の鋼板のＩ₄₁₁ を大きくするのに有効である。
【００１６】
本発明者らはさらに研究を進めた結果、上述の知見に加えて、磁気の改善に好ましい方位である｛２００｝面と、好ましくない方位である｛２２２｝面のランダム強度比をも考慮した式（Ｉ_４１１＋Ｉ_２００）／（Ｉ_２１１＋Ｉ_２２２）で求められる値を、特定の限界値以上に大きくすることで鋼板の磁気特性の異方性と平均磁束密度が大幅に改善できることも知見した。
【００１７】
さらに、平均粒径がある限界値以上に大きく、かつ粒径変動が少ない結晶組織を有する鋼板を冷間圧延母材として用いることで、冷間圧延した後の焼鈍過程において｛４１１｝面近傍の方位を有する結晶粒が増すことも知見した。
【００１８】
本発明は、これらの知見を基にして完成されたものであり、その要旨は下記(1) に記載の磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板および(2) 記載のその製造方法にある。
【００２０】
（１）化学組成が重量％で、Ｃ：０．００５％以下、Ｓｉ：０〜４．０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０〜４．０％、Ｍｎ：０．０５〜４．０％、Ｐ：０．１５％以下、Ｓ：０．０３５％以下、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる化学組成を有する鋼であって、鋼板面に平行な｛４１１｝面、｛２００｝面、｛２１１｝面、および｛２２２｝面の集積度が、下記式の関係を満たすものであることを特徴とする無方向性電磁鋼板。
【００２１】
（Ｉ₄₁₁ ＋Ｉ₂₀₀ ）／（Ｉ₂₁₁ ＋Ｉ₂₂₂ ）≧０．７５・・
ただし、Ｉ₄₁₁ 、Ｉ₂₀₀ 、Ｉ₂₁₁ およびＩ₂₂₂ は、それぞれ鋼板面に平行な｛４１１｝面、｛２００｝面、｛２１１｝面および｛２２２｝面の集積度を表す。
【００２３】
（２）上記（１）に記載の化学組成を有し、平均結晶粒径が６０μｍ以上で、結晶粒径の変動係数が８０％以下である熱延鋼板を圧下率８０％以上で冷間圧延し、焼鈍する上記（１）に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
【００２４】
【発明の実施の形態】
以下に本発明の実施の形態を詳細に説明する。なお、以下に記す化学組成の％表示は重量％を意味する。
【００２５】
鋼の化学組成は以下のとおりである。
Ｃは磁気特性を劣化させるので少ないほどよい。磁気特性に対する悪影響を避けるために、その上限を０．００５％とする。好ましくは０．００３％以下である。
【００２６】
Ｓｉは鋼の電気抵抗を高めて渦電流損を抑制し鉄損を低減する作用があるが、Ｓｉの含有が増加するにつれて磁束密度が低くなる。従って鉄損低減を重視する場合には含有させるのがよいが、鉄損よりも磁束密度を重視する場合には含有させなくてもよい。Ｓｉを過剰に含有させると冷間圧延性や打ち抜き加工性が劣化するため、含有させる場合でもその上限は４％とする。
【００２７】
Ｍｎは、Ｓによる熱間脆性を防止するために０．０５％以上含有させる。また、Ｍｎには鋼の電気抵抗を高める作用があるので、渦電流損を抑制し鉄損を低減する目的で含有させることができる。しかし、Ｓｉと同様にＭｎ含有量が増すにつれて磁束密度が低下するとともに、冷間圧延性や打ち抜き加工性が劣化するため、その上限を４％とする。好ましくは３％以下、さらに好ましくは２％以下である。
【００２８】
ｓｏｌ．Ａｌは、鋼の電気抵抗を高めて渦電流損を抑制し鉄損を低減する作用があるが、鋼の磁束密度を損なう作用もある。従って、鉄損低減を重視する場合にはｓｏｌ．Ａｌを含有させるのがよいが、鉄損よりも磁束密度を重視する場合には含有させなくてもよい。過剰にｓｏｌ．Ａｌを含有させると冷間圧延性や打ち抜き加工性が劣化するため、含有させる場合でも４％以下とする。なお、ＳｉをＡｌの和が高くなると鋼が過度に硬化して冷間圧延性や打ち抜き性がよくないので、ＳｉおよびＡｌ含有量は、Ｓｉ（％）＋０．５Ａｌ（％）≦４．５となる範囲にするのが好ましい。
【００２９】
Ｐは、電気抵抗を高めて鉄損を改善し、鋼を硬くして打ち抜き性を向上させる効果があるので、打ち抜き性を重視する場合にはＰを含有させてもよい。しかし、過度に含有させると鋼を脆化させるので、含有させる場合でもその上限は０．１５％とする。
【００３０】
Ｓは、磁気特性を劣化させるので少ないほどよい。ただし、鋼板の打ち抜き性や切削性を改善する効果があるので、この様な効果を得る目的で０．０３５％以下のＳを含有させてもよい。
【００３１】
上記以外は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。なお、ＳｉおよびＡｌを含有させない場合でも、製鋼時に鋼を脱酸する目的で溶鋼に添加したＳｉおよび／またはＡｌの残留物が、不可避的不純物として０．０１％程度以下は検出されても構わない。
【００３２】
製品鋼板の集合組織は、｛２１１｝集積度に対する｛４１１｝集積度の比が大きくなるほど鋼板面内の平均の磁束密度が向上し、圧延方向以外の方向の磁束密度が改善されて鋼板面内の磁気特性の異方性が減少する効果が得られる。このため、Ｉ₄₁₁ ／Ｉ₂₁₁ で計算される値を１以上、好ましくは１．５以上、さらに好ましくは２以上とする。
【００３３】
また、製品鋼板の集合組織を、式 ：（Ｉ₄₁₁ ＋Ｉ₂₀₀ ）／（Ｉ₂₁₁ ＋Ｉ₂₂₂ ）から求められる値を０．７５以上にすることによっても同様の効果を得ることができる。このため、製品鋼板における式 から求められる値を０．７５以上とするのもよい。より好ましくは１以上、さらに好ましくは１．１２５以上とするのがよい。
【００３４】
本発明の電磁鋼板は以下に述べる方法で製造することができる。
上述の化学組成を有する素材鋼は、転炉や電気炉で溶製され、真空処理された後、連続鋳造法などによりスラブとされ、熱間圧延、冷間圧延、焼鈍、コーティングなどの工程を経て製品とされる。
【００３５】
溶鋼の溶製方法、真空処理方法、鋳造方法などは特に限定する必要はなく、従来から用いられている公知の方法でよい。熱間圧延前のスラブ加熱は施してもよいし、圧延温度が確保できる場合には加熱を省略してもよい。加熱する場合の加熱温度は１２５０℃以下とするのがよい。熱間圧延温度は、圧延終了温度（仕上温度）を８００〜９５０℃、巻取温度は５００〜７５０℃の範囲とするのがよい。
【００３６】
熱延板には、必須条件ではないが、冷間圧延前に焼鈍を施すとリジング（圧延後に生じる畳目状の凹凸欠陥）の発生を抑制できるので好ましい。また、冷間圧延母材の結晶組織を均一にする目的で焼鈍するのも効果的である。熱延板焼鈍は酸洗前、酸洗後いずれの時期に施しても構わない。
【００３７】
冷間圧延母材としては、前述の化学組成を有し、｛４１１｝集積度と｛２１１｝集積度の比Ｉ₄₁₁ ／Ｉ₂₁₁ が１以下の熱延板を用いるのがよい。冷間圧延母材の比Ｉ₄₁₁ ／Ｉ₂₁₁ は、より好ましくは０．８以下、さらに好ましくは０．５以下とするのがよい。鋼板の集合組織は、公知のＸ線回折における積分強度測定方法で求めることができる。集合組織は板厚方向に変化するため、板厚方向数ヶ所測定して平均値を求めるが、平均的な厚さ位置である板厚の１／４の部分での回折強度を求めるのが簡便である。
【００３８】
また、製品鋼板の（Ｉ₄₁₁ ＋Ｉ₂₀₀ ）／（Ｉ₂₁₁ ＋Ｉ₂₂₂ ）を大きくするには、冷間圧延母材として、前述の化学組成を有し、平均結晶粒径が６０μｍ以上で、その結晶粒径分布の変動係数（相対標準偏差：（標準偏差÷平均値の割合）×１００％）が８０％以下である熱延板を母材として使用するのも好ましい方法である。さらに好ましくは平均結晶粒径を８０μｍ以上、なお好ましくは１００μｍ以上とし、結晶粒径の変動係数を７０％以下、なお好ましくは６５％以下とするのがよい。平均結晶粒径が６００μｍを超えると冷間圧延後の製品鋼板の渦電流損が増して鉄損が増加するので冷間圧延母材の平均結晶粒径は６００μｍ以下とするのが好ましい。
