JP4710458B2 - Method for producing non-oriented electrical steel sheet for rotor - Google Patents

Method for producing non-oriented electrical steel sheet for rotor Download PDF

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Description

本発明は、電気自動車、ハイブリッド自動車の駆動モータ、ロボット、工作機械などのサーボモータといった高効率モータの回転子に用いられる無方向性電磁鋼板の製造方法に関する。特に、高速回転する永久磁石埋め込み式モータの回転子として好適な優れた機械特性と磁気特性とを兼ね備えた無方向性電磁鋼板の製造方法に関する。   The present invention relates to a method for manufacturing a non-oriented electrical steel sheet used for a rotor of a high-efficiency motor such as a drive motor of an electric vehicle, a hybrid vehicle, a servo motor of a machine tool, or the like. In particular, the present invention relates to a method for producing a non-oriented electrical steel sheet having both excellent mechanical characteristics and magnetic characteristics suitable as a rotor of a permanent magnet embedded motor that rotates at high speed.

近年の地球環境問題の高まりから、多くの分野において省エネルギー、環境対策技術が進展している。自動車分野も例外ではなく、排ガス低減、燃費向上技術が急速に進歩している。電気自動車およびハイブリッド自動車はこれらの技術の集大成といっても過言ではなく、自動車駆動モータ（以下、単に「駆動モータ」ともいう。）の性能が自動車性能を大きく左右する。   Due to the recent increase in global environmental problems, energy conservation and environmental countermeasure technologies have been developed in many fields. The automobile field is no exception, and technologies for reducing exhaust gas and improving fuel efficiency are advancing rapidly. It is no exaggeration to say that electric vehicles and hybrid vehicles are the culmination of these technologies, and the performance of automobile drive motors (hereinafter also simply referred to as “drive motors”) greatly affects the performance of automobiles.

駆動モータの多くは永久磁石を用いており、巻き線を施した固定子（ステータ）部分と永久磁石を配置した回転子（ロータ）部分とから構成される。最近では永久磁石を回転子内部に埋め込んだ形状（永久磁石埋め込み型モータ；ＩＰＭモータ）が主流となっている。また、パワーエレクトロニクス技術の進展により回転数は任意に制御可能であり、高速化傾向にある。したがって、鉄心素材は商用周波数（５０〜６０Ｈｚ）以上の高周波数域で励磁される割合が高まっており、商用周波数での磁気特性のみでなく、４００Ｈｚ〜数ｋＨｚでの磁気特性改善が要求されるようになってきた。また、回転子は高速回転時の遠心力のみならず回転数変動にともなう応力変動を常時うけることから、回転子の鉄心素材には機械特性も要求されている。特に、ＩＰＭモータの場合には複雑な回転子形状を有することから、回転子用の鉄心材料には応力集中を考慮して遠心力ならびに応力変動に耐えうるだけの機械特性が必要となる。また、ロボット、工作機械用のサーボモータ分野でも、駆動モータと同様に回転数の高速化が今後進行していくと予測される。   Many drive motors use permanent magnets, and are composed of a stator (stator) portion provided with windings and a rotor (rotor) portion provided with permanent magnets. Recently, a shape in which a permanent magnet is embedded in a rotor (permanent magnet embedded motor; IPM motor) has become mainstream. Further, with the advancement of power electronics technology, the rotational speed can be arbitrarily controlled, and there is a tendency to increase the speed. Therefore, the rate at which the iron core material is excited in a high frequency range higher than the commercial frequency (50 to 60 Hz) is increased, and not only the magnetic characteristic at the commercial frequency but also the improvement of the magnetic characteristic at 400 Hz to several kHz is required. It has become like this. In addition, since the rotor is constantly subjected not only to centrifugal force during high-speed rotation but also to stress fluctuations associated with fluctuations in the rotational speed, the rotor core material is also required to have mechanical characteristics. In particular, since the IPM motor has a complicated rotor shape, the core material for the rotor needs to have mechanical characteristics sufficient to withstand centrifugal force and stress fluctuation in consideration of stress concentration. Also, in the field of servo motors for robots and machine tools, it is predicted that the rotation speed will increase in the same way as drive motors.

従来、駆動モータの固定子は主に打ち抜き加工した無方向性電磁鋼板の積層により製造されていたが、回転子はロストワックス鋳造法あるいは焼結法などにより製造されることもあった。これは固定子には優れた磁気特性が、回転子には堅牢な機械特性が要求されることによる。しかしながら、モータ性能は回転子−固定子間のエアギャップに大きく影響されるため、上述の回転子では精密加工の必要性が生じ鉄心製造コストが大幅に増加するという問題があった。コスト削減の観点からは、打ち抜き加工した電磁鋼板を使用すればよいが、回転子に必要な磁気特性と機械特性とを兼備した無方向性電磁鋼板は見出されていないのが現状であった。   Conventionally, the stator of the drive motor has been manufactured mainly by stacking non-oriented electrical steel sheets that have been stamped, but the rotor has also been manufactured by a lost wax casting method or a sintering method. This is because the stator requires excellent magnetic properties and the rotor requires robust mechanical properties. However, since the motor performance is greatly influenced by the air gap between the rotor and the stator, the above-described rotor has a problem in that the necessity for precision machining is required and the core manufacturing cost is significantly increased. From the viewpoint of cost reduction, it is only necessary to use a punched electrical steel sheet, but the current situation is that no non-oriented electrical steel sheet having both the magnetic and mechanical properties necessary for the rotor has been found. .

優れた機械特性を有する電磁鋼板としては、例えば特許文献１に、３．５〜７％のＳｉに加えて、Ｔｉ，Ｗ，Ｍｏ，Ｍｎ，Ｎｉ，ＣｏおよびＡｌのうちの１種または２種以上を２０％を超えない範囲で含有する鋼板が提案されている。この方法では鋼の強化機構として固溶強化を利用している。しかしながら、固溶強化の場合には冷間圧延母材も同時に高強度化されるため冷間圧延が困難であり、またこの方法においては温間圧延という特殊工程が必須であることから、生産性向上や歩留まり向上など改善の余地がある。   As an electrical steel sheet having excellent mechanical properties, for example, in Patent Document 1, in addition to 3.5 to 7% Si, one or two of Ti, W, Mo, Mn, Ni, Co and Al are used. Steel sheets containing the above in a range not exceeding 20% have been proposed. In this method, solid solution strengthening is used as a steel strengthening mechanism. However, in the case of solid solution strengthening, the cold rolled base metal is also strengthened at the same time, so cold rolling is difficult, and in this method, a special process called warm rolling is indispensable. There is room for improvement such as improvement and yield improvement.

また、特許文献２には、２．０〜３．５％のＳｉ、０．１〜６．０％のＭｎに加えてＢおよび多量のＮｉを含有し、結晶粒径が３０μｍ以下である鋼板が提案されている。この方法では鋼の強化機構として固溶強化と結晶粒径微細化による強化とを利用している。しかしながら、結晶粒微細化による強化は比較的効果が小さいため、特許文献２の実施例に示されるようにＳｉを３．０％程度含有させた上に高価なＮｉを多量に含有させることが必須であり、冷間圧延時に割れが多発するという問題や、合金コスト増加という課題が残っている。   Patent Document 2 discloses a steel sheet containing B and a large amount of Ni in addition to 2.0 to 3.5% Si and 0.1 to 6.0% Mn, and having a crystal grain size of 30 μm or less. Has been proposed. In this method, solid solution strengthening and strengthening by refinement of crystal grain size are used as the strengthening mechanism of steel. However, strengthening by grain refinement is relatively ineffective, so it is essential to contain a large amount of expensive Ni in addition to about 3.0% Si as shown in the example of Patent Document 2. However, the problem of frequent cracking during cold rolling and the problem of increased alloy costs remain.

さらに、特許文献３および特許文献４には、２．０〜４．０％のＳｉに加えてＮｂ，Ｚｒ，Ｂ，ＴｉまたはＶなどを含有する鋼板が提案されている。これらの方法ではＳｉによる固溶強化に加えてＮｂ，Ｚｒ，ＴｉまたはＶの析出物による析出強化を利用している。しかしながら、このような析出物による強化は比較的効果が小さいため、特許文献３および特許文献４の実施例に示されるようにＳｉを３．０％程度させる必要があり、特に特許文献３の方法では高価なＮｉを多量に含有させることも必要となる。そのため冷間圧延時に割れが多発するという問題や、合金コスト増加という課題が残っている。   Furthermore, Patent Documents 3 and 4 propose steel sheets containing Nb, Zr, B, Ti, V, or the like in addition to 2.0 to 4.0% Si. In these methods, precipitation strengthening by precipitates of Nb, Zr, Ti or V is used in addition to solid solution strengthening by Si. However, since strengthening by such precipitates is relatively ineffective, it is necessary to make Si about 3.0% as shown in Examples of Patent Document 3 and Patent Document 4, and in particular, the method of Patent Document 3 Then, it is necessary to contain a large amount of expensive Ni. Therefore, the problem that many cracks occur during cold rolling and the problem of increased alloy costs remain.

また、特許文献５および特許文献６には、ＳｉおよびＡｌを０．０３〜０．５％と制限した上でＴｉ，ＮｂおよびＶ、あるいはＰおよびＮｉを含有する鋼板がそれぞれ提案されている。これらの方法では、Ｓｉによる固溶強化よりも炭化物の析出強化およびＰの固溶強化を利用している。しかしながら、これらの方法では、後述する駆動モータの回転子として必要な強度レベルを確保することができないという問題や、特許文献５および特許文献６の実施例に示されているように２．０％以上のＮｉ含有が必須であり、合金コストが高いという問題がある。   Patent Documents 5 and 6 propose steel sheets containing Ti, Nb and V, or P and Ni, respectively, after limiting Si and Al to 0.03 to 0.5%. In these methods, precipitation precipitation strengthening of carbide and solid solution strengthening of P are used rather than solid solution strengthening by Si. However, in these methods, there is a problem that a strength level necessary for a rotor of a drive motor, which will be described later, cannot be ensured, and as shown in Examples of Patent Documents 5 and 6, 2.0% There is a problem that the above Ni content is essential and the alloy cost is high.

さらに、特許文献７には、Ｓｉ：１．６〜２．８％であって、結晶粒径、内部酸化層厚み、および降伏点を限定した永久磁石埋め込み型モータ用無方向性電磁鋼板が提案されている。しかしながら、この方法による鋼板の降伏点では、高速回転する駆動モータの回転子としては強度不足である。   Further, Patent Document 7 proposes a non-oriented electrical steel sheet for embedded permanent magnet motors with Si: 1.6 to 2.8% and limited crystal grain size, internal oxide layer thickness, and yield point. Has been. However, at the yield point of the steel plate by this method, the strength is insufficient as a rotor of a drive motor that rotates at high speed.

また、ＪＩＳ Ｃ ２５５２に規定の無方向性電磁鋼板としては、いわゆる高グレード無方向性電磁鋼板（３５Ａ２１０，３５Ａ２３０など）が最も合金含有量が高く高強度であるが、機械特性レベルは上述の高張力電磁鋼板を下回っており高速回転する駆動モータの回転子としては強度不足である。   As non-oriented electrical steel sheets specified in JIS C 2552, so-called high grade non-oriented electrical steel sheets (35A210, 35A230, etc.) have the highest alloy content and high strength, but the mechanical property level is high as described above. The strength is insufficient as a rotor of a drive motor that is below the tension electromagnetic steel plate and rotates at high speed.

特開昭６０-２３８４２１号公報JP 60-238421 A 特開平１−１６２７４８号公報JP-A-1-162748 特開平２−８３４６号公報Japanese Patent Laid-Open No. 2-8346 特開平６−３３０２５５号公報JP-A-6-330255 特開２００１−２３４３０２号公報JP 2001-234302 A 特開２００２−１４６４９３号公報JP 2002-146493 A 特開２００１−１７２７５２号公報JP 2001-172752 A

上述したように、無方向性電磁鋼板の高強度化手法として従来から提案されている固溶強化および析出強化では冷間圧延の母材も強化されてしまうことから冷間圧延時に割れが多発し、結晶粒微細化による高強度化ではその強化量が不十分であるため回転子用途として実用に耐える強度を実現することができない。また、本発明者らは変態強化についても検討を行ったが、変態強化ではマルテンサイト等の変態組織が鉄損を著しく増大させることが判明し、回転子用途として実用に耐える磁気特性を実現することができない。   As mentioned above, the solid solution strengthening and precipitation strengthening conventionally proposed as methods for increasing the strength of non-oriented electrical steel sheets also strengthens the base material of cold rolling, so cracks frequently occur during cold rolling. In the case of increasing the strength by refining crystal grains, the amount of strengthening is insufficient, so that it is not possible to realize a strength that can be practically used as a rotor. In addition, the present inventors have also examined transformation strengthening, but it has been found that the transformation structure such as martensite significantly increases iron loss in transformation strengthening, and realizes magnetic characteristics that can be practically used as a rotor application. I can't.

このような問題点に鑑み、本発明者らは特願２００４−１８３５５４、特願２００４−２５２３９５にて高速回転するモータの回転子として必要な優れた機械特性と磁気特性とを具備する無方向性電磁鋼板およびその製造方法を提案している。これらの無方向性電磁鋼板はＮｂ，Ｚｒ，ＴｉおよびＶを含有するものであるため、表面性状が通常の無方向性電磁鋼板より劣る可能性があり、鉄心として使用する際には占積率の低下により有効な断面積あたりの磁束密度が低下し、モータ効率が低下する可能性がある。
ここで、占積率とは、無方向性電磁鋼板を積層して鉄心を作製した際の、鉄心厚さ全体に占める鋼板の割合である。
このため、特願２００４−２５２３９５においては、これらの元素の上限を規制することにより良好な表面性状を確保している。しかしながら、表面性状をさらに向上させることができれば、鉄心として使用する際、占積率の向上によりモータ効率を一層向上させることができるので好ましい。 In view of such problems, the present inventors have non-directionality having excellent mechanical characteristics and magnetic characteristics required as a rotor of a motor that rotates at high speed in Japanese Patent Application Nos. 2004-183554 and 2004-252395. It proposes an electrical steel sheet and its manufacturing method. Since these non-oriented electrical steel sheets contain Nb, Zr, Ti and V, the surface properties may be inferior to those of ordinary non-oriented electrical steel sheets. When used as an iron core, the space factor As a result of the decrease, the effective magnetic flux density per cross-sectional area decreases, and the motor efficiency may decrease.
Here, the space factor is the ratio of the steel sheet to the entire thickness of the iron core when the non-oriented electrical steel sheets are laminated to produce the iron core.
For this reason, in Japanese Patent Application No. 2004-252395, good surface properties are ensured by regulating the upper limit of these elements. However, if the surface properties can be further improved, when used as an iron core, the motor efficiency can be further improved by improving the space factor, which is preferable.