【００３９】
この平均結晶粒径は鋼板の厚さ方向の断面で観察した結晶組織粒を公知の方法で測定すればよく、例えばＪＩＳ−Ｇ−０５５２に定める方法でもよいが、公知の画像処理技術を利用し、結晶を面積が等しい円と仮定してそれらの直径の平均値を求めて平均結晶粒径としてもよい。変動係数は、例えば上記の画像処理により得られる粒径分布の標準偏差を求め、これを平均粒径で除すなどの方法で求めることができる。
【００４０】
母材の結晶組織を上述のようなものとするには、熱間圧延時の圧下率、仕上温度、冷却温度、巻取温度および熱延板焼鈍の昇温速度、均熱温度と時間、冷却速度等を調整すればよい。
【００４１】
冷間圧延時の圧下率が高いほど、製品鋼板のＩ₄₁₁ ／Ｉ₂₁₁ または（Ｉ₄₁₁ ＋Ｉ₂₀₀ ）／（Ｉ₂₁₁ ＋Ｉ₂₂₂ ）が増し、磁束密度が向上し板面内での磁気特性の異方性が改善される。このため、熱延板が製品鋼板になるまでの総圧下率を８０％以上とするのがよい。より好ましくは８３％以上、さらに好ましくは８５％以上とするのがよい。圧下率の上限は操業上の制約から決められるので特別には限定しない。
【００４２】
冷間圧延は１回で製品鋼板の厚さに圧延するのがよいが、中間に焼鈍を挟んで２回以上の圧延により製品鋼板の厚さに圧延しても構わない。また、ここでの冷間圧延は、鋼板の温度を高めて圧延するいわゆる温間圧延で施しても構わない。この際の鋼板温度は３００℃以下がよい。冷間圧延後には公知の方法により再結晶および結晶粒成長させるための焼鈍を施す。
【００４３】
焼鈍された鋼板には公知の方法により、打ち抜き性や絶縁性を向上させるための表面コーティングを施すのが好ましい。無方向性電磁鋼板には、所定の磁気特性が付与されて出荷されるフルプロセス品と、打ち抜きなどの加工が施された後に歪み取り焼鈍されて所定の磁気特性を発現するセミプロセス品とがある。本発明の鋼板はこれらのいずれにも適用可能である。
【００４４】
【実施例】
（予備試験１）
表１に示す化学組成を有する鋼を転炉−ＲＨ−連続鋳造の工程で製造し、得られたスラブを１１２０℃に加熱した後、熱間圧延して種々の厚さの熱延板を得た。
【００４５】
【表１】

【００４６】
これらの熱延板を酸洗した後、８５０℃で２時間保持する箱焼鈍を施し、１回または、９００℃で１分間の中間焼鈍を挟む２回の冷延により、総圧下率が８３〜９０％の冷間圧延を施して厚さを０．５ｍｍにし、８５０℃で１分間保持する連続焼鈍を施し、表面に公知の無機−有機複合系の絶縁コーティングを施した。上記の焼鈍後の熱延板および絶縁コーティングした製品鋼板の｛４１１｝、｛２１１｝集積度を測定し、Ｉ₄₁₁ ／Ｉ₂₁₁ を調査した。Ｘ線積分強度は、鋼板の表面から厚さ方向に２５％の位置まで化学研磨した鋼板表面について測定した。さらに、製品鋼板の、圧延方向、圧延方向に対して４５°方向および圧延方向に対して９０°方向の３方向から、長さ１００ｍｍ、幅３０ｍｍの単板磁気測定試験片を採取し、３方向それぞれの鉄損Ｗ_15/50 と磁束密度Ｂ₅₀を測定した。これらの測定値から、面内平均値を、計算式｛（圧延方向）＋２×（４５°方向）＋（９０°方向）｝／４で求めた。また、板面内異方性は、計算式｛（９０°方向）＋（４５°方向）−２×（圧延方向）｝／（圧延方向）で求めた。
【００４７】
表１にこれらの磁気特性測定結果を示した。表１で、製品鋼板の特性欄に記載の鉄損Ｗ_15/50 と磁束密度Ｂ₅₀は上記の板面内平均値を示す。試験番号１〜６では製品鋼板のＩ₄₁₁ ／Ｉ₂₁₁ が１以上であり、その磁気特性は、鉄損、磁束密度共に板面内平均値が良好であり、磁束密度の板面内異方性は絶対値が０．００５以下で極めて良好であった。これに対し、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎなどの含有量が本発明の規定する範囲外であった試験番号７、８および１０では、製品鋼板のＩ₄₁₁ ／Ｉ₂₁₁ が１に満たず、その磁気特性は、鉄損、磁束密度共に悪く、磁束密度の板面内異方性も大きかった。これに対し、Ｓｉ含有量が高すぎた試験番号９およびｓｏｌ．Ａｌ含有量が高すぎた試験番号１２では冷間圧延時に割れが発生し、製品鋼板が得られなかった。試験番号１１および１３では鋼の化学組成は本発明が規定する範囲内にあるが、製品のＩ₄₁₁ ／Ｉ₂₁₁ が１．０よりも低いために優れた特性が得られなかった。これは磁気特性に好ましい集合組織が得られなかったことが原因である。
【００４８】
（予備試験２）
予備試験１に記載した試験番号３の鋼と同一の化学組成からなるスラブを１１５０℃に加熱し、熱間圧延時の圧下率を変化させて熱延板のＩ_４１１／Ｉ_２１１を変化させ、冷間圧延時の圧下率を変更して冷間圧延し、最終板厚を０．５０ｍｍにした。これらの鋼板を８００℃で１分間焼鈍し、表面絶縁コーティングを施した後、打ち抜き加工により、圧延方向、４５゜方向および９０゜方向から単板磁気測定試験片を採取し、７５０℃で２時間保持する歪取り焼鈍を施した。熱延板と上記の試験片を用いて予備試験１に記載したのと同様の方法で集合組織および磁気特性を測定した。得られた熱延板と製品鋼板のＩ_４１１／Ｉ_２１１、製品鋼板の板面内平均の磁気特性、および磁気特性の異方性を表２に示した。
【００４９】
【表２】

【００５０】
表２からわかるように、Ｉ₄₁₁ ／Ｉ₂₁₁ が１以下である熱延板を冷間圧延母材にして製造した試験番号２１〜２６の磁気特性の板面内平均値および磁束密度の板面内異方性はいずれも良好であった。しかしながら、冷間圧延圧下率が低すぎた試験番号２７では、製品鋼板のＩ₄₁₁ ／Ｉ₂₁₁ が１に満たず、平均の磁気特性と板面内異方性が共に好ましくなかった。また、熱延板のＩ₄₁₁ ／Ｉ₂₁₁ が１を超えた試験番号２８および２９も同様に磁気特性、異方性とも優れた特性は得られなかった。
【００５１】
（予備試験３）
Ｃ：０．００２％、Ｓｉ：０．１〜１．０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．１〜１．０％、但しＳｉとＡｌの含有量は（Ｓｉ＋０．５Ａｌ）が約１％になるように変更し、Ｍｎ：０．２％、Ｐ：０．０９％、Ｓ：０．００１％、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる種々の化学組成の鋼から得た熱延板を酸洗した後、８５０℃で２時間保持する箱焼鈍を施し、圧下率８８％で冷間圧延して厚さ０．５ｍｍの鋼板とし、８５０℃で１分間保持する連続焼鈍を施し、表面に公知の無機−有機複合系の絶縁コーティングを施した。これらの鋼板について予備試験１に記載したのと同様の方法でこれらの鋼板の磁気特性とＩ_４１１／Ｉ_２１１を調査した。
【００５２】
図１は、得られた結果の内の平均磁束密度に対するＩ₄₁₁ ／Ｉ₂₁₁ の関係を示す。図１にあるように、両者の間には良好な相関関係があり、Ｉ₄₁₁ ／Ｉ₂₁₁ が１以上の領域では平均磁束密度が１．７５以上の良好な特性を示していることがわかる。
【００５３】
図２は、得られた結果の内の磁束密度の板面内異方性に対するＩ₄₁₁ ／Ｉ₂₁₁ の関係を示す。図２にあるように、両者の間には良好な相関関係があり、Ｉ₄₁₁ ／Ｉ₂₁₁ が１以上の領域では異方性指数の絶対値が０．０５以下である良好な特性を示していることがわかる。
【００５４】
（実施例１）
表３に示す化学組成を有する鋼を転炉―ＲＨ―連続鋳造の工程で製造し、得られたスラブを１１５０℃に加熱した後、熱間圧延して種々の厚さの熱延板を得た。
【００５５】
【表３】

【００５６】
これらの熱延板を酸洗した後、種々の圧下率での１回冷間圧延、または、９００℃で１分間の中間焼鈍を挟む２回冷延を施して厚さを０．５ｍｍにし、８５０℃で１分間保持する連続焼鈍を施し、表面に公知の無機−有機複合系の絶縁コーティングを施した。冷間圧延前には、一部のものを除いて、８５０℃で２時間保持する箱焼鈍を施した。得られた製品鋼板の各結晶面の集積度を実施例１に記載したのと同様の方法で測定し、（Ｉ₄₁₁ ＋Ｉ₂₀₀ ）／（Ｉ₂₁₁ ＋Ｉ₂₂₂ ）を測定した。また、実施例１に記載したのと同様の方法で圧延方向その他の３方向の磁気特性を測定し、これらの測定値から、板面内平均値と板面内異方性を求めた。
【００５７】
表３にこれらの測定結果を示した。試験番号３１〜３６は、製品鋼板の（Ｉ₄₁₁ ＋Ｉ₂₀₀ ）／（Ｉ₂₁₁ ＋Ｉ₂₂₂ ）は０．７５以上であり、その磁気特性は、鉄損、磁束密度ともに板面内平均値が良好であり、磁束密度の板面内異方性は絶対値が０．００３以下で極めて良好であった。これに対して、試験番号３７〜４１では冷間圧延母材の結晶組織が好ましくないために製品鋼板の（Ｉ₄₁₁ ＋Ｉ₂₀₀ ）／（Ｉ₂₁₁ ＋Ｉ₂₂₂ ）が小さくなり、優れた磁気特性が得られなかった。
【００５８】
（実施例２）
予備試験３で用いたのと同一の化学組成のスラブを種々の熱延条件で熱延し、熱延板の結晶組織を種々に変更した熱延鋼板を得た。これらの鋼板を母材として、予備試験３に記載したのと同様の条件で冷間圧延し、焼鈍および絶縁コーティングして得た鋼板の磁気特性と集合組織を予備試験１に記載したのと同様の方法で測定した。
【００５９】
図３は、得られた結果の内の平均磁束密度に対する製品鋼板の（Ｉ₄₁₁ ／＋Ｉ₂₀₀ ）／（Ｉ₂₁₁ ＋Ｉ₂₂₂ ）の関係を示す。図３に示されているように、両者の間には良好な相関関係があり、（Ｉ₄₁₁ ＋Ｉ₂₀₀ ）／（Ｉ₂₁₁ ＋Ｉ₂₂₂ ）が０．７５以上の領域では平均磁束密度が１．７５以上の良好な特性を示していることがわかる。
【００６０】
（実施例３）
実施例１の試験番号３２に記載したのと同一の化学組成からなるスラブを１１２０℃に加熱し、熱間圧延時の圧下率を変化させて、平均結晶粒径とその粒径分布の変動係数を種々変化させた熱延板を準備し、これらを８３〜８８％の範囲内の圧下率で冷間圧延して、最終板厚０．５ｍｍにし、８００℃で１分間焼鈍し、表面絶縁コーティングを施した。
【００６１】
得られた製品鋼板から予備試験２に記載したのと同様の方法で圧延方向その他の３方向の単板磁気測定試験片を採取し、予備試験２に記載したのと同様の方法で歪取り焼鈍を施した。熱延板の結晶組織は、圧延方向に平行な板厚断面について画像処理装置にて調査し、各サンプルの平均結晶粒径と粒径分布の変動係数を求めた。製品鋼板の試験片の集合組織と磁気特性を予備試験１に記載したのと同様の方法で測定した。
【００６２】
表４に、熱延板の結晶組織と製品鋼板の（Ｉ₄₁₁ ＋Ｉ₂₀₀ ）／（Ｉ₂₁₁ ＋Ｉ₂₂₂ ）および板面内平均の磁気特性、異方性を示した。
【００６３】
【表４】

【００６４】
表４から分かるように、平均結晶粒径が６０μｍ以上かつその結晶粒径分布の変動係数が８０％以下である熱延板を冷間圧延母材にして製造し試験番号４２〜４７における磁気特性の板面内平均値および磁束密度の板面内異方性はいずれも良好であった。しかしながら、熱延板の結晶組織が好ましくなかった試験番号４８〜５０では、製品鋼板の（Ｉ₄₁₁ ＋Ｉ₂₀₀ ）／（Ｉ₂₁₁ ＋Ｉ₂₂₂ ）が０．７５に満たず、磁気特性が好ましくなかった。
【００６５】
【発明の効果】
本発明の鋼板は、板面内平均の鉄損が低く磁束密度が高いうえに、板面内の磁束密度の異方性が極めて少ないので、電動機や発電機などの回転機器の鉄心用の電磁鋼板として極めて好適である。また、本発明の鋼板は、特殊な合金添加や設備を使用することなく製造できるので、効率的かつ経済的に高性能の無方向性電磁鋼板を供給することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】平均磁束密度に対する製品の集合組織の影響を示すグラフである。
【図２】磁束密度の板面内異方性に対する製品の集合組織の影響を示すグラフである。
【図３】平均磁束密度に対する製品の集合組織の影響を示す他のグラフである。[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to a non-oriented electrical steel sheet excellent in magnetic properties widely used as an iron core of electrical equipment and a method for manufacturing the same. In particular, the present invention relates to a non-oriented electrical steel sheet excellent in magnetic properties suitable as an iron core material for a high-efficiency rotating machine and a method for manufacturing the same.
[0002]
[Prior art]
Non-oriented electrical steel sheets are mainly used as iron core materials for stationary equipment such as transformers and ballasts, and rotating equipment such as motors and generators. Recently, especially in connection with the prevention of global warming, energy use efficiency has been improved, and even for non-oriented electrical steel sheets, which are frequently used for industrial and household appliances, even lower iron loss and higher Magnetic flux density is desired.
[0003]
Non-oriented electrical steel sheets have less magnetic property anisotropy (difference in magnetic properties depending on the magnetization direction) than directional electrical steel sheets, but they still have anisotropy. For example, the magnetic flux density is usually highest when magnetized in the rolling direction.
[0004]
Since the iron core of a rotating device is magnetized in all directions within the surface of the steel plate, if a steel plate with a large magnetic property anisotropy is used for the iron core of a rotating device, an induced current flows through the rotor shaft and the rotor is thermally damaged. In addition, the rotational balance is deteriorated, and inconveniences such as induced torque unevenness occur. For this reason, as a non-oriented electrical steel sheet for an iron core of a rotating device, there is little anisotropy in the steel sheet surface of the magnetic characteristics, and the magnetic property as an average value in the steel sheet surface is required to be good. The improvement method is being studied.