本発明は、上記問題点に鑑みてなされたものであり、表面性状に優れ、かつ高速回転するモータの回転子として必要な優れた機械特性と磁気特性とを兼備する無方向性電磁鋼板の製造方法を提供することを主目的とする。   The present invention has been made in view of the above problems, and is a non-oriented electrical steel sheet that has excellent mechanical properties and magnetic properties necessary for a rotor of a motor that is excellent in surface properties and that rotates at high speed. The main purpose is to provide a method.

本発明者らは、回転子に適した磁気特性と機械特性とを兼ね備えた無方向性電磁鋼板の有するべき鋼組織について種々検討を行い、従来全く検討されていなかった加工硬化による高強度化に着目した。そして、加工時に導入される転位は鉄損に及ぼす影響が比較的小さいとの新知見を得て、従来の無方向性電磁鋼板の技術認識である完全な再結晶フェライト組織とは全く逆の技術思想に立脚して、鋼板の組織を多量の転位が残存した加工組織および回復状態の組織（以下、「回復組織」と称する）とすることにより、回転子に要求される磁気特性および機械特性が得られることを見出した。さらに、回復組織を得るためには、Ｎｂ，Ｚｒ，ＴｉおよびＶの含有量を所定の範囲とすることが必要であることを見出し、これらの知見に基づいて、特願２００４−１８３５５４、特願２００４−２５２３９５にて高速回転するモータの回転子用として必要な優れた機械特性と磁気特性とを具備する無方向性電磁鋼板およびその製造方法を提案している。本発明者らは、回復組織を得るための条件についてさらに詳細に検討し、Ｎｂ，Ｚｒ，ＴｉおよびＶのなかでも特にＮｂを中心に含有させることが最も効果的であることを見出した。
また、本発明者らは、Ｎｂ，Ｚｒ，ＴｉおよびＶを含有させた無方向性電磁鋼板にて懸念されていた表面性状をさらに改善するため、熱間圧延条件の影響について鋭意研究を重ねた。その結果、粗熱間圧延での累積圧下率や、鋼塊または鋼片の等軸晶率などを制御することにより、Ｎｂ，Ｚｒ，ＴｉおよびＶを含有させた無方向性電磁鋼板の表面性状をより安定的に改善できることが判明し、機械特性および磁気特性だけでなく表面性状も良好な無方向性電磁鋼板が得られることを見出し、本発明を完成させた。 The present inventors have made various studies on the steel structure that should be possessed by the non-oriented electrical steel sheet having both magnetic properties and mechanical properties suitable for rotors, and have achieved high strength by work hardening that has not been studied at all. Pay attention. The new knowledge that dislocations introduced during processing have a relatively small effect on iron loss has been obtained, and this technology is completely the opposite of the completely recrystallized ferrite structure that is the technical recognition of conventional non-oriented electrical steel sheets. Based on the idea, the magnetic structure and mechanical characteristics required for the rotor can be achieved by making the structure of the steel sheet a processed structure in which a large amount of dislocations remain and a recovered structure (hereinafter referred to as “recovered structure”). It was found that it can be obtained. Furthermore, in order to obtain a recovered tissue, it has been found that the contents of Nb, Zr, Ti and V need to be within a predetermined range, and based on these findings, Japanese Patent Application No. 2004-183554, 2004-252395 proposes a non-oriented electrical steel sheet having excellent mechanical characteristics and magnetic characteristics required for a rotor of a motor that rotates at high speed, and a method for manufacturing the same. The present inventors have examined the conditions for obtaining a recovered tissue in more detail, and have found that it is most effective to contain Nb mainly among Nb, Zr, Ti and V.
In addition, the present inventors have conducted extensive research on the influence of hot rolling conditions in order to further improve the surface properties that have been a concern with non-oriented electrical steel sheets containing Nb, Zr, Ti and V. . As a result, the surface properties of the non-oriented electrical steel sheet containing Nb, Zr, Ti and V are controlled by controlling the cumulative reduction ratio in rough hot rolling and the equiaxed crystal ratio of the steel ingot or steel slab. As a result, it was found that a non-oriented electrical steel sheet having not only mechanical and magnetic properties but also good surface properties can be obtained, and the present invention has been completed.

すなわち、本発明は、質量％で、Ｃ：０．０６％以下、Ｓｉ：３．５％以下、Ｍｎ：０．０５％以上３．０％以下、Ａｌ：２．５％以下、Ｐ：０．３０％以下、Ｓ：０．０４％以下、Ｎ：０．０２％以下、Ｎｂ：０．０２％超を含有し、Ｎｂ、Ｔｉ、ＺｒおよびＶからなる群から選択される少なくとも１種の元素を下記式（１）を満足する範囲で含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる鋼塊または鋼片（以下、スラブともいう。）を、１１００℃以上１３００℃以下としたのちに、累積圧下率が８０％以上の粗熱間圧延を施して粗バーを得る粗熱間圧延工程と、上記粗バーに仕上熱間圧延を施す仕上熱間圧延工程とを有し、上記仕上熱間圧延工程前の粗バーの温度を９５０℃以上とする熱間圧延工程を備えることを特徴とする回転子用無方向性電磁鋼板の製造方法を提供する。
0＜Nb/93＋Zr/91＋Ti/48＋V/51−(C/12＋N/14)＜5×10-3 （１）
（ここで、式（１）中、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｖ、ＣおよびＮはそれぞれの元素の含有量（質量％）を示す。） That is, the present invention is, in mass%, C: 0.06% or less, Si: 3.5% or less, Mn: 0.05% or more and 3.0% or less, Al: 2.5% or less, P: 0 30% or less, S: 0.04% or less, N: 0.02% or less, Nb: more than 0.02%, and at least one selected from the group consisting of Nb, Ti, Zr and V An element is contained in a range that satisfies the following formula (1), and the balance is made from 1100 ° C. to 1300 ° C. The finish hot rolling has a rough hot rolling step in which a rough bar is obtained by performing a rough hot rolling with a rolling reduction of 80% or more, and a finish hot rolling step in which the rough bar is subjected to finish hot rolling. Rotor for rotors, characterized by comprising a hot rolling process in which the temperature of the rough bar before the process is 950 ° C. or higher A method for producing a grain-oriented electrical steel sheet is provided.
0 <Nb / 93 + Zr / 91 + Ti / 48 + V / 51- (C / 12 + N / 14) <5 × 10 -3 (1)
(Here, in the formula (1), Nb, Zr, Ti, V, C and N indicate the content (mass%) of each element.)

一般に、無方向性電磁鋼板を製造する際、熱間圧延工程により得られた鋼板には冷間圧延が施され、次いで再結晶および結晶粒成長を目的として均熱処理が施される。本発明においては、Ｎｂ，Ｚｒ，ＴｉおよびＶの含有量を適正に制御することにより、均熱処理時に再結晶を抑制し、冷間圧延により導入された転位の均熱処理中における消滅を抑制して残存させ、加工組織および回復組織を主体とする鋼板を得ることが可能である。これにより、高強度の無方向性電磁鋼板を製造することができる。このような鋼板の高強度化は、冷間圧延に供する鋼板、すなわち冷間圧延の母材の高強度化を伴うことがないので、冷間圧延時の破断を抑制することができるという利点を有する。さらに本発明によれば、所定の鋼組成を備える鋼塊または鋼片を用いることにより、機械特性だけでなく磁気特性も良好な無方向性電磁鋼板を製造することができる。
また本発明においては、熱間圧延工程を所定の条件で行うことにより、具体的には粗熱間圧延に供する際のスラブの温度、粗熱間圧延での累積圧下率、および、粗熱間圧延後で仕上熱間圧延前における粗バーの温度を所定の範囲とすることにより、鋼板がＮｂ，Ｚｒ，ＴｉおよびＶを含有する場合であっても、良好な表面性状を安定して確保することができる。その結果、高い占積率を実現することができる。
したがって本発明によれば、従来のように高価な鋼成分を用いることも、特殊な工程を経ることもなく、例えば駆動モータの回転子として必要な磁気特性および機械特性を満足し、表面性状の良好な回転子用無方向性電磁鋼板を安定して製造することができる。 Generally, when manufacturing a non-oriented electrical steel sheet, the steel sheet obtained by the hot rolling process is cold-rolled and then subjected to soaking for the purpose of recrystallization and crystal grain growth. In the present invention, by appropriately controlling the contents of Nb, Zr, Ti and V, recrystallization is suppressed during soaking, and dislocations introduced by cold rolling are suppressed during quenching. It is possible to obtain a steel sheet mainly composed of a processed structure and a recovered structure. Thereby, a high-strength non-oriented electrical steel sheet can be manufactured. Such strengthening of the steel sheet does not accompany the strengthening of the steel sheet used for cold rolling, that is, the base material of the cold rolling, and therefore has the advantage of being able to suppress breakage during cold rolling. Have. Furthermore, according to the present invention, by using a steel ingot or steel slab having a predetermined steel composition, it is possible to produce a non-oriented electrical steel sheet having not only mechanical properties but also good magnetic properties.
Further, in the present invention, by performing the hot rolling step under predetermined conditions, specifically, the temperature of the slab when subjected to the rough hot rolling, the cumulative reduction ratio in the rough hot rolling, and the rough hot rolling Even if the steel sheet contains Nb, Zr, Ti, and V, the surface quality of the rough bar after the rolling and before the finish hot rolling is in a predetermined range, stably ensuring good surface properties. be able to. As a result, a high space factor can be realized.
Therefore, according to the present invention, it is possible to satisfy the magnetic properties and mechanical properties necessary for a rotor of a drive motor, for example, without using expensive steel components as in the past or through a special process. A good non-oriented electrical steel sheet for a rotor can be stably produced.

また本発明においては、上記鋼塊または鋼片が、上記Ｆｅの一部に代えて、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、ＣｏおよびＷからなる群から選択される少なくとも１種の元素を下記の質量％で含有することが好ましい。
Ｃｕ：０．０１％以上８．０％以下 Ｎｉ：０．０１％以上２．０％以下
Ｃｒ：０．０１％以上１５．０％以下 Ｍｏ：０．００５％以上４．０％以下
Ｃｏ：０．０１％以上４．０％以下 Ｗ：０．０１％以上４．０％以下
上記元素の高強度化作用により、鋼板の強度をより高めることが可能となるからである。 In the present invention, the steel ingot or steel slab is replaced with a part of the Fe, and at least one element selected from the group consisting of Cu, Ni, Cr, Mo, Co and W has the following mass. It is preferable to contain by%.
Cu: 0.01% to 8.0% Ni: 0.01% to 2.0% Cr: 0.01% to 15.0% Mo: 0.005% to 4.0% Co: 0.01% or more and 4.0% or less W: 0.01% or more and 4.0% or less The strength of the steel sheet can be further increased by the action of increasing the strength of the above elements.

さらに本発明においては、上記鋼塊または鋼片が、上記Ｆｅの一部に代えて、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｓｅ、Ｂｉ、Ｇｅ、ＴｅおよびＢからなる群から選択される少なくとも１種の元素を下記の質量％で含有することが好ましい。
Ｓｎ：０．５％以下 Ｓｂ：０．５％以下 Ｓｅ：０．３％以下 Ｂｉ：０．２％以下
Ｇｅ：０．５％以下 Ｔｅ：０．３％以下 Ｂ：０．０１％以下
上記元素の粒界偏析により、効果的に再結晶を抑制することができるからである。 Furthermore, in the present invention, the steel ingot or the steel slab is replaced with at least one element selected from the group consisting of Sn, Sb, Se, Bi, Ge, Te and B instead of a part of the Fe described below. It is preferable to contain by mass%.
Sn: 0.5% or less Sb: 0.5% or less Se: 0.3% or less Bi: 0.2% or less Ge: 0.5% or less Te: 0.3% or less B: 0.01% or less This is because recrystallization can be effectively suppressed by grain boundary segregation of elements.

またさらに本発明においては、上記鋼塊または鋼片が、上記Ｆｅの一部に代えて、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭからなる群から選択される少なくとも１種の元素を下記の質量％で含有することが好ましい。
Ｃａ：０．０３％以下 Ｍｇ：０．０２％以下 ＲＥＭ：０．１％以下
上記元素の硫化物形態制御作用により、磁気特性をさらに改善することができるからである。 Still further, in the present invention, the steel ingot or steel slab contains at least one element selected from the group consisting of Ca, Mg and REM in the following mass%, instead of a part of the Fe. Is preferred.
Ca: 0.03% or less Mg: 0.02% or less REM: 0.1% or less Magnetic properties can be further improved by the sulfide form controlling action of the above elements.

また本発明においては、上記鋼塊または鋼片の断面組織における平均等軸晶率が２５％以上であることが好ましい。これにより、表面性状を安定的に改善することができるからである。   In the present invention, the average equiaxed crystal ratio in the cross-sectional structure of the steel ingot or steel slab is preferably 25% or more. This is because the surface properties can be stably improved.

本発明によれば、表面性状が良好であり、高速回転するモータの回転子として必要な優れた機械特性と磁気特性とを兼備した無方向性電磁鋼板を、多大なコスト増加を招くことなく安定に製造することが可能である。そのため、電気自動車やハイブリッド自動車の駆動モータ分野などにおける回転数の高速化に十分対応でき、その工業的価値は極めて高い。   According to the present invention, a non-oriented electrical steel sheet having excellent surface properties and excellent mechanical characteristics and magnetic characteristics required as a rotor of a motor that rotates at high speed can be stably produced without causing a great increase in cost. Can be manufactured. Therefore, it can sufficiently cope with the increase in the rotational speed in the field of drive motors of electric vehicles and hybrid vehicles, and its industrial value is extremely high.