[0005]
In Japanese Patent Application Laid-Open No. 64-55338, one of the present inventors disclosed a method for producing a non-oriented electrical steel sheet that cold-rolls and anneals a hot-rolled steel sheet made of coarse crystal grains. However, in this method, in order to obtain coarse crystal grains, it is necessary to limit the Mn and S contents of the steel to a specific amount or less, and the degree of freedom in selecting the chemical composition during production is limited, and cold rolling is performed. Since the crystal grains of the base material are coarse, waviness is generated on the product surface, and the space factor and appearance may be impaired. Also, the magnetic property level obtained by the method disclosed herein is not always sufficient.
[0006]
In Japanese Patent Laid-Open No. 2-274844, one of the present inventors disclosed a non-oriented electrical steel sheet having a high <100> axial density in a direction perpendicular to the steel sheet surface and a method for producing the same. This steel plate develops a {100} plane orientation parallel to the steel plate surface and reduces anisotropy of magnetic properties. However, in order to manufacture this steel sheet, it is a method of performing the decarburization process consisting of two stages in the final annealing process and developing the above texture using the γ → α transformation in the process of decarburization annealing. Because it requires vacuum decarburization annealing furnace and advanced control technology, it is not easy to manufacture.
[0007]
Japanese Laid-Open Patent Publication No. 8-157966 discloses a method for producing a non-oriented electrical steel sheet with low magnetic property anisotropy by annealing a steel containing Ni at a high temperature above the Ac3 transformation point. However, in this manufacturing method, it is necessary to use expensive Ni, so that the manufacturing cost becomes high and the characteristic improvement effect corresponding to the cost increase cannot be obtained.
[0008]
Japanese Patent Application Laid-Open No. 9-125145 discloses a technique in which high purity steel having a reduced C, S, N content and further reduced Ti, V, Nb, As content is subjected to hot rolling by annealing in the γ region. A method for producing a non-oriented electrical steel sheet having excellent magnetic properties in which the rolled grains are coarsened and cold-rolled and annealed is disclosed. However, with this method, it is not easy to achieve high purity, and a crystal having a texture unfavorable for magnetic properties or anisotropy in the steel sheet surface simply by coarsening the crystal structure of a hot-rolled sheet or product steel sheet. Grains also grow. For this reason, there exists a possibility that the characteristic improvement effect corresponding to a raise of manufacturing cost may not be acquired.
[0009]
[Problems to be solved by the invention]
The problem to be solved by the present invention is to provide an electrical steel sheet having a low magnetic property anisotropy depending on the magnetization direction and having a high average magnetic flux density in the steel sheet surface, and an efficient manufacturing method thereof.
[0010]
[Means for Solving the Problems]
As a result of conducting detailed research on the structure control of the material in the non-oriented electrical steel sheet, the present inventors found that the steel sheet having a texture with a high random strength ratio of {411} planes parallel to the rolling surface, It was found that the anisotropy of the magnetic properties in the steel sheet surface decreased and the average magnetic flux density was extremely excellent. In particular, it has been found that good magnetic properties can be obtained by setting the ratio of the random intensity ratio of the {411} plane to the random intensity ratio of the {211} plane, that is, I ₄₁₁ / I ₂₁₁ is 1 or more.
[0011]
Here, the random intensity ratio of the integration degree of {411} plane is the ratio of the random sample (standard sample having no texture of the same composition) to the diffraction intensity of {411} plane (hereinafter, random intensity ratio). Is simply written as “{411} degree of integration” or “I _411. ” The same applies to other crystal planes.)
In order to improve the magnetic characteristics, the degree of integration of the {200} plane having the <001> orientation which is the easy axis of magnetization is higher, and the degree of integration of the {111} plane not including the easy axis of magnetization is better. However, in conventional steels, the {200} plane is often weaker than the {111} plane.
[0012]
The {411} plane has a crystal plane orientation close to the {100} plane including <100> that is the easy axis of magnetization in two directions orthogonal to each other. Therefore, by increasing the degree of {411} accumulation, the magnetization characteristics in directions other than the rolling direction are also improved, and the anisotropy of the magnetic characteristics in the steel sheet plane is improved. On the other hand, the {211} plane has an orientation close to that of the {111} plane and does not include the easy axis of magnetization in the plane.
[0013]
Although it is not easy to increase the {200} integration degree in the production of the non-oriented electrical steel sheet, according to the method disclosed in the present invention, the {411} integration degree can be increased relatively easily. For example, in a steel sheet rolled with an increased cold rolling reduction, the {411} accumulation degree does not increase so much with recrystallization and the growth of crystal grains, whereas the {411} accumulation degree tends to increase preferentially. is there.
[0014]
As described above, I ₄₁₁ / I ₂₁₁ of the steel plate after annealing has a strong correlation with the magnetic property level of the steel plate. Increasing this value decreases the anisotropy of the magnetic property and increases the average magnetic flux density. Can be improved.
[0015]
In the recrystallization process at the time of annealing after cold rolling, the crystal grains having the orientation in the vicinity of {411} plane are preferentially recrystallized while growing the crystal grains in the orientation in the vicinity of {211}. . This means that a steel sheet having a high I ₄₁₁ can be obtained by recrystallization annealing of a cold rolled steel sheet having a high I ₂₁₁ . To increase the I ₂₁₁ degree of integration of the cold-rolled steel sheet, the I ₂₁₁ of the hot-rolled sheet since that keep relatively high in comparison with I ₄₁₁ are effective, as cold-rolled base material I ₄₁₁ A hot rolled sheet having a small / _I211 is preferable. In addition, increasing the rolling reduction during cold rolling is also effective for increasing I ₄₁₁ of the steel sheet after annealing.
[0016]
As a result of further research, the present inventors also considered a random intensity ratio between the {200} plane which is a preferable orientation for magnetic improvement and the {222} plane which is an undesirable orientation in addition to the above-described knowledge. also finding that the value determined by the formula _{(I 411 + I 200) /} (I 211 + I 222), an anisotropic an average flux density of the magnetic properties of the steel plate by larger than a specific limit value can be greatly improved did.
[0017]
Furthermore, by using a steel sheet having a crystal structure having an average grain size larger than a certain limit and having a small grain size variation as a cold rolling base material, in the annealing process after cold rolling, the vicinity of the {411} plane is used. It has also been found that crystal grains having an orientation increase.
[0018]
The present invention has been completed on the basis of these findings. The gist of the present invention resides in a non-oriented electrical steel sheet having excellent magnetic properties as described in (1) below and a method for producing the same as described in (2) .
[0020]
(1) The chemical composition is% by weight, C: 0.005% or less, Si: 0 to 4.0%, sol. Steel having a chemical composition in which Al: 0 to 4.0%, Mn: 0.05 to 4.0%, P: 0.15% or less, S: 0.035% or less, the balance being Fe and inevitable impurities a is, parallel to the steel sheet surface {411} plane, {200} plane, {211} plane, and {222} plane of the integration degree, you wherein a satisfies the following relationship type continuously Oriented electrical steel sheet.
[0021]
(I ₄₁₁ + I ₂₀₀ ) / (I ₂₁₁ + I ₂₂₂ ) ≧ 0.75
However, I ₄₁₁ , I ₂₀₀ , I _211, and I ₂₂₂ represent the degree of integration of {411} plane, {200} plane, {211} plane, and {222} plane parallel to the steel plate surface, respectively.
[0023]
(2) Cold rolling a hot-rolled steel sheet having the chemical composition described in (1 ) above, an average crystal grain size of 60 μm or more, and a coefficient of variation of crystal grain size of 80% or less at a reduction rate of 80% or more. And the manufacturing method of the non-oriented electrical steel sheet as described in said (1) which anneals.
[0024]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
Hereinafter, embodiments of the present invention will be described in detail. In addition, the% display of the chemical composition described below means weight%.
[0025]
The chemical composition of steel is as follows.
Since C deteriorates magnetic characteristics, the smaller the better. In order to avoid adverse effects on the magnetic properties, the upper limit is made 0.005%. Preferably it is 0.003% or less.
[0026]
Si has the effect of increasing the electrical resistance of steel to suppress eddy current loss and reducing iron loss, but the magnetic flux density decreases as the Si content increases. Therefore, it is preferable to contain it when importance is attached to iron loss reduction, but it is not necessary to contain it when importance is attached to magnetic flux density rather than iron loss. When Si is excessively contained, cold rolling property and punching workability deteriorate, so even if it is included, the upper limit is made 4%.
[0027]
Mn is contained in an amount of 0.05% or more in order to prevent hot brittleness due to S. Further, since Mn has an effect of increasing the electrical resistance of steel, it can be contained for the purpose of suppressing eddy current loss and reducing iron loss. However, as with Mn, the magnetic flux density decreases as the Mn content increases, and the cold rolling property and punching property deteriorate, so the upper limit is made 4%. Preferably it is 3% or less, More preferably, it is 2% or less.
[0028]
sol. Al has the effect of increasing the electrical resistance of steel to suppress eddy current loss and reducing iron loss, but also has the effect of impairing the magnetic flux density of steel. Therefore, when emphasizing iron loss reduction, sol. Al is preferably contained, but may not be contained when the magnetic flux density is more important than the iron loss. Excessively sol. When Al is contained, cold rolling property and punching workability deteriorate, so even if it is contained, the content is made 4% or less. Note that when the sum of Al in Si increases, the steel is excessively hardened and the cold rolling and punching properties are not good. Therefore, the Si and Al contents are Si (%) + 0.5 Al (%) ≦ 4.5. It is preferable to be in the range.