本発明で言及する回転子に用いる電磁鋼板として必要な特性とは、第一に機械特性であり、降伏点および引張強さである。これは高速回転時の回転子の変形抑制のみならず、応力変動に起因する疲労破壊抑制を目的としている。近年の電気自動車、ハイブリッド自動車の駆動モータでは、回転子は２５０ＭＰａ程度の平均応力下で１５０ＭＰａ程度の応力振幅を受ける。したがって、変形抑制の観点から降伏点は４００ＭＰａ以上、安全率を考慮すると５００ＭＰａ以上を満たす必要がある。好ましくは５５０ＭＰａ以上である。また、上述の応力状態での疲労破壊を抑制する観点から引張強さは５５０ＭＰａ以上、安全率を考慮すると６００ＭＰａ以上、好ましくは７００ＭＰａ以上必要である。   The characteristics required for the electromagnetic steel sheet used in the rotor referred to in the present invention are mechanical characteristics, and yield point and tensile strength. This is intended to suppress not only the deformation of the rotor during high-speed rotation but also the fatigue failure caused by stress fluctuations. In drive motors of recent electric vehicles and hybrid vehicles, the rotor receives a stress amplitude of about 150 MPa under an average stress of about 250 MPa. Therefore, from the viewpoint of suppressing deformation, the yield point must be 400 MPa or more, and considering the safety factor, it is necessary to satisfy 500 MPa or more. Preferably it is 550 MPa or more. Further, from the viewpoint of suppressing fatigue failure in the stress state described above, the tensile strength is 550 MPa or more, and considering the safety factor, 600 MPa or more, preferably 700 MPa or more is required.

また、回転子に用いる電磁鋼板として必要な第二の特性は磁束密度である。ＩＰＭモータのようにリラクタンストルクを活用するモータでは回転子に用いられる材質の磁束密度もトルクに影響を及ぼし、磁束密度が低いと所望のトルクを得られない。   The second characteristic necessary for the electromagnetic steel sheet used for the rotor is the magnetic flux density. In a motor that utilizes reluctance torque, such as an IPM motor, the magnetic flux density of the material used for the rotor also affects the torque. If the magnetic flux density is low, a desired torque cannot be obtained.

さらに、回転子に用いる電磁鋼板として必要な第三の特性は鉄損である。鉄損は不可逆な磁壁移動に起因するヒステリシス損失と、磁化変化に起因して発生する渦電流によるジュール熱（渦電流損失）とから構成され、電磁鋼板の鉄損はこれらの総和であるトータルの鉄損で評価される。回転子で発生する損失はモータ効率そのものを支配するものではないが、回転子の損失すなわち発熱により永久磁石が減磁するため、間接的にモータ性能を劣化させる。したがって、回転子に使用される材質の鉄損値の上限は永久磁石の耐熱温度の観点から決定され、固定子に使用される材質よりも鉄損値が高くとも許容されると想起される。   Furthermore, the third characteristic necessary for the electromagnetic steel sheet used for the rotor is iron loss. Iron loss consists of hysteresis loss due to irreversible domain wall motion and Joule heat (eddy current loss) due to eddy currents caused by magnetization changes. The iron loss of electrical steel sheets is the sum of these totals. It is evaluated by iron loss. Although the loss generated in the rotor does not dominate the motor efficiency itself, the permanent magnet is demagnetized due to the loss of the rotor, that is, heat generation, which indirectly deteriorates the motor performance. Accordingly, it is recalled that the upper limit of the iron loss value of the material used for the rotor is determined from the viewpoint of the heat resistance temperature of the permanent magnet, and is allowed even if the iron loss value is higher than the material used for the stator.

本発明者らはこれらの特性を満足する無方向性電磁鋼板について鋭意検討を行った。まず、上述の着想をもとに回転子に適した磁気特性と機械特性とを兼ね備えた無方向性電磁鋼板の有するべき鋼組織について種々検討を行った。その結果、固溶強化および析出強化では冷間圧延母材も高強度化されるため冷間圧延時の破断が避けられないこと、結晶粒微細化のみでは要求レベルの機械特性を達成できないこと、および、マルテンサイト等の変態組織では鉄損が著しく増大することが判明した。さらに、強化機構として加工硬化について検討した結果、加工時に導入される転位は鉄損に及ぼす影響が比較的小さいことが判明した。これらの結果から、従来の無方向性電磁鋼板の技術認識である完全な再結晶フェライト組織とは全く逆に、多量の転位が残存した加工組織および回復組織とすることにより、回転子に要求される磁気特性と機械特性とが達成されるとの知見を得た。   The present inventors diligently studied non-oriented electrical steel sheets that satisfy these characteristics. First, based on the above-mentioned idea, various studies were made on the steel structure that the non-oriented electrical steel sheet having both magnetic characteristics and mechanical characteristics suitable for the rotor should have. As a result, the strength of the cold-rolled base metal is strengthened by solid solution strengthening and precipitation strengthening, so it is inevitable to break during cold rolling. And it turned out that iron loss increases remarkably in transformation structures, such as martensite. Furthermore, as a result of examining work hardening as a strengthening mechanism, it was found that dislocations introduced during processing have a relatively small effect on iron loss. From these results, it is required for the rotor to have a processed structure and a recovered structure in which a large amount of dislocations remain, contrary to the complete recrystallized ferrite structure that is the technical recognition of conventional non-oriented electrical steel sheets. It was found that the magnetic properties and mechanical properties can be achieved.

加工組織および回復組織は、所定の板厚への加工時に導入された転位を均熱処理時に消滅させることなく、あるいは消滅を抑制して残存させることにより得られる。そのため、固溶強化あるいは析出強化主体の従来技術とは異なり、冷間圧延母材の高強度化を伴うことなく高強度化が可能であり、冷間圧延時の破断を抑制できる。このような加工組織および回復組織を得るためには、通常冷間圧延後に行われる均熱処理での再結晶を抑制することが必要である。また、均熱処理時に再結晶を抑制するには、Ｎｂ，Ｚｒ，ＴｉおよびＶを含有させることが必要であり、特にＮｂの寄与が大きいためにＮｂを中心に適正量含有させる必要がある。ただし、Ｎｂ，Ｚｒ，ＴｉおよびＶを過度に含有させると表面性状が劣化するため、Ｎｂ，Ｚｒ，ＴｉおよびＶの含有量の適正化が重要となる。さらに、Ｎｂ，Ｚｒ，ＴｉおよびＶを含有させた無方向性電磁鋼板にて懸念されていた表面性状を改善するためには、熱間圧延条件等を適正化する必要がある。
以下、本発明を完成させるに至った知見について説明する。 The processed structure and the recovered structure can be obtained by allowing dislocations introduced during processing to a predetermined plate thickness to remain without being eliminated during soaking or by suppressing the disappearance. Therefore, unlike the prior art mainly based on solid solution strengthening or precipitation strengthening, it is possible to increase the strength without increasing the strength of the cold-rolled base material, and to suppress breakage during cold rolling. In order to obtain such a processed structure and a recovered structure, it is necessary to suppress recrystallization in a soaking process that is usually performed after cold rolling. Further, in order to suppress recrystallization during soaking, it is necessary to contain Nb, Zr, Ti and V. In particular, since Nb contributes greatly, it is necessary to contain Nb in an appropriate amount. However, when Nb, Zr, Ti, and V are excessively contained, the surface properties deteriorate, so that it is important to optimize the contents of Nb, Zr, Ti, and V. Furthermore, in order to improve the surface properties that have been a concern for non-oriented electrical steel sheets containing Nb, Zr, Ti and V, it is necessary to optimize the hot rolling conditions and the like.
Hereinafter, the knowledge that led to the completion of the present invention will be described.

まず、本発明の特徴であるＮｂに関する知見について述べる。
主要成分が質量％で、Ｓｉ：２．０％、Ｍｎ：０．２％、Ａｌ：０．３％、Ｎ：０．００２％、Ｐ：０．０１％であり、Ｃ，ＳおよびＮｂの含有量をそれぞれＣ：０．００１〜０．０４％、Ｓ：０．０００２〜０．０３％、Ｎｂ：０．００１〜０．６％と変化させた鋼と、主要成分が質量％で、Ｓｉ：２．０％、Ｍｎ：０．２％、Ａｌ：０．３％、Ｎ：０．００２％、Ｐ：０．０１％であり、Ｃ，ＳおよびＴｉの含有量をそれぞれＣ：０．００１〜０．０４％、Ｓ：０．０００２〜０．０３％、Ｔｉ：０．００１〜０．３％と変化させた鋼とに熱間圧延を施して２．３ｍｍとした後、８００℃で１０時間の熱延板焼鈍を行い、さらに０．３５ｍｍまで冷間圧延し、７００℃で２０秒間保持あるいは７５０℃で２０秒間保持の２つの条件で均熱処理を施した。このようにして得られた鋼板の引張強さを測定した。 First, knowledge about Nb, which is a feature of the present invention, will be described.
The main components are mass%, Si: 2.0%, Mn: 0.2%, Al: 0.3%, N: 0.002%, P: 0.01%, C, S and Nb Steel whose content was changed to C: 0.001 to 0.04%, S: 0.0002 to 0.03%, Nb: 0.001 to 0.6%, respectively, and the main component was mass%, Si: 2.0%, Mn: 0.2%, Al: 0.3%, N: 0.002%, P: 0.01%, and the contents of C, S and Ti are C: 0 0.001 to 0.04%, S: 0.0002 to 0.03%, Ti: 0.001 to 0.3%, and hot rolled to 2.3 mm, then 800 mm Hot-rolled sheet annealed at 10 ° C for 10 hours, further cold-rolled to 0.35 mm, soaked at 700 ° C for 20 seconds or at 750 ° C for 20 seconds It was subjected to physical. The tensile strength of the steel sheet thus obtained was measured.

図１および図２に、７００℃または７５０℃で２０秒間保持の均熱処理を施したそれぞれの鋼板について、Ｎｂ，Ｃ，Ｎ、およびＴｉ，Ｃ，Ｎの含有量により規定される下記式（２）および（３）で示されるＮｂ＊およびＴｉ＊と、鋼板の引張強さとの関係を示す。
Ｎｂ＊＝Ｎｂ／９３−Ｃ／１２−Ｎ／１４ （２）
Ｔｉ＊＝Ｔｉ／４８−Ｃ／１２−Ｎ／１４ （３）
（ここで、式（２）および（３）中、Ｎｂ、Ｔｉ、ＣおよびＮはそれぞれの元素の含有量（質量％）を示す。） 1 and 2, the following formula (2) defined by the contents of Nb, C, N, and Ti, C, N for each steel sheet subjected to soaking at 700 ° C. or 750 ° C. for 20 seconds. ) And (3) and the relationship between Nb * and Ti * and the tensile strength of the steel sheet.
Nb * = Nb / 93-C / 12-N / 14 (2)
Ti * = Ti / 48-C / 12-N / 14 (3)
(Here, in the formulas (2) and (3), Nb, Ti, C and N indicate the content (mass%) of each element.)

図１および図２より、Ｎｂ＊＞０、Ｔｉ＊＞０の場合にのみ優れた機械特性が得られることがわかった。また、鋼組織を調査した結果、Ｎｂ＊＞０、Ｔｉ＊＞０の場合にのみ再結晶が抑制されており、鋼組織は加工組織および回復組織であった。Ｎｂ＊、Ｔｉ＊は固溶Ｎｂ、固溶Ｔｉ含有量と対応しており、再結晶抑制には固溶Ｎｂ、固溶Ｔｉ含有量の確保が重要であると判明した。さらに、ＮｂとＴｉを比較すれば、Ｎｂの再結晶抑制効果の方がＴｉのそれよりも大きいため高強度化にはより有効であり、均熱処理での均熱温度が高温化した場合ほどその効果の差が大きくなることも判明した。 1 and 2, it was found that excellent mechanical properties can be obtained only when Nb * > 0 and Ti * > 0. Moreover, as a result of investigating the steel structure, recrystallization was suppressed only when Nb * > 0 and Ti * > 0, and the steel structure was a processed structure and a recovered structure. Nb * and Ti * correspond to the solute Nb and solute Ti contents, and it has been found that securing the solute Nb and solute Ti contents is important for suppressing recrystallization. Furthermore, if Nb and Ti are compared, the effect of suppressing recrystallization of Nb is greater than that of Ti, so it is more effective for increasing the strength. The higher the soaking temperature in soaking, the more It was also found that the difference in effect was large.

また、ＺｒおよびＶについても、上記と同様の検討を行い、それらの知見を合わせて、再結晶抑制にはＮｂ，Ｚｒ，ＴｉおよびＶの中でもＮｂを積極的に含有させたうえで下記式（１）を満足させる必要があると判明した。
0＜Nb/93＋Zr/91＋Ti/48＋V/51−(C/12＋N/14)＜5×10-3 （１）
（ここで、式（１）中、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｖ、ＣおよびＮはそれぞれの元素の含有量（質量％）を示す。） For Zr and V, the same examination as described above was performed, and the following formula (Nb, Zr, Ti, and V were positively contained in Nb, Zr, Ti, and V in order to suppress recrystallization in combination with the above findings. It was found that 1) needs to be satisfied.
0 <Nb / 93 + Zr / 91 + Ti / 48 + V / 51- (C / 12 + N / 14) <5 × 10 -3 (1)
(Here, in the formula (1), Nb, Zr, Ti, V, C and N indicate the content (mass%) of each element.)

次に、Ｎｂ，Ｚｒ，ＴｉおよびＶを含有させた無方向性電磁鋼板にて懸念されていた表面性状を改善する手段についての知見を述べる。
転炉で脱炭脱硫した溶鋼２３０ｔｏｎを取鍋内に出鋼し、取鍋をＲＨ式真空脱ガス装置に移動した。ＲＨ式真空脱ガス装置で減圧脱炭を行い、表１に示す組成の溶鋼を連続鋳造機にてスラブとした。製造したスラブの平均等軸晶率は０〜３０％であった。 Next, the knowledge about the means for improving the surface property which has been a concern in the non-oriented electrical steel sheet containing Nb, Zr, Ti and V will be described.
The molten steel 230ton decarburized and desulfurized in the converter was taken out into the ladle, and the ladle was moved to the RH type vacuum degasser. Vacuum decarburization was performed with an RH vacuum degassing apparatus, and molten steel having the composition shown in Table 1 was made into a slab with a continuous casting machine. The average equiaxed crystal ratio of the manufactured slab was 0 to 30%.

Figure 0004710458
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これらのスラブを加熱炉で１１５０℃まで加熱し、累積圧下率を７７〜８６％として粗熱間圧延し、仕上げ温度８００〜８５０℃、巻き取り温度５００℃で仕上熱間圧延して、厚さ２．０ｍｍとした。その後７５０℃で１０時間の熱延板焼鈍を行い、さらに０．３５ｍｍまで冷間圧延した。さらに、冷間圧延により得られた鋼板に７６０℃で２０秒間保持する均熱処理を施し、鋼板表面に平均厚さ０．５μｍの絶縁皮膜を施した。得られた鋼板からＪＩＳ Ｃ ２５５０に準じて試験片を採取し、占積率、磁気特性（鉄損Ｗ10/400）および機械特性（降伏点ＹＰ、引張強さＴＳ）を調査した。結果を表２に示す。
なお、表２において、平均等軸晶率は、鋳込み方向垂直断面のマクロ組織より、スラブ幅３ヶ所（１／４、２／４、３／４）における等軸晶率を平均した値である。
また、粗熱間圧延での累積圧下率（粗圧延累積圧下率）は、粗熱間圧延機入側のスラブ厚さＡと出側の鋼帯厚さＢとから、次式により算出した値である。
（１−Ｂ／Ａ）×１００［％］
さらに、占積率評価は、９８％以上をＡ、９５％以上９８％未満をＢ、９５％未満をＣとして、ＡおよびＢは回転子の鉄心として使用可能レベルと判断した。 These slabs are heated to 1150 ° C. in a heating furnace, subjected to rough hot rolling with a cumulative rolling reduction of 77 to 86%, and finish hot rolled at a finishing temperature of 800 to 850 ° C. and a winding temperature of 500 ° C. to obtain a thickness 2.0 mm. Thereafter, hot-rolled sheet annealing was performed at 750 ° C. for 10 hours, and further cold-rolled to 0.35 mm. Furthermore, the steel plate obtained by cold rolling was subjected to a soaking treatment that was held at 760 ° C. for 20 seconds, and an insulating film having an average thickness of 0.5 μm was applied to the steel plate surface. Test pieces were collected from the obtained steel sheet according to JIS C 2550, and the space factor, magnetic properties (iron loss W 10/400 ) and mechanical properties (yield point YP, tensile strength TS) were investigated. The results are shown in Table 2.
In Table 2, the average equiaxed crystal ratio is a value obtained by averaging the equiaxed crystal ratios at three slab widths (1/4, 2/4, 3/4) from the macrostructure of the vertical cross section in the casting direction. .
In addition, the cumulative reduction ratio in rough hot rolling (rough rolling cumulative reduction ratio) is a value calculated from the slab thickness A on the inlet side of the rough hot rolling mill and the steel strip thickness B on the outlet side by the following equation: It is.
(1-B / A) × 100 [%]
Further, in the space factor evaluation, 98% or more was judged as A, 95% or more and less than 98% as B, and less than 95% as C, and A and B were judged to be usable levels as a rotor core.

Figure 0004710458
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Ｎｂをほとんど含有しない通常の無方向性電磁鋼板（鋼１）は熱間圧延条件によらず高い占積率を有するのに対し、Ｎｂを所定量含有する無方向性電磁鋼板（鋼２および鋼３）は、粗熱間圧延での累積圧下率が８０％以上、粗熱間圧延出側の温度が９５０℃以上の場合に高い占積率を有することが判明した。また、スラブの平均等軸晶率が高かった製品はさらに占積率が改善されること、および、熱間圧延条件が機械特性や磁気特性に及ぼす影響は占積率に及ぼす影響に比べて小さいことが判明した。
Ｔｉ，ＺｒおよびＶについても上記と同様の検討を行い、それらを合わせて、Ｎｂ，Ｚｒ，ＴｉおよびＶを含有させた無方向性電磁鋼板の占積率を高めるには熱間圧延条件やスラブの平均等軸晶率を適切に制御することが有効であるとの知見を得たのである。その機構については明らかではないが、本発明者らは次のように推定する。 An ordinary non-oriented electrical steel sheet (steel 1) containing almost no Nb has a high space factor regardless of hot rolling conditions, whereas a non-oriented electrical steel sheet (steel 2 and steel containing a predetermined amount of Nb). 3) was found to have a high space factor when the cumulative reduction in rough hot rolling was 80% or higher and the temperature on the outlet side of the rough hot rolling was 950 ° C. or higher. In addition, the product with a higher average equiaxed crystal ratio of slabs has improved space factor, and the effect of hot rolling conditions on mechanical and magnetic properties is smaller than the effect on space factor. It has been found.
In order to increase the space factor of the non-oriented electrical steel sheet containing Nb, Zr, Ti and V, the same examination as described above was performed for Ti, Zr and V, and hot rolling conditions and slabs were combined. It has been found that it is effective to appropriately control the average equiaxed crystal ratio. Although the mechanism is not clear, the present inventors presume as follows.

占積率の改善は、すなわち表面性状の改善によるものである。Ｎｂ，Ｚｒ，ＴｉおよびＶを含有させた鋼は、均熱処理時にて再結晶が抑制されるが、熱間圧延時にも再結晶が抑制されてしまう場合があるため、鋳造組織の巨大柱状粒に起因する表面の凹凸欠陥が冷間圧延後に発生し、この表面性状の劣化が占積率の低下につながると考えられる。これに対し本発明においては、粗熱間圧延での累積圧下率および粗熱間圧延出側の温度の双方を高めることにより、抑制されていた再結晶が促進され、鋳造組織の巨大柱状粒に起因する圧延方向の筋状のバンド組織が消失するものと考えられる。これにより冷間圧延後の表面欠陥が抑制され、占積率の改善につながったと推察される。
以下、本発明の回転子用無方向性電磁鋼板の製造方法について詳細に説明する。 The improvement of the space factor is due to the improvement of the surface properties. In steel containing Nb, Zr, Ti and V, recrystallization is suppressed during soaking, but recrystallization may be suppressed during hot rolling. The resulting surface irregularity defects occur after cold rolling, and this deterioration of surface properties is thought to lead to a decrease in the space factor. On the other hand, in the present invention, by increasing both the cumulative reduction ratio in the rough hot rolling and the temperature on the outlet side of the rough hot rolling, the suppressed recrystallization is promoted, and the giant columnar grains of the cast structure are formed. It is considered that the resulting striped band structure in the rolling direction disappears. As a result, surface defects after cold rolling are suppressed, and it is assumed that the space factor has been improved.
Hereinafter, the manufacturing method of the non-oriented electrical steel sheet for rotors of this invention is demonstrated in detail.

本発明の回転子用無方向性電磁鋼板の製造方法は、質量％で、Ｃ：０．０６％以下、Ｓｉ：３．５％以下、Ｍｎ：０．０５％以上３．０％以下、Ａｌ：２．５％以下、Ｐ：０．３０％以下、Ｓ：０．０４％以下、Ｎ：０．０２％以下、Ｎｂ：０．０２％超を含有し、Ｎｂ、Ｔｉ、ＺｒおよびＶからなる群から選択される少なくとも１種の元素を下記式（１）を満足する範囲で含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる鋼塊または鋼片を、１１００℃以上１３００℃以下としたのちに、累積圧下率が８０％以上の粗熱間圧延を施して粗バーを得る粗熱間圧延工程と、上記粗バーに仕上熱間圧延を施す仕上熱間圧延工程とを有し、上記仕上熱間圧延工程前の粗バーの温度を９５０℃以上とする熱間圧延工程を備えることを特徴とするものである。
0＜Nb/93＋Zr/91＋Ti/48＋V/51−(C/12＋N/14)＜5×10-3 （１）
（ここで、式（１）中、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｖ、ＣおよびＮはそれぞれの元素の含有量（質量％）を示す。）
以下、本発明の回転子用無方向性電磁鋼板の製造方法における鋼塊または鋼片、および各工程について説明する。 The manufacturing method of the non-oriented electrical steel sheet for rotors of this invention is the mass%, C: 0.06% or less, Si: 3.5% or less, Mn: 0.05% or more and 3.0% or less, Al : 2.5% or less, P: 0.30% or less, S: 0.04% or less, N: 0.02% or less, Nb: more than 0.02%, from Nb, Ti, Zr and V A steel ingot or steel slab comprising at least one element selected from the group consisting of the following formula (1) and the balance being Fe and impurities: 1100 ° C. to 1300 ° C. A rough hot rolling step in which a rough bar is obtained by subjecting the hot rolling to a cumulative reduction ratio of 80% or more, and a finish hot rolling step in which the hot bar is subjected to finish hot rolling, and the finish heat It comprises a hot rolling step in which the temperature of the rough bar before the hot rolling step is 950 ° C. or higher.
0 <Nb / 93 + Zr / 91 + Ti / 48 + V / 51- (C / 12 + N / 14) <5 × 10 -3 (1)
(Here, in the formula (1), Nb, Zr, Ti, V, C and N indicate the content (mass%) of each element.)
Hereinafter, the steel ingot or steel piece and each process in the manufacturing method of the non-oriented electrical steel sheet for rotors of this invention are demonstrated.

１．鋼塊または鋼片
本発明に用いられる鋼塊または鋼片は、質量％で、Ｃ：０．０６％以下、Ｓｉ：３．５％以下、Ｍｎ：０．０５％以上３．０％以下、Ａｌ：２．５％以下、Ｐ：０．３０％以下、Ｓ：０．０４％以下、Ｎ：０．０２％以下、Ｎｂ：０．０２％超を含有し、Ｎｂ、Ｔｉ、ＺｒおよびＶからなる群から選択される少なくとも１種の元素を上記式（１）を満足する範囲で含有し、残部がＦｅおよび不純物からなるものである。
なお、各元素の含有量を示す「％」は、特に断りのない限り「質量％」を意味するものである。
以下、鋼組成について説明する。 1. Steel ingot or steel slab The steel ingot or steel slab used in the present invention is in mass%, C: 0.06% or less, Si: 3.5% or less, Mn: 0.05% or more and 3.0% or less, Al: 2.5% or less, P: 0.30% or less, S: 0.04% or less, N: 0.02% or less, Nb: more than 0.02%, Nb, Ti, Zr and V At least one element selected from the group consisting of: in a range satisfying the above formula (1), with the balance being Fe and impurities.
“%” Indicating the content of each element means “mass%” unless otherwise specified .
Hereinafter, the steel composition will be described.

（１）Ｃ
ＣはＮｂ，Ｚｒ，ＴｉまたはＶと結びついて析出物を形成するため、固溶Ｎｂ，Ｚｒ，ＴｉおよびＶの含有量の減少に繋がる。したがって、固溶Ｎｂ，Ｚｒ，ＴｉおよびＶにより、冷間圧延後の均熱処理において進行する転位の消滅および再結晶の進行を抑制するためには、Ｃ含有量は低減することが好ましい。しかしながら、過度のＣ含有量の低減は製鋼コストが増加する点や、Ｃ含有量が多くてもＮｂ，Ｚｒ，ＴｉおよびＶの含有量をそれに応じて増加させれば固溶Ｎｂ，Ｚｒ，ＴｉおよびＶの含有量は確保される点を鑑み、Ｃ含有量の上限値は０．０６％とする。好ましくは０．０４％以下、さらに好ましくは０．０２％以下である。Ｃ含有量が０．０１％以下であれば、Ｎｂ／９３＋Ｚｒ／９１＋Ｔｉ／４８＋Ｖ／５１−（Ｃ／１２＋Ｎ／１４）＞０なる条件を満たすのに必要なＮｂ，Ｚｒ，ＴｉおよびＶの含有量が少なくてすむので製造コストの観点から望ましい。 (1) C
Since C is combined with Nb, Zr, Ti or V to form a precipitate, it leads to a decrease in the content of solute Nb, Zr, Ti and V. Therefore, it is preferable to reduce the C content in order to suppress the disappearance of dislocations and the progress of recrystallization that proceed in the soaking process after cold rolling by solute Nb, Zr, Ti, and V. However, excessive reduction of the C content increases the steelmaking cost, and even if the C content is large, if the contents of Nb, Zr, Ti and V are increased accordingly, solid solution Nb, Zr, Ti In view of securing the V and V contents, the upper limit of the C content is 0.06%. Preferably it is 0.04% or less, More preferably, it is 0.02% or less. If the C content is 0.01% or less, the Nb, Zr, Ti and V contents necessary to satisfy the condition of Nb / 93 + Zr / 91 + Ti / 48 + V / 51− (C / 12 + N / 14)> 0 This is desirable from the viewpoint of manufacturing cost.

（２）Ｓｉ
Ｓｉは電気抵抗を高め、渦電流損失を低減する効果を有する元素である。しかしながら、多量のＳｉを含有させた場合には冷間圧延時の割れを誘発し、鋼板の歩留まり低下により製造コストが増加する。そのためＳｉ含有量は３．５％以下とする。また、割れ抑制の観点からは３．０％以下が好ましい。さらに、Ｓｉを脱酸剤として使用する場合は０．０１％以上含有させることが必要であるが、Ａｌを脱酸剤として使用する場合もあるため、Ｓｉ含有量の下限値は特に限定しない。固溶強化による鋼板の高強度化という観点からは下限値を１．０％とすることが好ましい。 (2) Si
Si is an element that has the effect of increasing electrical resistance and reducing eddy current loss. However, when a large amount of Si is contained, cracks during cold rolling are induced, and the manufacturing cost increases due to a decrease in the yield of the steel sheet. Therefore, the Si content is 3.5% or less. Moreover, 3.0% or less is preferable from a viewpoint of crack suppression. Furthermore, when using Si as a deoxidizing agent, it is necessary to contain 0.01% or more, but since Al may be used as a deoxidizing agent, the lower limit of the Si content is not particularly limited. From the viewpoint of increasing the strength of the steel sheet by solid solution strengthening, the lower limit is preferably set to 1.0%.

（３）Ｍｎ
ＭｎはＳｉと同様に電気抵抗を高め、渦電流損失を低減する効果がある。しかしながら、Ｍｎを多量に含有させると合金コストが増加するため、Ｍｎ含有量の上限は３．０％とする。一方、Ｍｎ含有量の下限はＳを固定する観点から定められるものであり、０．０５％とする。 (3) Mn
Mn has the effect of increasing electrical resistance and reducing eddy current loss, similar to Si. However, if Mn is contained in a large amount, the alloy cost increases, so the upper limit of the Mn content is 3.0%. On the other hand, the lower limit of the Mn content is determined from the viewpoint of fixing S, and is 0.05%.