[0029]
P has the effect of increasing the electrical resistance to improve the iron loss and hardening the steel to improve the punchability. Therefore, when emphasizing the punchability, P may be contained. However, if excessively contained, steel is embrittled, so even if it is included, the upper limit is made 0.15%.
[0030]
The smaller the S, the better as it degrades the magnetic properties. However, since there is an effect of improving the punchability and machinability of the steel plate, 0.035% or less of S may be contained for the purpose of obtaining such an effect.
[0031]
Other than the above are Fe and inevitable impurities. Even when Si and Al are not contained, the Si and / or Al residue added to the molten steel for the purpose of deoxidizing the steel during steelmaking may be detected as an inevitable impurity of about 0.01% or less. Absent.
[0032]
In the texture of the product steel plate, the average magnetic flux density in the steel plate surface increases as the ratio of {411} integration degree to {211} integration degree increases, and the magnetic flux density in directions other than the rolling direction is improved. The effect of reducing the anisotropy of the magnetic properties of the film is obtained. For this reason, the value calculated by I ₄₁₁ / I ₂₁₁ is set to 1 or more, preferably 1.5 or more, more preferably 2 or more.
[0033]
Further, the same effect can be obtained by setting the texture obtained from the formula: (I ₄₁₁ + I ₂₀₀ ) / (I ₂₁₁ + I ₂₂₂ ) to 0.75 or more for the texture of the product steel plate. For this reason, it is good also considering the value calculated | required from the formula in a product steel plate as 0.75 or more. More preferably, it is 1 or more, and more preferably 1.125 or more.
[0034]
The electrical steel sheet of the present invention can be manufactured by the method described below.
The material steel having the above chemical composition is melted in a converter or electric furnace, vacuum processed, and then slabed by a continuous casting method, etc., and processes such as hot rolling, cold rolling, annealing, coating, etc. After that it is made into a product.
[0035]
There are no particular limitations on the method for producing molten steel, the vacuum treatment method, the casting method, and the like, and any known method that has been conventionally used may be used. Slab heating before hot rolling may be performed, or heating may be omitted when the rolling temperature can be secured. The heating temperature when heating is preferably 1250 ° C. or lower. As for the hot rolling temperature, the rolling end temperature (finishing temperature) is preferably in the range of 800 to 950 ° C, and the winding temperature is preferably in the range of 500 to 750 ° C.
[0036]
Although it is not an indispensable condition for a hot-rolled sheet, it is preferable to perform annealing before cold rolling because generation of ridging (tatami-like uneven defects generated after rolling) can be suppressed. It is also effective to anneal for the purpose of making the crystal structure of the cold rolled base metal uniform. Hot-rolled sheet annealing may be performed either before pickling or after pickling.
[0037]
As the cold-rolled base material, it is preferable to use a hot-rolled sheet having the above-described chemical composition and having a {411} integration degree to a {211} integration degree I ₄₁₁ / I ₂₁₁ of 1 or less. The cold rolled base _metal ratio I ₄₁₁ / I ₂₁₁ is more preferably 0.8 or less, and even more preferably 0.5 or less. The texture of the steel plate can be obtained by a known integrated intensity measurement method in X-ray diffraction. Since the texture changes in the plate thickness direction, the average value is obtained by measuring several points in the plate thickness direction, but it is easy to obtain the diffraction intensity at a quarter of the plate thickness which is the average thickness position. It is.
[0038]
Further, in order to increase (I ₄₁₁ + I ₂₀₀ ) / (I ₂₁₁ + I ₂₂₂ ) of the product steel plate, it has the above-mentioned chemical composition as a cold-rolled base material, the average crystal grain size is 60 μm or more, and the crystal It is also a preferable method to use a hot-rolled sheet having a coefficient of variation in particle size distribution (relative standard deviation: (standard deviation ÷ average ratio) × 100%) as 80% or less as a base material. More preferably, the average crystal grain size is 80 μm or more, more preferably 100 μm or more, and the variation coefficient of crystal grain size is 70% or less, more preferably 65% or less. If the average crystal grain size exceeds 600 μm, the eddy current loss of the product steel sheet after cold rolling increases and the iron loss increases, so the average crystal grain size of the cold rolled base metal is preferably 600 μm or less.
[0039]
This average crystal grain size may be measured by a known method of crystal structure grains observed in the cross section in the thickness direction of the steel sheet. For example, a method defined in JIS-G-0552 may be used, but a known image processing technique is used. The average crystal grain size may be obtained by obtaining an average value of the diameters assuming that the crystals are circles having the same area. The variation coefficient can be obtained by a method such as obtaining the standard deviation of the particle size distribution obtained by the above image processing and dividing this by the average particle size.
[0040]
In order to make the crystal structure of the base material as described above, the reduction ratio during hot rolling, the finishing temperature, the cooling temperature, the coiling temperature, the heating rate of hot-rolled sheet annealing, the soaking temperature and time, cooling The speed and the like may be adjusted.
[0041]
The higher the rolling reduction during cold rolling, the more I ₄₁₁ / I ₂₁₁ or (I ₄₁₁ + I ₂₀₀ ) / (I ₂₁₁ + I ₂₂₂ ) of the product steel sheet increases, the magnetic flux density improves, and the magnetic properties in the plate surface differ. The direction is improved. For this reason, it is good to make the total rolling reduction until a hot-rolled sheet turns into a product steel plate to be 80% or more. More preferably 83% or more, and still more preferably 85% or more. The upper limit of the rolling reduction is not particularly limited because it is determined by operational restrictions.
[0042]
The cold rolling is preferably performed to the thickness of the product steel plate at one time, but may be rolled to the thickness of the product steel plate by rolling twice or more with an annealing in between. Moreover, you may perform cold rolling here by what is called warm rolling which raises the temperature of a steel plate and rolls. The steel plate temperature at this time is preferably 300 ° C. or lower. After cold rolling, annealing for recrystallization and crystal grain growth is performed by a known method.
[0043]
The annealed steel sheet is preferably provided with a surface coating for improving punchability and insulation by a known method. Non-oriented electrical steel sheets include full-process products that are shipped with given magnetic properties, and semi-processed products that are subjected to stress relief annealing after processing such as punching, and exhibit the prescribed magnetic properties. is there. The steel plate of the present invention can be applied to any of these.
[0044]
【Example】
( Preliminary test 1)
Steel having the chemical composition shown in Table 1 is manufactured in a converter-RH-continuous casting process, and the obtained slab is heated to 1120 ° C. and then hot-rolled to obtain hot-rolled sheets of various thicknesses. It was.
[0045]
[Table 1]

[0046]
After these hot-rolled sheets are pickled, box annealing is performed at 850 ° C. for 2 hours, and the total rolling reduction is 83 to 83 by one or two cold rolling sandwiching intermediate annealing at 900 ° C. for 1 minute. 90% cold rolling was applied to a thickness of 0.5 mm, continuous annealing was performed at 850 ° C. for 1 minute, and a known inorganic-organic composite insulating coating was applied to the surface. The degree of {411} and {211} integration of the hot-rolled sheet after annealing and the product steel sheet coated with insulation was measured, and I ₄₁₁ / I ₂₁₁ was investigated. The X-ray integral intensity was measured on the steel plate surface that had been chemically polished from the surface of the steel plate to a position of 25% in the thickness direction. Further, from a rolling direction of the product steel plate, a single-plate magnetic measurement test piece having a length of 100 mm and a width of 30 mm was taken from three directions of 45 ° direction with respect to the rolling direction and 90 ° direction with respect to the rolling direction. Each iron loss W _15/50 and magnetic flux density B ₅₀ were measured. From these measured values, the in-plane average value was determined by the calculation formula {(rolling direction) + 2 × (45 ° direction) + (90 ° direction)} / 4. Further, the in-plane anisotropy was determined by the calculation formula {(90 ° direction) + (45 ° direction) −2 × (rolling direction)} / (rolling direction).
[0047]
Table 1 shows the measurement results of these magnetic properties. In Table 1, the iron loss W _15/50 and the magnetic flux density B ₅₀ described in the characteristic column of the product steel plate indicate the above-mentioned average values in the plate surface. In Test Nos. 1 to 6, I ₄₁₁ / I ₂₁₁ of the product steel plate is 1 or more, and the magnetic properties of the iron loss and the magnetic flux density are good in the in-plane average value, and the in-plane anisotropy of the magnetic flux density. Was extremely good with an absolute value of 0.005 or less. On the other hand, in the test numbers 7, 8 and 10 in which the contents of C, Si, Mn and the like were outside the range defined by the present invention, I ₄₁₁ / I ₂₁₁ of the product steel plate was less than 1, and the magnetic properties thereof Both the iron loss and the magnetic flux density were poor, and the in-plane anisotropy of the magnetic flux density was also large. In contrast, Test No. 9 and sol. In Test No. 12 where the Al content was too high, cracks occurred during cold rolling, and a product steel plate could not be obtained. In Test Nos. 11 and 13, the chemical composition of the steel was within the range specified by the present invention, but excellent characteristics were not obtained because I ₄₁₁ / I ₂₁₁ of the product was lower than 1.0. This is due to the fact that a texture favorable for magnetic properties could not be obtained.
[0048]
( Preliminary test 2)
A slab composed of the same chemical composition as the steel of test number 3 described in the preliminary test 1 is heated to 1150 ° C., the rolling reduction during hot rolling is changed, and I ₄₁₁ / I ₂₁₁ of the hot rolled sheet is changed, The rolling reduction at the time of cold rolling was changed and cold rolling was performed to make the final plate thickness 0.50 mm. These steel sheets were annealed at 800 ° C. for 1 minute, and after surface insulation coating was applied, single plate magnetic measurement test specimens were collected from the rolling direction, 45 ° direction, and 90 ° direction by punching, and then at 750 ° C. for 2 hours. Holding strain relief annealing was performed. The texture and magnetic properties were measured in the same manner as described in Preliminary Test 1 using a hot-rolled sheet and the above test piece. Table 2 shows the I ₄₁₁ / I _{211 of} the obtained hot-rolled sheet and the product steel sheet, the average magnetic properties in the plate surface of the product steel plate, and the magnetic property anisotropy.
[0049]
[Table 2]

[0050]
As can be seen from Table 2, the in-plane average value of the magnetic properties and the magnetic flux density of the test numbers 21 to 26 manufactured using a hot-rolled sheet having I ₄₁₁ / I ₂₁₁ of 1 or less as a cold-rolled base material The internal anisotropy was good. However, in Test No. 27 in which the cold rolling reduction was too low, I ₄₁₁ / I ₂₁₁ of the product steel plate was less than 1, and both the average magnetic properties and in-plane anisotropy were not preferable. Further, in Test Nos. 28 and 29 in which I ₄₁₁ / I ₂₁₁ of the hot-rolled sheet exceeded 1, similarly, excellent characteristics in both magnetic characteristics and anisotropy were not obtained.
[0051]
( Preliminary test 3)
C: 0.002%, Si: 0.1-1.0%, sol. Al: 0.1 to 1.0%, but the contents of Si and Al were changed so that (Si + 0.5Al) was about 1%, Mn: 0.2%, P: 0.09%, S : Hot rolled sheet obtained from steels of various chemical compositions consisting of 0.001%, the balance being Fe and unavoidable impurities, and then subjected to box annealing held at 850 ° C. for 2 hours, with a reduction rate of 88% The steel sheet was cold-rolled to give a 0.5 mm thick steel plate, subjected to continuous annealing held at 850 ° C. for 1 minute, and a known inorganic-organic composite insulating coating was applied to the surface. The magnetic properties and I ₄₁₁ / I ₂₁₁ of these steel plates were investigated in the same manner as described in Preliminary Test 1 for these steel plates.
[0052]
FIG. 1 shows the relationship of I ₄₁₁ / I ₂₁₁ to the average magnetic flux density among the obtained results. As shown in FIG. 1, it can be seen that there is a good correlation between the two, and in the region where I ₄₁₁ / I ₂₁₁ is 1 or more, the average magnetic flux density is 1.75 or more.
[0053]
FIG. 2 shows the relationship of I ₄₁₁ / I _{211 to} the in-plane anisotropy of the magnetic flux density in the obtained results. As shown in FIG. 2, there is a good correlation between the two, and in the region where I ₄₁₁ / I ₂₁₁ is 1 or more, the absolute value of the anisotropy index is 0.05 or less. I understand that.
[0054]
( Example 1 )
Steel having the chemical composition shown in Table 3 is manufactured in the converter-RH-continuous casting process, and the obtained slab is heated to 1150 ° C. and then hot-rolled to obtain hot-rolled sheets of various thicknesses. It was.
[0055]
[Table 3]

[0056]
After pickling these hot-rolled sheets, the thickness is reduced to 0.5 mm by cold rolling at various rolling reductions or cold rolling twice at 900 ° C. for 1 minute intermediate annealing, Continuous annealing was performed at 850 ° C. for 1 minute, and a known inorganic-organic composite insulating coating was applied to the surface. Prior to cold rolling, box annealing was carried out at 850 ° C. for 2 hours, except for some. The degree of integration of each crystal plane of the obtained product steel plate was measured by the same method as described in Example 1, and (I ₄₁₁ + I ₂₀₀ ) / (I ₂₁₁ + I ₂₂₂ ) was measured. Further, the magnetic properties in the rolling direction and other three directions were measured by the same method as described in Example 1, and the average value in the plate surface and the in-plane anisotropy were obtained from these measured values.