（４）Ａｌ
Ａｌは電気抵抗を高めるためＳｉと同様に渦電流損失を低減する。しかしながら、多量にＡｌを含有させると合金コストが増加するとともに、飽和磁束密度低下により磁束の漏れが発生するためモータ効率が低下する。これらの観点からＡｌ含有量の上限は２．５％とする。また、Ａｌを脱酸剤として使用する場合は０．０１％以上含有させることが必要であるが、Ｓｉを脱酸剤として使用する場合があるため、Ａｌ含有量の下限値は特に限定しない。固溶強化による鋼板の高強度化という観点からは、望ましい下限値は０．２％である。 (4) Al
Al increases eddy current loss in the same manner as Si because it increases electric resistance. However, when Al is contained in a large amount, the alloy cost increases and the leakage of magnetic flux occurs due to the decrease of the saturation magnetic flux density, so that the motor efficiency decreases. From these viewpoints, the upper limit of the Al content is 2.5%. Moreover, when using Al as a deoxidizer, it is necessary to contain 0.01% or more, but since Si may be used as a deoxidizer, the lower limit of the Al content is not particularly limited. From the viewpoint of increasing the strength of the steel sheet by solid solution strengthening, the desirable lower limit is 0.2%.

（５）Ｐ
Ｐは固溶強化により鋼板の強度を高める効果があるが、多量にＰを含有する場合には冷間圧延時の割れを誘発する。そのためＰ含有量は０．３０％以下とする。 (5) P
P has the effect of increasing the strength of the steel sheet by solid solution strengthening, but when it contains a large amount of P, it induces cracks during cold rolling. Therefore, the P content is 0.30% or less.

（６）Ｓ
Ｓは鋼中に不可避的に混入する不純物であるが、製鋼段階で低減するにはコストが増加するためＳ含有量としては０．０４％を上限とする。 (6) S
S is an impurity inevitably mixed in the steel. However, since the cost increases to reduce it in the steelmaking stage, the upper limit of the S content is 0.04%.

（７）Ｎ
ＮはＮｂ，Ｚｒ，ＴｉまたはＶと結びついて析出物を形成するため、固溶Ｎｂ，Ｚｒ，ＴｉおよびＶの含有量の減少に繋がる。したがって、固溶Ｎｂ，Ｚｒ，ＴｉおよびＶによって再結晶を抑制するためには、Ｎ含有量は低減することが好ましい。しかしながら、Ｎ含有量が多くてもＮｂ，Ｚｒ，ＴｉおよびＶの含有量をそれに応じて増加させれば固溶Ｎｂ，Ｚｒ，ＴｉおよびＶの含有量は確保できる点を鑑み、Ｎ含有量の上限は０．０２％とする。好ましくは０．０１％以下、さらに好ましくは０．００５％以下である。Ｎ含有量が０．００５％以下であれば、Ｎｂ／９３＋Ｚｒ／９１＋Ｔｉ／４８＋Ｖ／５１−（Ｃ／１２＋Ｎ／１４）＞０なる条件を満たすのに必要なＮｂ，Ｚｒ，ＴｉおよびＶの含有量が少なくてすむので製造コストの観点から望ましい。 (7) N
Since N is combined with Nb, Zr, Ti, or V to form a precipitate, the content of solute Nb, Zr, Ti, and V is reduced. Therefore, in order to suppress recrystallization by the solid solution Nb, Zr, Ti and V, it is preferable to reduce the N content. However, in view of the fact that the contents of solute Nb, Zr, Ti and V can be secured if the contents of Nb, Zr, Ti and V are increased accordingly even if the N content is large, The upper limit is 0.02%. Preferably it is 0.01% or less, More preferably, it is 0.005% or less. If the N content is 0.005% or less, the Nb, Zr, Ti and V contents necessary to satisfy the condition of Nb / 93 + Zr / 91 + Ti / 48 + V / 51− (C / 12 + N / 14)> 0 This is desirable from the viewpoint of manufacturing cost.

（８）Ｎｂ，Ｚｒ，ＴｉおよびＶ
均熱処理中の転位の消滅および再結晶を抑制し、加工組織および回復組織を得ることによって回転子に必要な機械特性と磁気特性とを得るためには、析出物を形成していない固溶した状態のＮｂ，Ｚｒ，ＴｉまたはＶを含有させることが必要である。したがって、Ｎｂ，Ｚｒ，ＴｉおよびＶからなる群から選択される少なくとも１種の元素を、下記式（４）を満足する範囲で含有させることが必要である。
Nb/93＋Zr/91＋Ti/48＋V/51−(C/12＋N/14)＞0 （４）
（ここで、式（４）中、Ｎｂ，Ｚｒ，Ｔｉ，Ｖ，ＣおよびＮはそれぞれの元素の含有量（質量％）を示す。） (8) Nb, Zr, Ti and V
In order to obtain the mechanical and magnetic properties necessary for the rotor by suppressing the disappearance and recrystallization of dislocations during soaking, and obtaining the processed and recovered structure, the solid solution was formed without forming precipitates. It is necessary to contain Nb, Zr, Ti or V in the state. Therefore, it is necessary to contain at least one element selected from the group consisting of Nb, Zr, Ti and V in a range satisfying the following formula (4).
Nb / 93 + Zr / 91 + Ti / 48 + V / 51- (C / 12 + N / 14)> 0 (4)
(Here, in the formula (4), Nb, Zr, Ti, V, C and N indicate the content (mass%) of each element.)

上記式（４）の左辺は、Ｎｂ，Ｚｒ，ＴｉおよびＶの含有量とＣおよびＮの含有量との差を表しており、この値が正であることは炭化物、窒化物または炭窒化物といった析出物を形成していない固溶した状態のＮｂ，Ｚｒ，ＴｉまたはＶを含有していることに対応する。
上述のとおり、これらの元素のなかでも固溶Ｎｂの寄与が特に大きいため、本発明ではＮｂを積極的に含有させるものとし、Ｎｂ含有量は０．０２％を超えるものとする。好ましくは０．０４％以上である。Ｎｂを積極的に含有させることは後述するように生産性向上にも大きく寄与する。Ｎｂ含有量の上限は、後述する式（１）の上限を超えない範囲とする。 The left side of the above formula (4) represents the difference between the contents of Nb, Zr, Ti and V and the contents of C and N, and this value is positive that the carbide, nitride or carbonitride It corresponds to containing Nb, Zr, Ti or V in a solid solution state in which no precipitate is formed.
As described above, since the contribution of the solid solution Nb is particularly large among these elements, Nb is positively contained in the present invention, and the Nb content exceeds 0.02%. Preferably it is 0.04% or more. The positive inclusion of Nb greatly contributes to productivity improvement as will be described later. Let the upper limit of Nb content be the range which does not exceed the upper limit of Formula (1) mentioned later.

図１および図２に示すように、均熱処理時の均熱温度が高温の場合、固溶Ｎｂ，Ｚｒ，ＴｉおよびＶの含有量が多ければ多いほど転位の消滅および再結晶を抑制する効果は大きくなり、加工組織または回復組織を得るには有効である。
しかしながら、過度に固溶Ｎｂ，Ｚｒ，ＴｉおよびＶを含有する場合には熱間圧延時にも転位の消滅および再結晶が抑制されるため、本発明をもってしても上述した凹凸欠陥を鋼板表面に生じる場合がある。また、冷間圧延時に割れが生じる場合もある。固溶Ｎｂ，Ｚｒ，ＴｉおよびＶの含有量の上限値はこのような観点から定められ、Ｎｂ，Ｚｒ，ＴｉおよびＶは下記式（１）で示される範囲で含有させる必要がある。
0＜Nb/93＋Zr/91＋Ti/48＋V/51−(C/12＋N/14)＜5×10-3 （１）
（ここで、式（１）中、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｖ、ＣおよびＮはそれぞれの元素の含有量（質量％）を示す。） As shown in FIGS. 1 and 2, when the soaking temperature during soaking is high, the more the content of solid solution Nb, Zr, Ti and V is, the more effective the effect of suppressing dislocation disappearance and recrystallization. It is effective for obtaining a processed structure or a recovered structure.
However, when excessively containing solute Nb, Zr, Ti and V, dislocation disappearance and recrystallization are suppressed even during hot rolling. May occur. Moreover, a crack may arise at the time of cold rolling. The upper limit of the content of the solute Nb, Zr, Ti and V is determined from such a viewpoint, and Nb, Zr, Ti and V must be contained within the range represented by the following formula (1).
0 <Nb / 93 + Zr / 91 + Ti / 48 + V / 51- (C / 12 + N / 14) <5 × 10 -3 (1)
(Here, in the formula (1), Nb, Zr, Ti, V, C and N indicate the content (mass%) of each element.)

また、硫化物を考慮すると固溶状態のＮｂ，Ｚｒ，ＴｉおよびＶの含有量はＳ含有量にも影響される。しかしながら、上述したＳ含有量の範囲内では再結晶抑制効果に及ぼすＳによる影響は認められなかったため、本発明においてはＳの項を省略した上記式（１）を採用した。Ｓの影響が認められなかった理由は明確でないが、凝固末期のＳが濃化した領域からＭｎＳとなって晶出するなどしてＭｎによりＳが固定されたためと考えられる。   In consideration of sulfide, the contents of Nb, Zr, Ti and V in the solid solution state are also affected by the S content. However, since the influence of S on the recrystallization suppressing effect was not recognized within the range of the S content described above, the above formula (1) in which the S term was omitted was adopted in the present invention. The reason why the influence of S was not recognized is not clear, but it is considered that S was fixed by Mn by, for example, crystallization as MnS from a region where S at the end of solidification was concentrated.

（９）Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，ＣｏおよびＷ
本発明においては、再結晶粒径の細粒化ではなく再結晶そのものを抑制することにより磁気特性と機械特性の両立を図っているため、この再結晶抑制効果を損なわない範囲でＣｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，ＣｏおよびＷからなる群から選択される少なくとも１種の元素を含有させることができる。これらの元素は鋼板を高強度化する作用を有するので、鋼板の強度をさらに高めるのに有効であり好ましい。 (9) Cu, Ni, Cr, Mo, Co and W
In the present invention, since the recrystallization itself is suppressed rather than the recrystallized grain size, the recrystallization itself is suppressed to achieve both magnetic properties and mechanical properties. Therefore, Cu, Ni, At least one element selected from the group consisting of Cr, Mo, Co and W can be contained. Since these elements have the effect of increasing the strength of the steel sheet, they are effective and preferable for further increasing the strength of the steel sheet.

Ｃｕは鋼板の固有抵抗を増加し、鉄損を低減する効果がある。しかしながら過度にＣｕを含有させると表面疵や冷間圧延時の割れの発生につながるため、Ｃｕ含有量は０．０１％以上８．０％以下とすることが好ましい。表面疵の観点から、好ましくは１．０％以下である。
ＮｉおよびＭｏは過度に含有させると冷間圧延時の割れの発生やコスト増加につながるため、Ｎｉ含有量は０．０１％以上２．０％以下、Ｍｏ含有量は０．００５％以上４．０％以下とすることが好ましい。
Ｃｒは鋼板の固有抵抗を増加し、鉄損を低減する効果がある。また耐食性を改善する効果も有する。しかしながら過度にＣｒを含有させるとコストが増加するため、Ｃｒ含有量は０．０１％以上１５．０％以下とすることが好ましい。
ＣｏおよびＷは、過度に含有させるとコストが増加するため、Ｃｏ含有量は０．０１％以上４．０％以下、Ｗ含有量は０．０１％以上４．０％以下とすることが好ましい。 Cu has the effect of increasing the specific resistance of the steel sheet and reducing iron loss. However, excessive inclusion of Cu leads to surface defects and cracking during cold rolling, so the Cu content is preferably 0.01% or more and 8.0% or less. From the viewpoint of surface defects, it is preferably 1.0% or less.
If Ni and Mo are excessively contained, cracks during cold rolling and an increase in cost are caused. Therefore, the Ni content is 0.01% or more and 2.0% or less, and the Mo content is 0.005% or more. It is preferable to make it 0% or less.
Cr has the effect of increasing the specific resistance of the steel sheet and reducing iron loss. It also has the effect of improving corrosion resistance. However, since the cost increases when Cr is excessively contained, the Cr content is preferably 0.01% or more and 15.0% or less.
When Co and W are excessively contained, the cost increases. Therefore, the Co content is preferably 0.01% or more and 4.0% or less, and the W content is preferably 0.01% or more and 4.0% or less. .

（１０）Ｓｎ，Ｓｂ，Ｓｅ，Ｂｉ，Ｇｅ，ＴｅおよびＢ
本発明は再結晶を抑制することにより磁気特性と機械特性の両立を図っているため、粒界偏析により再結晶を抑制する効果を有するＳｎ，Ｓｂ，Ｓｅ，Ｂｉ，Ｇｅ，ＴｅおよびＢからなる群から選択される少なくとも１種の元素を含有させることが好ましい。これらの元素を含有させる場合には、熱間圧延工程での割れの発生およびコスト増加を抑制する観点から、各元素の含有量をＳｎ：０．５％以下、Ｓｂ：０．５％以下、Ｓｅ：０．３％以下、Ｂｉ：０．２％以下、Ｇｅ：０．５％以下、Ｔｅ：０．３％以下、Ｂ：０．０１％以下とすることが好ましい。これらの元素による再結晶抑制効果を確実に得るには、各元素の含有量をＳｎ：０．００１％以上、Ｓｂ：０．０００５％以上、Ｓｅ：０．０００５％以上、Ｂｉ：０．０００５％以上、Ｇｅ：０．００１％以上、Ｔｅ：０．０００５％以上、Ｂ：０．０００２％以上とすることが好ましい。 (10) Sn, Sb, Se, Bi, Ge, Te and B
Since the present invention attempts to achieve both magnetic properties and mechanical properties by suppressing recrystallization, it consists of Sn, Sb, Se, Bi, Ge, Te, and B, which have the effect of suppressing recrystallization by grain boundary segregation. It is preferable to contain at least one element selected from the group. When these elements are contained, the content of each element is Sn: 0.5% or less, Sb: 0.5% or less, from the viewpoint of suppressing the occurrence of cracks and cost increase in the hot rolling process. Preferably, Se is 0.3% or less, Bi is 0.2% or less, Ge is 0.5% or less, Te is 0.3% or less, and B is 0.01% or less. In order to reliably obtain the recrystallization suppressing effect by these elements, the content of each element is Sn: 0.001% or more, Sb: 0.0005% or more, Se: 0.0005% or more, Bi: 0.0005. % Or more, Ge: 0.001% or more, Te: 0.0005% or more, and B: 0.0002% or more are preferable.