[0057]
Table 3 shows the measurement results. In the test numbers 31 to 36, (I ₄₁₁ + I ₂₀₀ ) / (I ₂₁₁ + I ₂₂₂ ) of the product steel plate is 0.75 or more, and the magnetic properties of the iron plate and the magnetic flux density are good in-plane average values. In addition, the in-plane anisotropy of the magnetic flux density was extremely good with an absolute value of 0.003 or less. On the other hand, in the test numbers 37 to 41, since the crystal structure of the cold-rolled base metal is not preferable, (I ₄₁₁ + I ₂₀₀ ) / (I ₂₁₁ + I ₂₂₂ ) of the product steel sheet becomes small, and excellent magnetic properties are obtained. I couldn't.
[0058]
(Example 2 )
A slab having the same chemical composition as that used in Preliminary Test 3 was hot-rolled under various hot-rolling conditions to obtain a hot-rolled steel plate in which the crystal structure of the hot-rolled plate was variously changed. Using these steel sheets as the base material, the magnetic properties and texture of the steel sheets obtained by cold rolling, annealing and insulating coating under the same conditions as described in the preliminary test 3 are the same as those described in the preliminary test 1. It measured by the method of.
[0059]
FIG. 3 shows the relationship of (I ₄₁₁ / + I ₂₀₀ ) / (I ₂₁₁ + I ₂₂₂ ) of the product steel plate to the average magnetic flux density among the obtained results. As shown in FIG. 3, there is a good correlation between the two, and the average magnetic flux density is 1.75 in the region where (I ₄₁₁ + I ₂₀₀ ) / (I ₂₁₁ + I ₂₂₂ ) is 0.75 or more. It turns out that the above favorable characteristics are shown.
[0060]
(Example 3 )
A slab having the same chemical composition as described in Test No. 32 of Example 1 is heated to 1120 ° C., and the rolling reduction during hot rolling is changed to change the average crystal grain size and the coefficient of variation of the grain size distribution. Hot-rolled sheets with various changes were prepared, and these were cold-rolled at a reduction ratio in the range of 83 to 88% to a final sheet thickness of 0.5 mm, annealed at 800 ° C. for 1 minute, and surface insulation coating Was given.
[0061]
Obtained in the same manner as described from the product steel sheet in the preliminary test 2 were taken rolling direction other veneer magnetometric specimen three directions of stress relief annealing in the same manner as described in the preliminary test 2 Was given. The crystal structure of the hot-rolled sheet was examined with an image processing device for a plate thickness cross section parallel to the rolling direction, and the variation coefficient of the average crystal grain size and grain size distribution of each sample was obtained. The texture and magnetic properties of the test pieces of the product steel plate were measured by the same method as described in the preliminary test 1.
[0062]
Table 4 shows the crystal structure of the hot-rolled sheet, (I ₄₁₁ + I ₂₀₀ ) / (I ₂₁₁ + I ₂₂₂ ), and the average magnetic property and anisotropy of the sheet surface.
[0063]
[Table 4]

[0064]
As can be seen from Table 4, a hot-rolled sheet having an average crystal grain size of 60 μm or more and a coefficient of variation of the crystal grain size distribution of 80% or less was produced from a cold-rolled base material, and the magnetic characteristics in test numbers 42 to 47 The in-plane average value and the in-plane anisotropy of the magnetic flux density were both good. However, in the test numbers 48 to 50 in which the crystal structure of the hot-rolled sheet was not preferable, (I ₄₁₁ + I ₂₀₀ ) / (I ₂₁₁ + I ₂₂₂ ) of the product steel sheet was less than 0.75, and the magnetic properties were not preferable.
[0065]
【The invention's effect】
The steel sheet of the present invention has a low average iron loss in the plate surface and a high magnetic flux density, and also has a very small anisotropy of the magnetic flux density in the plate surface. It is extremely suitable as a steel plate. Moreover, since the steel plate of this invention can be manufactured without using a special alloy addition and equipment, it can supply a highly efficient non-oriented electrical steel plate efficiently and economically.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a graph showing the influence of product texture on average magnetic flux density.
FIG. 2 is a graph showing the effect of product texture on the in-plane anisotropy of magnetic flux density.
FIG. 3 is another graph showing the effect of product texture on average magnetic flux density.

Claims (2)

化学組成が重量％で、Ｃ：０．００５％以下、Ｓｉ：０〜４．０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０〜４．０％、Ｍｎ：０．０５〜４．０％、Ｐ：０．１５％以下、Ｓ：０．０３５％以下、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる化学組成を有する鋼であって、鋼板面に平行な｛４１１｝面、｛２００｝面、｛２１１｝面、および｛２２２｝面の集積度が、下記式の関係を満たすものであることを特徴とする無方向性電磁鋼板。
（Ｉ_４１１ ＋Ｉ_２００ ）／（Ｉ_２１１ ＋Ｉ_２２２）≧０．７５
ただし、Ｉ_４１１ 、Ｉ_２００ 、Ｉ_２１１ およびＩ_２２２は、それぞれ鋼板面に平行な｛４１１｝面、｛２００｝面、｛２１１｝面および｛２２２｝面の集積度を表す。 The chemical composition is% by weight, C: 0.005% or less, Si: 0 to 4.0%, sol. Steel having a chemical composition in which Al: 0 to 4.0%, Mn: 0.05 to 4.0%, P: 0.15% or less, S: 0.035% or less, the balance being Fe and inevitable impurities a is, parallel to the steel sheet surface {411} plane, {200} plane, {211} plane, and {222} plane of the integration degree, you wherein a satisfies the following relationship type continuously Oriented electrical steel sheet.
(I ₄₁₁ + I ₂₀₀ ) / (I ₂₁₁ + I ₂₂₂ ) ≧ 0.75
However, I ₄₁₁ , I ₂₀₀ , I _211, and I ₂₂₂ represent the degree of integration of {411} plane, {200} plane, {211} plane, and {222} plane parallel to the steel plate surface, respectively. 請求項１に記載の化学組成を有し、平均結晶粒径が６０μｍ以上で、結晶粒径の変動係数が８０％以下である熱延鋼板を圧下率８０％以上で冷間圧延し、焼鈍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の製造方法。A hot rolled steel sheet having the chemical composition according to claim 1 and having an average crystal grain size of 60 μm or more and a coefficient of variation of crystal grain size of 80% or less is cold-rolled at a reduction rate of 80% or more and annealed. The manufacturing method of the non-oriented electrical steel sheet according to claim 1 .

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