（１１）Ｃａ，ＭｇおよびＲＥＭ
本発明で規定するＳ含有量の範囲内では再結晶抑制効果に及ぼすＳの影響は認められなかったため、本発明においては硫化物の形態制御による磁気特性改善を目的としてＣａ，ＭｇおよびＲＥＭからなる群から選択される少なくとも１種を含有させることができる。
ここでＲＥＭとは、原子番号５７〜７１までの１５元素、ならびにＳｃおよびＹの２元素の合計１７元素をさす。
これらの元素を含有させる場合、各元素の含有量はＣａ：０．０３％以下、Ｍｇ：０．０２％以下、ＲＥＭ：０．１％以下が好ましい。上記効果を確実に得るためには、各元素の含有量をＣａ：０．０００１％以上、Ｍｇ：０．０００１％以上、ＲＥＭ：０．０００１％以上とすることが好ましい。 (11) Ca, Mg and REM
Since the influence of S on the recrystallization suppression effect was not recognized within the range of the S content defined in the present invention, in the present invention, it is composed of Ca, Mg and REM for the purpose of improving magnetic properties by controlling the form of sulfide. At least one selected from the group can be contained.
Here, REM refers to a total of 17 elements including 15 elements of atomic numbers 57 to 71 and 2 elements of Sc and Y.
When these elements are contained, the content of each element is preferably Ca: 0.03% or less, Mg: 0.02% or less, and REM: 0.1% or less. In order to reliably obtain the above effects, the content of each element is preferably set to Ca: 0.0001% or more, Mg: 0.0001% or more, and REM: 0.0001% or more.

（１２）その他
本発明においては、本発明の効果を損なわない範囲で上述した元素以外の元素を含有させることが可能である。本発明は、再結晶組織を前提とした従来技術とは異なり、多くの転位が残存した加工組織および回復組織とすることにより強度を高めるものであるから、再結晶組織を前提とした従来技術において制限されていた元素の含有をより高いレベルまで許容することができる。例えば、Ｔａ，Ｈｆ，Ａｓ，Ａｕ，Ｂｅ，Ｚｎ，Ｐｂ，Ｔｃ，Ｒｅ，Ｒｕ，Ｏｓ，Ｒｈ，Ｉｒ，Ｐｄ，Ｐｔ，Ａｇ，Ｃｄ，ＨｇおよびＰｏを総和で０．１％以下含有することができる。 (12) Others In the present invention, it is possible to contain elements other than the elements described above within a range not impairing the effects of the present invention. Unlike the prior art based on the premise of a recrystallized structure, the present invention increases strength by using a processed structure and a recovered structure in which many dislocations remain. Inclusion of limited elements can be tolerated to higher levels. For example, Ta, Hf, As, Au, Be, Zn, Pb, Tc, Re, Ru, Os, Rh, Ir, Pd, Pt, Ag, Cd, Hg, and Po are contained in a total amount of 0.1% or less. Can do.

２．熱間圧延工程
本発明における熱間圧延工程は、上述した鋼組成を有する鋼塊または鋼片を、１１００℃以上１３００℃以下としたのちに、累積圧下率が８０％以上の粗熱間圧延を施して粗バーを得る粗熱間圧延工程と、上記粗バーに仕上熱間圧延を施す仕上熱間圧延工程とを有し、上記仕上熱間圧延工程前の粗バーの温度を９５０℃以上とする工程である。以下、熱間圧延工程における各工程について説明する。 2. Hot rolling process In the hot rolling process of the present invention, after the steel ingot or steel slab having the above-described steel composition is set to 1100 ° C or higher and 1300 ° C or lower, rough hot rolling with a cumulative reduction ratio of 80% or higher is performed. A rough hot rolling step for obtaining a rough bar, and a finish hot rolling step for subjecting the rough bar to finish hot rolling, and the temperature of the rough bar before the finish hot rolling step is 950 ° C. or higher. It is a process to do. Hereinafter, each process in the hot rolling process will be described.

（１）粗熱間圧延工程
本発明における粗熱間圧延工程は、上述した鋼組成を有する鋼塊または鋼片を、１１００℃以上１３００℃以下としたのちに、累積圧下率が８０％以上の粗熱間圧延を施す工程である。
本工程においては、上述した鋼組成を有する鋼を、連続鋳造法あるいは鋼塊を分塊圧延する方法など一般的な方法によりスラブとし、所定の温度としたのちに粗熱間圧延を施す。粗熱間圧延に供するスラブ温度を所定の温度とすることができるのであれば、スラブを加熱炉に装入して所定の温度まで加熱する場合のほか、連続鋳造後や分塊圧延後の高温状態にあるスラブを加熱炉に装入しないで直接粗熱間圧延を行ってもよい。 (1) Rough hot rolling step In the rough hot rolling step in the present invention, the steel ingot or steel slab having the steel composition described above is set to 1100 ° C or higher and 1300 ° C or lower, and then the cumulative rolling reduction is 80% or higher. This is a step of rough hot rolling.
In this step, the steel having the above-described steel composition is formed into a slab by a general method such as a continuous casting method or a method of performing ingot rolling of a steel ingot, and is subjected to rough hot rolling after a predetermined temperature. If the slab temperature to be subjected to rough hot rolling can be set to a predetermined temperature, the slab is charged into a heating furnace and heated to a predetermined temperature, or a high temperature after continuous casting or after partial rolling. Direct hot rolling may be performed without charging the slab in the state into the heating furnace.

粗熱間圧延に供する際のスラブ温度は１１００℃以上１３００℃以下とする。スラブ温度が上記範囲未満の場合には、粗熱間圧延中の鋼板温度が低すぎて熱間圧延工程における再結晶が不十分となり、冷間圧延後の鋼板に上述した表面欠陥が生じる場合がある。また、スラブ温度が上記範囲を超えるとスラブが変形するため、熱間圧延により所定の形状へ造り込むことが困難になる場合がある。好ましいスラブ加熱温度は１１００〜１２５０℃である。   Slab temperature at the time of subjecting to rough hot rolling shall be 1100 degreeC or more and 1300 degrees C or less. When the slab temperature is less than the above range, the steel plate temperature during the rough hot rolling is too low, the recrystallization in the hot rolling process becomes insufficient, and the surface defects described above may occur in the steel plate after the cold rolling. is there. Moreover, since a slab will deform | transform when a slab temperature exceeds the said range, it may become difficult to build in a predetermined shape by hot rolling. A preferable slab heating temperature is 1100 to 1250 ° C.

また、粗熱間圧延に供するスラブの断面組織における平均等軸晶率は２５％以上であることが好ましい。これにより、表面性状をさらに改善することができるからである。この平均等軸晶率は、連続鋳造時に電磁攪拌を施す等、一般的な方法を用いることにより制御することができる。
ここで、等軸晶率とはスラブ厚に占める等軸晶部分の厚みの割合であり、スラブ断面をエッチングして得られる凝固組織のマクロ組織より等軸晶か柱状晶かを判別し、各部分の厚みを測定して算出すればよい。平均等軸晶率としては、スラブの幅方向の１／４、２／４、３／４位置における等軸晶率を平均した値を採用すればよい。 Moreover, it is preferable that the average equiaxed crystal ratio in the cross-sectional structure of the slab to be subjected to rough hot rolling is 25% or more. This is because the surface properties can be further improved. This average equiaxed crystal ratio can be controlled by using a general method such as electromagnetic stirring during continuous casting.
Here, the equiaxed crystal ratio is the ratio of the thickness of the equiaxed crystal portion to the slab thickness, and it is determined whether the equiaxed crystal or the columnar crystal from the macrostructure of the solidified structure obtained by etching the slab cross section. What is necessary is just to measure and calculate the thickness of a part. As the average equiaxed crystal ratio, a value obtained by averaging the equiaxed crystal ratios at 1/4, 2/4, and 3/4 positions in the width direction of the slab may be employed.

本発明においては、冷間圧延後の表面欠陥を抑制するために、上記スラブに累積圧下率が８０％以上の粗熱間圧延を施して粗バーとする。粗熱間圧延での累積圧下率が上記範囲未満であると、本発明で規定する鋼組成を有する鋼板では、スラブ鋳造組織の巨大柱状粒に起因する圧延方向の筋状のバンド組織が冷間圧延後も残留してしまい、表面欠陥が発生する場合がある。好ましい累積圧下率は８３％以上である。一方、粗熱間圧延での累積圧下率が高いほど表面欠陥が抑制されるので、累積圧下率の上限は特に限定しない。
ここで、粗熱間圧延での累積圧下率は、粗熱間圧延機入側のスラブの厚さＡと出側の粗バーの厚さＢを用いて、次式で表される数値である。
（１−Ｂ／Ａ）×１００［％］
なお、粗熱間圧延を施す前にスラブの幅方向に圧下もしくは圧延を施してスラブ厚さを増加させても本発明の効果は全く失われない。この場合における粗熱間圧延での累積圧下率は、スラブの幅方向への圧下もしくは圧延後のスラブの厚さを用いて算出した数値とする。 In the present invention, in order to suppress surface defects after cold rolling, the slab is subjected to rough hot rolling with a cumulative rolling reduction of 80% or more to obtain a rough bar. When the cumulative rolling reduction in rough hot rolling is less than the above range, in the steel sheet having the steel composition defined in the present invention, the streak band structure in the rolling direction caused by the giant columnar grains in the slab cast structure is cold. It may remain after rolling and surface defects may occur. A preferred cumulative rolling reduction is 83% or more. On the other hand, since the surface defect is suppressed as the cumulative rolling reduction in the rough hot rolling is higher, the upper limit of the cumulative rolling reduction is not particularly limited.
Here, the cumulative reduction ratio in the rough hot rolling is a numerical value represented by the following formula using the thickness A of the slab on the entry side of the rough hot rolling mill and the thickness B of the exit rough bar. .
(1-B / A) × 100 [%]
Even if the slab thickness is increased by rolling or rolling in the width direction of the slab before the rough hot rolling, the effect of the present invention is not lost at all. In this case, the cumulative reduction ratio in the rough hot rolling is a numerical value calculated using the reduction in the width direction of the slab or the thickness of the slab after rolling.

粗熱間圧延における他の条件は特に限定されるものではなく、一般的な条件に従って行えばよい。   Other conditions in the rough hot rolling are not particularly limited, and may be performed according to general conditions.

また本発明においては、冷間圧延後の表面欠陥を抑制するために、粗熱間圧延工程後で仕上熱間圧延工程前における粗バーの温度を９５０℃以上とする。粗バーの温度が上記範囲未満であると、本発明で規定する鋼組成を有する鋼板では熱間圧延工程にて再結晶が促進されず、上記累積圧下率が上述した範囲未満である場合と同様に、表面欠陥が発生する場合がある。粗熱間圧延工程後で仕上熱間圧延工程前における粗バーの温度は、９７０℃以上であることが好ましい。一方、粗バーの温度の上限については特に限定するものではない。   Moreover, in this invention, in order to suppress the surface defect after cold rolling, the temperature of the rough bar after a rough hot rolling process and before a finish hot rolling process shall be 950 degreeC or more. When the temperature of the coarse bar is less than the above range, the steel sheet having the steel composition defined in the present invention does not promote recrystallization in the hot rolling step, and is similar to the case where the cumulative rolling reduction is less than the above range. In addition, surface defects may occur. The temperature of the rough bar after the rough hot rolling process and before the finish hot rolling process is preferably 970 ° C. or higher. On the other hand, the upper limit of the temperature of the coarse bar is not particularly limited.

上記粗バーの温度を９５０℃以上とする手段としては、粗熱間圧延に供するスラブ温度を高温にすることによって粗熱間圧延出側における粗バーの温度を９５０℃以上にする方法のほか、粗熱間圧延により得られた粗バーを加熱することにより９５０℃以上とする方法も用いることができる。   As a means of setting the temperature of the rough bar to 950 ° C. or higher, in addition to the method of setting the temperature of the rough bar on the crude hot rolling outlet side to 950 ° C. or higher by increasing the slab temperature to be subjected to rough hot rolling, A method of heating the rough bar obtained by rough hot rolling to 950 ° C. or higher can also be used.

（２）仕上熱間圧延工程
本発明における仕上熱間圧延工程は、上記粗バーに仕上熱間圧延を施す工程である。
仕上熱間圧延の各種条件は特に限定されるものではなく、例えば仕上げ温度が７００〜９５０℃、巻き取り温度が７５０℃以下など、一般的な条件に従って行えばよい。 (2) Finish hot rolling step The finish hot rolling step in the present invention is a step of subjecting the rough bar to finish hot rolling.
Various conditions for finish hot rolling are not particularly limited, and may be performed according to general conditions such as a finishing temperature of 700 to 950 ° C. and a winding temperature of 750 ° C. or less.

本発明においては、上述したように熱間圧延工程を所定の条件とすることにより冷間圧延後の表面欠陥を抑制するものであるから、その他の製造工程における各種条件は特に限定されるものではないが、以下好適な態様について例示する。   In the present invention, as described above, since the hot rolling step is set to a predetermined condition to suppress surface defects after cold rolling, various conditions in other manufacturing steps are not particularly limited. Although not preferred, preferred embodiments will be exemplified below.

３．その他の工程
（１）冷間圧延工程
本発明においては、上記熱間圧延工程により得られた熱間圧延鋼板に一回または中間焼鈍をはさむ二回以上の冷間圧延を施す冷間圧延工程を行うことができる。
冷間圧延工程では、鋼板を所定の板厚に仕上げる。この際、一回の冷間圧延で所定の板厚まで仕上げてもよいし、中間焼鈍を含む二回以上の冷間圧延によって仕上げてもよい。 3. Other Steps (1) Cold Rolling Step In the present invention, the cold rolling step of subjecting the hot rolled steel sheet obtained by the hot rolling step to cold rolling twice or more sandwiching intermediate annealing is performed. It can be carried out.
In the cold rolling process, the steel sheet is finished to a predetermined thickness. Under the present circumstances, you may finish to a predetermined | prescribed board thickness by one cold rolling, and you may finish by two or more cold rolling including intermediate annealing.

また、十分に転位が導入されれば本発明の効果を得ることができるため、冷間圧延時の鋼板温度、圧下率、圧延ロール径など、冷間圧延の各種条件は特に限定されるものではなく、被圧延材の鋼組成、目的とする鋼板の板厚などにより適宜選択するものとする。   In addition, since the effects of the present invention can be obtained if dislocations are sufficiently introduced, various conditions for cold rolling such as steel plate temperature, rolling reduction, and rolling roll diameter during cold rolling are not particularly limited. However, it should be appropriately selected depending on the steel composition of the material to be rolled, the thickness of the target steel sheet, and the like.

上記熱間圧延程により得られた熱間圧延鋼板は、通常、粗熱間圧延や仕上熱間圧延の際に鋼板表面に生成したスケールを酸洗により除去してから冷間圧延に供される。熱間圧延鋼板に後述する熱延板焼鈍を施す場合には、熱延板焼鈍前あるいは熱延板焼鈍後のいずれかにおいて酸洗すればよい。   The hot-rolled steel sheet obtained by the hot rolling process is usually subjected to cold rolling after removing the scale formed on the steel sheet surface by rough pickling and finishing hot rolling by pickling. . When hot-rolled sheet annealing described later is applied to the hot-rolled steel sheet, it may be pickled either before hot-rolled sheet annealing or after hot-rolled sheet annealing.

（２）均熱処理工程
本発明においては、上記冷間圧延工程により得られた冷間圧延鋼板を所定の温度で均熱する均熱処理工程を行うことができる。 (2) Soaking process In this invention, the soaking process which soaks the cold-rolled steel plate obtained by the said cold rolling process at predetermined temperature can be performed.

本発明は、均熱処理で進行する再結晶を抑制し、転位を残存させることを骨子としている。したがって、再結晶抑制効果が小さい場合には、均熱温度を通常の無方向性電磁鋼板の均熱温度よりも著しく低温化する必要がある。通常の無方向性電磁鋼板の連続焼鈍ラインでの均熱処理を前提とすれば、炉温が下がり、かつ安定化するまでは均熱処理に供することはできない。さらに、一旦炉温を下げた後は、通常の無方向性電磁鋼板の均熱温度まで炉温が上がり、かつ安定化するまでは、通常の無方向性電磁鋼板を均熱処理に供することもできない。これらのことから、再結晶抑制効果が小さい場合には、生産性を著しく低下させることが容易に想像できる。   The gist of the present invention is to suppress the recrystallization that proceeds by soaking and leave the dislocations. Therefore, when the recrystallization suppressing effect is small, it is necessary to make the soaking temperature significantly lower than the soaking temperature of a normal non-oriented electrical steel sheet. Assuming soaking in a continuous annealing line of a normal non-oriented electrical steel sheet, it cannot be subjected to soaking until the furnace temperature is lowered and stabilized. Furthermore, once the furnace temperature is lowered, the normal non-oriented electrical steel sheet cannot be subjected to soaking treatment until the furnace temperature rises to the soaking temperature of the normal non-oriented electrical steel sheet and stabilizes. . From these facts, it can be easily imagined that the productivity is remarkably lowered when the recrystallization suppressing effect is small.

本発明ではＮｂ，Ｚｒ，ＴｉおよびＶのうち、特にＮｂを積極的に含有させることを特徴としているため、再結晶を抑制する効果が大きい。したがって、均熱処理での均熱温度が高くとも加工組織および回復組織を得ることができ、特殊な均熱温度の機会を設ける必要がないため生産性を向上させることができる。具体的には、均熱温度が８２０℃以下であれば、所望の機械特性を得ることができる。機械特性の観点から好ましくは７８０℃以下、さらに好ましくは７５０℃以下である。この均熱温度は通常の無方向性電磁鋼板で実施する範囲内であり、生産性を阻害することはない。
一方、均熱温度が低ければ低いほど再結晶進行が抑制されるが、均熱温度が低すぎると鋼板の平坦が矯正されずに回転子に積層した場合の占積率が低下する場合がある。また、均熱処理を施すことにより冷間圧延のままの状態よりも鉄損を改善する効果も得られることから、均熱温度が低すぎると鉄損の増加に繋がる。さらに、均熱温度が低すぎると、上述のとおり生産性が著しく低下する。そこで、平坦矯正および鉄損改善の観点から、好ましい均熱温度の下限値を５００℃とする。さらに好ましくは６００℃以上である。 The present invention is characterized in that, among Nb, Zr, Ti and V, particularly Nb is positively contained, the effect of suppressing recrystallization is great. Therefore, a processed structure and a recovered structure can be obtained even if the soaking temperature in soaking is high, and productivity can be improved because it is not necessary to provide a special soaking temperature opportunity. Specifically, if the soaking temperature is 820 ° C. or lower, desired mechanical properties can be obtained. From the viewpoint of mechanical properties, it is preferably 780 ° C. or lower, more preferably 750 ° C. or lower. This soaking temperature is within the range to be implemented with a normal non-oriented electrical steel sheet, and does not hinder productivity.
On the other hand, the lower the soaking temperature, the lower the progress of recrystallization. However, if the soaking temperature is too low, the flatness of the steel sheet is not corrected and the space factor when laminated on the rotor may decrease. . Moreover, since the effect which improves a core loss rather than the state of cold rolling is also acquired by performing soaking, it will lead to an increase in an iron loss if soaking temperature is too low. Furthermore, when the soaking temperature is too low, the productivity is significantly reduced as described above. Therefore, from the viewpoint of flatness correction and iron loss improvement, a preferable lower limit value of the soaking temperature is set to 500 ° C. More preferably, it is 600 degreeC or more.

均熱処理は、箱焼鈍および連続焼鈍のいずれの方法で実施してもよいが、生産性の観点からは連続焼鈍ラインにて実施することが望ましい。箱焼鈍では、コイル状態で焼鈍に供されることに起因してコイルの巻きぐせ（コイルセットともいう）により鋼板の平坦度が低下したり、形状が劣化したりすることがあるため、均熱処理工程後に鋼板の平坦度や形状を矯正する矯正工程を行うことが好ましい。   The soaking process may be carried out by any method of box annealing and continuous annealing, but it is desirable to carry out in a continuous annealing line from the viewpoint of productivity. In the box annealing, the flatness of the steel sheet may be lowered or the shape may be deteriorated due to coil winding (also referred to as a coil set) due to being subjected to annealing in a coil state. It is preferable to perform the correction process which corrects the flatness and shape of a steel plate after a process.

なお、高温での均熱処理により再結晶が進行し、それに起因して機械特性が低下した場合には、工程増加はやむを得ないが均熱処理工程後に加工して強度を確保してもよい。   If recrystallization proceeds by soaking at a high temperature and the mechanical properties are lowered due to this, the number of steps is unavoidable, but processing may be performed after the soaking step to ensure strength.

（３）熱延板焼鈍工程
本発明においては、上記熱間圧延工程により得られた熱間圧延鋼板に熱延板焼鈍を施す熱延板焼鈍工程を行ってもよい。この熱延板焼鈍工程は、熱間圧延工程と冷間圧延工程との間に行われる工程である。
熱延板焼鈍工程は必ずしも必須の工程ではないが、熱延板焼鈍工程を行うことにより、鋼板の延性が向上し冷間圧延工程での破断を抑制できる。また、上述した表面欠陥の発生を軽減する効果も有する。 (3) Hot-rolled sheet annealing process In this invention, you may perform the hot-rolled sheet annealing process which performs hot-rolled sheet annealing to the hot-rolled steel plate obtained by the said hot-rolling process. This hot-rolled sheet annealing process is a process performed between a hot rolling process and a cold rolling process.
The hot-rolled sheet annealing process is not necessarily an essential process, but by performing the hot-rolled sheet annealing process, the ductility of the steel sheet is improved, and breakage in the cold rolling process can be suppressed. Moreover, it also has the effect of reducing the occurrence of the surface defects described above.

熱延板焼鈍は、箱焼鈍および連続焼鈍のいずれの方法で実施してもよい。また、熱延板焼鈍の各種条件は特に限定されるものではなく、熱間圧延鋼板の鋼組成などにより適宜選択するものとする。   Hot-rolled sheet annealing may be performed by any method of box annealing and continuous annealing. Moreover, the various conditions of hot-rolled sheet annealing are not specifically limited, It shall select suitably by the steel composition etc. of a hot-rolled steel plate.

（４）その他
本発明においては、上記均熱処理工程後に、一般的な方法に従って、有機成分のみ、無機成分のみ、あるいは有機無機複合物からなる絶縁皮膜を鋼板表面に塗布するコーティング工程を行うことが好ましい。環境負荷軽減の観点から、クロムを含有しない絶縁皮膜を塗布しても構わない。また、コーティング工程は、加熱・加圧することにより接着能を発揮する絶縁コーティングを施す工程であってもよい。接着能を発揮するコーティング材料としては、アクリル樹脂、フェノール樹脂、エポキシ樹脂またはメラミン樹脂などを用いることができる。 (4) Others In the present invention, after the soaking step, according to a general method, a coating step of applying an insulating film made of only an organic component, only an inorganic component, or an organic-inorganic composite to the surface of a steel sheet may be performed. preferable. From the viewpoint of reducing environmental burden, an insulating film not containing chromium may be applied. Further, the coating process may be a process of applying an insulating coating that exhibits adhesive ability by heating and pressurizing. As a coating material exhibiting adhesive ability, an acrylic resin, a phenol resin, an epoxy resin, a melamine resin, or the like can be used.

なお、本発明は、上記実施形態に限定されるものではない。上記実施形態は例示であり、本発明の特許請求の範囲に記載された技術的思想と実質的に同一な構成を有し、同様な作用効果を奏するものは、いかなるものであっても本発明の技術的範囲に包含される。   The present invention is not limited to the above embodiment. The above-described embodiment is an exemplification, and the present invention has any configuration that has substantially the same configuration as the technical idea described in the claims of the present invention and that exhibits the same effects. Are included in the technical scope.

以下、実施例および比較例を例示して、本発明を具体的に説明する。   Hereinafter, the present invention will be described specifically by way of examples and comparative examples.

［実施例１］
下記の表３に示す鋼組成を有する連続鋳造スラブを、下記の表４に示す条件にて加熱して、粗熱間圧延を施し、仕上げ温度８５０℃、巻き取り温度５５０℃で仕上熱間圧延を行って、厚さが２．０ｍｍの熱間圧延鋼板を得た。これらの熱間圧延鋼板に対して７５０℃で１０時間保持する箱焼鈍による熱延板焼鈍を施し、一回の冷間圧延にて板厚０．３５ｍｍまで仕上げた。その後、均熱温度７００℃の連続焼鈍による均熱処理を施し、鋼板の表面に平均厚さ０．４μｍの絶縁皮膜をコーティングした。 [Example 1]
A continuous cast slab having a steel composition shown in Table 3 below is heated under the conditions shown in Table 4 below, and subjected to rough hot rolling, and finish hot rolling at a finishing temperature of 850 ° C. and a winding temperature of 550 ° C. To obtain a hot-rolled steel sheet having a thickness of 2.0 mm. These hot-rolled steel sheets were subjected to hot-rolled sheet annealing by box annealing held at 750 ° C. for 10 hours, and finished to a sheet thickness of 0.35 mm by one cold rolling. Thereafter, a soaking treatment was performed by continuous annealing at a soaking temperature of 700 ° C., and an insulating film having an average thickness of 0.4 μm was coated on the surface of the steel plate.

得られた鋼板について、磁気特性、機械特性および占積率を評価した。
機械特性は、圧延方向を長手方向としたＪＩＳ５号試験片を用いた引張試験を行い、降伏点：ＹＰ、引張強さ：ＴＳにて評価した。
磁気特性および占積率については、ＪＩＳ Ｃ ２５５０に準じて試験片を採取し、評価した。磁気特性としては、最大磁束密度：１．０Ｔ、励磁周波数：４００Ｈｚでの鉄損Ｗ１０／４００と磁化力５０００Ａ／ｍでの磁束密度Ｂ５０とを測定した。また、占積率の評価については、９８％以上をＡ、９５％以上９８％未満をＢ、９５％未満をＣとして、ＡおよびＢは回転子の鉄心として使用可能レベルと判断した。
なお、スラブの平均等軸晶率は、上述した方法により測定した。
評価結果を表４に示す。 The obtained steel sheet was evaluated for magnetic properties, mechanical properties, and space factor.
Mechanical properties were evaluated by performing a tensile test using a JIS No. 5 test piece with the rolling direction as the longitudinal direction and yield point: YP and tensile strength: TS.
About a magnetic characteristic and a space factor, the test piece was extract | collected according to JISC2550 and evaluated. As magnetic characteristics, the maximum magnetic flux density: 1.0 T, the excitation frequency: an iron loss W 10/400 at 400 Hz, and a magnetic flux density B 50 at a magnetizing force of 5000 A / m were measured. Regarding the evaluation of the space factor, 98% or more was judged as A, 95% or more and less than 98% as B, and less than 95% as C, and A and B were judged to be usable levels as the iron core of the rotor.
The average equiaxed crystal ratio of the slab was measured by the method described above.
The evaluation results are shown in Table 4.

Figure 0004710458
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Figure 0004710458
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鋼Ａを用いたNo.1-1,1-6,1-11,1-16の鋼板は、Ｎｂ，Ｚｒ，ＴｉおよびＶの含有量が本発明範囲外であるため、いずれの条件においても機械特性が劣っており、回転子に要求される強度を確保することはできなかった。また、鋼組成が本発明範囲である鋼Ｂ，Ｃ，ＤおよびＥを用いたNo.1-2〜1-5,1-7〜1-10,1-12〜1-15,1-17〜1-20の鋼板は、機械特性は良好であるものの、スラブ加熱条件および粗熱間圧延条件が本発明範囲を外れる場合（No.1-7〜1-10,1-12〜1-15）には占積率が低下した。一方、鋼組成および製造条件が本発明範囲内であるNo.1-2〜1-5,1-17〜1-20の鋼板は、磁気特性、機械特性および占積率のいずれも良好であった。   No. 1-1, 1-6, 1-11, 1-16 steel plates using steel A have Nb, Zr, Ti and V contents outside the scope of the present invention. The mechanical properties were inferior, and the strength required for the rotor could not be ensured. Further, Nos. 1-2 to 1-5, 1-7 to 1-10, 1-12 to 1-15, 1-17 using steels B, C, D and E whose steel composition is within the scope of the present invention Although the steel sheet of ˜1-20 has good mechanical properties, the slab heating conditions and the rough hot rolling conditions are outside the scope of the present invention (No. 1-7 to 1-10, 1-12 to 1-15) ) Reduced the space factor. On the other hand, the steel compositions No. 1-2 to 1-5 and 1-17 to 1-20 whose steel composition and production conditions are within the scope of the present invention have good magnetic properties, mechanical properties and space factor. It was.

［実施例２］
下記の表５に示す鋼組成を有する連続鋳造スラブを１１５０℃に加熱し、粗熱間圧延での累積圧下率を８６％とし、粗熱間圧延出側温度が９８０℃となるように粗熱間圧延を施し、仕上げ温度８２０℃、巻き取り温度５８０℃で仕上熱間圧延を行って、厚さが２．０ｍｍの熱間圧延鋼板を得た。これらの熱間圧延鋼板に対して７５０℃または８００℃で１０時間保持する箱焼鈍、あるいは１０００℃で６０秒間保持する連続焼鈍による熱延板焼鈍を施し、一回の冷間圧延にて板厚０．３５ｍｍまで仕上げた。その後、下記の表６に示す種々の均熱温度で連続焼鈍による均熱処理を施し、鋼板の表面に平均厚さ０．４μｍの絶縁皮膜をコーティングした。 [Example 2]
The continuous cast slab having the steel composition shown in Table 5 below is heated to 1150 ° C., the cumulative rolling reduction in the rough hot rolling is 86%, and the rough hot rolling outlet temperature is 980 ° C. Hot rolling was performed, and finish hot rolling was performed at a finishing temperature of 820 ° C. and a winding temperature of 580 ° C. to obtain a hot rolled steel sheet having a thickness of 2.0 mm. These hot-rolled steel sheets are subjected to box annealing that is held at 750 ° C. or 800 ° C. for 10 hours, or hot-rolled sheet annealing by continuous annealing that is held at 1000 ° C. for 60 seconds, and the thickness is reduced by a single cold rolling. Finished to 0.35 mm. Thereafter, soaking treatment was performed by continuous annealing at various soaking temperatures shown in Table 6 below, and an insulating film having an average thickness of 0.4 μm was coated on the surface of the steel plate.

得られた鋼板について、磁気特性、機械特性および占積率を評価した。なお、いずれの鋼板もスラブの平均等軸晶率は２５〜３０％の範囲であった。
機械特性は、圧延方向を長手方向としたＪＩＳ５号試験片を用いた引張試験を行い、降伏点：ＹＰ、引張強さ：ＴＳにて評価した。
磁気特性および占積率については、ＪＩＳ Ｃ ２５５０に準じて試験片を採取し、評価した。磁気特性としては、最大磁束密度：１．０Ｔ、励磁周波数：４００Ｈｚでの鉄損Ｗ１０／４００と磁化力５０００Ａ／ｍでの磁束密度Ｂ５０とを測定した。占積率の評価は、９８％以上をＡ、９５％以上９８％未満をＢ、９５％未満をＣとして、ＡおよびＢは回転子の鉄心として使用可能レベルと判断した。
評価結果を表６に示す。 The obtained steel sheet was evaluated for magnetic properties, mechanical properties, and space factor. In all the steel plates, the average equiaxed crystal ratio of the slab was in the range of 25 to 30%.
Mechanical properties were evaluated by performing a tensile test using a JIS No. 5 test piece with the rolling direction as the longitudinal direction and yield point: YP and tensile strength: TS.
About a magnetic characteristic and a space factor, the test piece was extract | collected according to JISC2550 and evaluated. As magnetic characteristics, the maximum magnetic flux density: 1.0 T, the excitation frequency: an iron loss W 10/400 at 400 Hz, and a magnetic flux density B 50 at a magnetizing force of 5000 A / m were measured. In the evaluation of the space factor, 98% or more was judged as A, 95% or more and less than 98% as B, and less than 95% as C, and A and B were judged to be usable levels as a rotor core.
The evaluation results are shown in Table 6.

Figure 0004710458
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Figure 0004710458
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No.2-12の鋼板はＳｉ含有量が高いために冷間圧延時に破断した。また、No.2-13の鋼板はＡｌ含有量が高いために磁束密度が低かった。No.2-14の鋼板はＰ含有量が高いために冷間圧延時に破断した。さらに、No.2-15の鋼板はＣおよびＭｎの含有量が高く、鋼組織がマルテンサイト組織であるために鉄損が著しく増大し、磁束密度も低かった。No.2-16の鋼板はＮｂ，Ｚｒ，ＴｉおよびＶの含有量が本発明範囲の上限を超えているために冷間圧延時に破断した。
これに対して本発明で規定する鋼組成を満足するNo.2-1〜2-11の鋼板では、磁気特性、機械特性および占積率のいずれも優れていた。また、No.2-2〜2-11に示されるように、Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｃｏ，Ｗ，Ｓｎ，Ｓｂ，Ｓｅ，Ｂｉ，Ｇｅ，Ｔｅ，Ｂ，Ｃａ，ＭｇおよびＲＥＭを適正量含有する場合には本発明の効果が得られることがわかった。さらに、Ｔａ，Ｈｆ，Ａｓ，Ａｕ，Ｂｅ，Ｚｎ，Ｐｂ，Ｔｃ，Ｒｅ，Ｒｕ，Ｏｓ，Ｒｈ，Ｉｒ，Ｐｄ，Ｐｔ，Ａｇ，Ｃｄ，ＨｇおよびＰｏの含有量が適正である場合にも本発明の効果が得られることがわかった。
これら実施例１および実施例２より、鋼組成および熱間圧延時の諸条件をともに本発明範囲とした場合にのみ、磁気特性、機械特性および占積率に優れた無方向性電磁鋼板が得られることがわかった。 The No.2-12 steel plate broke during cold rolling due to its high Si content. In addition, the No. 2-13 steel sheet had a low magnetic flux density due to its high Al content. The steel plate No. 2-14 broke during cold rolling because of its high P content. Furthermore, the No. 2-15 steel sheet had a high C and Mn content, and because the steel structure was a martensite structure, the iron loss was remarkably increased and the magnetic flux density was also low. The steel plates No. 2-16 broke during cold rolling because the Nb, Zr, Ti and V contents exceeded the upper limit of the range of the present invention.
On the other hand, the steel plates No. 2-1 to 2-11 that satisfy the steel composition defined in the present invention were excellent in all of magnetic properties, mechanical properties, and space factor. Also, as shown in Nos. 2-2 to 2-11, Cu, Ni, Cr, Mo, Co, W, Sn, Sb, Se, Bi, Ge, Te, B, Ca, Mg and REM are appropriate. It was found that the effect of the present invention can be obtained when the amount is contained. Furthermore, even when the contents of Ta, Hf, As, Au, Be, Zn, Pb, Tc, Re, Ru, Os, Rh, Ir, Pd, Pt, Ag, Cd, Hg and Po are appropriate. It has been found that the effects of the invention can be obtained.
From these Examples 1 and 2, a non-oriented electrical steel sheet excellent in magnetic properties, mechanical properties and space factor can be obtained only when the steel composition and various conditions during hot rolling are within the scope of the present invention. I found out that

７００℃で２０秒間保持の均熱処理を行った鋼板についての、Ｎｂ＊（＝Ｎｂ／９３−Ｃ／１２−Ｎ／１４）およびＴｉ＊（＝Ｔｉ／４８−Ｃ／１２−Ｎ／１４）と引張強さとの関係を示す図である。Nb * (= Nb / 93-C / 12-N / 14) and Ti * (= Ti / 48-C / 12-N / 14) for a steel plate subjected to soaking at 700 ° C. for 20 seconds. It is a figure which shows the relationship with tensile strength. ７５０℃で２０秒間保持の均熱処理を行った鋼板についての、Ｎｂ＊（＝Ｎｂ／９３−Ｃ／１２−Ｎ／１４）およびＴｉ＊（＝Ｔｉ／４８−Ｃ／１２−Ｎ／１４）と引張強さとの関係を示す図である。Nb * (= Nb / 93-C / 12-N / 14) and Ti * (= Ti / 48-C / 12-N / 14) for a steel sheet subjected to soaking at 750 ° C. for 20 seconds It is a figure which shows the relationship with tensile strength.

Claims (6)

質量％で、Ｃ：０．０６％以下、Ｓｉ：３．５％以下、Ｍｎ：０．０５％以上３．０％以下、Ａｌ：２．５％以下、Ｐ：０．３０％以下、Ｓ：０．０４％以下、Ｎ：０．０２％以下、Ｎｂ：０．０２％超を含有し、Ｎｂ、Ｔｉ、ＺｒおよびＶからなる群から選択される少なくとも１種の元素を下記式（１）を満足する範囲で含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる鋼塊または鋼片を、１１００℃以上１３００℃以下としたのちに、累積圧下率が８０％以上の粗熱間圧延を施して粗バーを得る粗熱間圧延工程と、前記粗バーに仕上熱間圧延を施す仕上熱間圧延工程とを有し、前記仕上熱間圧延工程前の粗バーの温度を９５０℃以上とする熱間圧延工程を備えることを特徴とする回転子用無方向性電磁鋼板の製造方法。
0＜Nb/93＋Zr/91＋Ti/48＋V/51−(C/12＋N/14)＜5×10-3 （１）
（ここで、式（１）中、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｖ、ＣおよびＮはそれぞれの元素の含有量（質量％）を示す。） In mass%, C: 0.06% or less, Si: 3.5% or less, Mn: 0.05% or more and 3.0% or less, Al: 2.5% or less, P: 0.30% or less, S : 0.04% or less, N: 0.02% or less, Nb: more than 0.02%, and at least one element selected from the group consisting of Nb, Ti, Zr and V is represented by the following formula (1 ) contained in a range satisfying, the steel ingot or slab balance being F e and impurities, after which a 1100 ° C. or higher 1300 ° C. or less, the cumulative rolling reduction is subjected to rolling of 80% or more crude heat Heat having a rough hot rolling step for obtaining a rough bar and a finish hot rolling step for subjecting the rough bar to finish hot rolling, and the temperature of the rough bar before the finish hot rolling step being 950 ° C. or higher The manufacturing method of the non-oriented electrical steel sheet for rotors characterized by including a hot rolling process.
0 <Nb / 93 + Zr / 91 + Ti / 48 + V / 51- (C / 12 + N / 14) <5 × 10 -3 (1)
(Here, in the formula (1), Nb, Zr, Ti, V, C and N indicate the content (mass%) of each element.) 前記鋼塊または鋼片が、前記Ｆｅの一部に代えて、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、ＣｏおよびＷからなる群から選択される少なくとも１種の元素を下記の質量％で含有することを特徴とする請求項１に記載の回転子用無方向性電磁鋼板の製造方法。
Ｃｕ：０．０１％以上８．０％以下 Ｎｉ：０．０１％以上２．０％以下
Ｃｒ：０．０１％以上１５．０％以下 Ｍｏ：０．００５％以上４．０％以下
Ｃｏ：０．０１％以上４．０％以下 Ｗ：０．０１％以上４．０％以下 The steel ingot or steel slab contains at least one element selected from the group consisting of Cu, Ni, Cr, Mo, Co and W in the following mass%, instead of a part of the Fe. The manufacturing method of the non-oriented electrical steel sheet for rotors of Claim 1 characterized by the above-mentioned.
Cu: 0.01% to 8.0% Ni: 0.01% to 2.0% Cr: 0.01% to 15.0% Mo: 0.005% to 4.0% Co: 0.01% or more and 4.0% or less W: 0.01% or more and 4.0% or less 前記鋼塊または鋼片が、前記Ｆｅの一部に代えて、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｓｅ、Ｂｉ、Ｇｅ、ＴｅおよびＢからなる群から選択される少なくとも１種の元素を下記の質量％で含有することを特徴とする請求項１または請求項２に記載の回転子用無方向性電磁鋼板の製造方法。
Ｓｎ：０．５％以下 Ｓｂ：０．５％以下 Ｓｅ：０．３％以下 Ｂｉ：０．２％以下
Ｇｅ：０．５％以下 Ｔｅ：０．３％以下 Ｂ：０．０１％以下 The steel ingot or steel slab contains at least one element selected from the group consisting of Sn, Sb, Se, Bi, Ge, Te and B in the following mass%, instead of a part of the Fe. The manufacturing method of the non-oriented electrical steel sheet for rotors of Claim 1 or Claim 2 characterized by the above-mentioned.
Sn: 0.5% or less Sb: 0.5% or less Se: 0.3% or less Bi: 0.2% or less Ge: 0.5% or less Te: 0.3% or less B: 0.01% or less 前記鋼塊または鋼片が、前記Ｆｅの一部に代えて、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭからなる群から選択される少なくとも１種の元素を下記の質量％で含有することを特徴とする請求項１から請求項３までのいずれかの請求項に記載の回転子用無方向性電磁鋼板の製造方法。
Ｃａ：０．０３％以下 Ｍｇ：０．０２％以下 ＲＥＭ：０．１％以下 2. The steel ingot or steel slab contains at least one element selected from the group consisting of Ca, Mg, and REM in the following mass%, instead of a part of the Fe. The manufacturing method of the non-oriented electrical steel sheet for rotors as described in any one of Claims 1-3.
Ca: 0.03% or less Mg: 0.02% or less REM: 0.1% or less 前記鋼塊または鋼片が、前記Ｆｅの一部に代えて、Ｔａ，Ｈｆ，Ａｓ，Ａｕ，Ｂｅ，Ｚｎ，Ｐｂ，Ｔｃ，Ｒｅ，Ｒｕ，Ｏｓ，Ｒｈ，Ｉｒ，Ｐｄ，Ｐｔ，Ａｇ，Ｃｄ，ＨｇおよびＰｏを総和で０．１％以下含有することを特徴とする請求項１から請求項４までのいずれかの請求項に記載の回転子用無方向性電磁鋼板の製造方法。  The steel ingot or steel slab is replaced with a part of the Fe, Ta, Hf, As, Au, Be, Zn, Pb, Tc, Re, Ru, Os, Rh, Ir, Pd, Pt, Ag, Cd. The method for producing a non-oriented electrical steel sheet for rotors according to any one of claims 1 to 4, characterized by containing 0.1% or less of H, Hg and Po in total. 前記鋼塊または鋼片の断面組織における平均等軸晶率が２５％以上であることを特徴とする請求項１から請求項５までのいずれかの請求項に記載の回転子用無方向性電磁鋼板の製造方法。 The non-directional electromagnetic for a rotor according to any one of claims 1 to 5, wherein an average equiaxed crystal ratio in a cross-sectional structure of the steel ingot or steel slab is 25% or more. A method of manufacturing a steel sheet.
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