WO2011105327A1 - 無方向性電磁鋼板 - Google Patents

無方向性電磁鋼板 Download PDF

Info

Publication number
WO2011105327A1
WO2011105327A1 PCT/JP2011/053676 JP2011053676W WO2011105327A1 WO 2011105327 A1 WO2011105327 A1 WO 2011105327A1 JP 2011053676 W JP2011053676 W JP 2011053676W WO 2011105327 A1 WO2011105327 A1 WO 2011105327A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
mass
content
steel sheet
less
electrical steel
Prior art date
Application number
PCT/JP2011/053676
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
島津　高英
穂高 本間
洋介 黒崎
茂木　尚
健司 小菅
脇坂　岳顕
Original Assignee
新日本製鐵株式会社
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 新日本製鐵株式会社 filed Critical 新日本製鐵株式会社
Priority to JP2011522315A priority Critical patent/JP4860783B2/ja
Priority to EP11747288.6A priority patent/EP2540853B1/en
Priority to BR112012021177-3A priority patent/BR112012021177B1/pt
Priority to KR1020127021514A priority patent/KR101302895B1/ko
Priority to CN2011800093354A priority patent/CN102753718A/zh
Priority to US13/578,853 priority patent/US8591671B2/en
Publication of WO2011105327A1 publication Critical patent/WO2011105327A1/ja

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
    • C21D8/1244—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the heat treatment(s) being of interest
    • C21D8/1272—Final recrystallisation annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
    • C21D8/1244—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the heat treatment(s) being of interest
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/24—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/34—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of silicon
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
    • H01F1/00—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties
    • H01F1/01—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials
    • H01F1/03—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity
    • H01F1/12—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of soft-magnetic materials
    • H01F1/14—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of soft-magnetic materials metals or alloys
    • H01F1/16—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of soft-magnetic materials metals or alloys in the form of sheets
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/74—Methods of treatment in inert gas, controlled atmosphere, vacuum or pulverulent material
    • C21D1/76—Adjusting the composition of the atmosphere
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
    • C21D8/1244—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the heat treatment(s) being of interest
    • C21D8/1266—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the heat treatment(s) being of interest between cold rolling steps

Definitions

  • the present invention relates to a non-oriented electrical steel sheet suitable for a motor core material.
  • Cr-based carbides precipitate in the manufacturing process, the processing process after manufacturing, and the like, and the iron loss increases and deteriorates.
  • Cr-based carbides may precipitate during the annealing process.
  • a customer who uses a non-oriented electrical steel sheet may perform burning disappearance of punching oil, shrink fitting for manufacturing a split core, strain relief annealing, and the like. These processes and the like are performed at a relatively low temperature of about 200 ° C. to 750 ° C., and at that time, Cr-based carbides may precipitate at the grain boundaries.
  • Patent Document 1 a technique of containing Mo has been proposed.
  • the content of expensive Mo is 0.05% by mass or more, and the material cost is significantly increased.
  • An object of the present invention is to provide a non-oriented electrical steel sheet capable of further improving the high frequency characteristics while suppressing an increase in cost.
  • the gist of the present invention is as follows.
  • C content is 0.006 mass% or less
  • Mn content is 1.5 mass% or less
  • S content is 0.003 mass% or less
  • N content is 0.003 mass% or less
  • the non-oriented electrical steel sheet according to (1) which contains at least one selected from the group consisting of:
  • V 0.0005 mass% to 0.005 mass%
  • Zr 0.0003 mass% to 0.003 mass%
  • Cu 0.001 mass% to 0.2 mass%
  • Sn 0.001% by mass to 0.2% by mass
  • Ni 0.001% by mass to 0.2% by mass
  • Sb 0.001% by mass to 0.2% by mass
  • Rare earth elements 0.0002 mass% to 0.004 mass%
  • Ca 0.0005 mass% to 0.006 mass%
  • the specific resistance can be increased while avoiding embrittlement, and the precipitation of Cr-based carbides at low cost.
  • high frequency characteristics can be improved by suppressing magnetic aging.
  • Cr like Si and Al, increases the specific resistance of the non-oriented electrical steel sheet. Moreover, unlike Si and Al, Cr hardly embrittles the non-oriented electrical steel sheet.
  • Cr-based carbides are likely to precipitate at a temperature of about 200 ° C. to 700 ° C. Cr-based carbide precipitates in the form of flakes at the crystal grain boundary, and hinders domain wall movement. For this reason, especially the high frequency iron loss of 400 Hz or more is deteriorated remarkably. Cr-based carbides are not precipitated at a high temperature of 750 ° C. or higher, but are precipitated at a low temperature of about 200 ° C. to 700 ° C.
  • W-based carbides precipitate, and recrystallization annealing at a temperature of about 800 ° C. to 1100 ° C. may occur. Even if it is carried out, crystal growth is hindered and crystal grains of a desired size cannot be obtained. The same applies to Mo, Ti, and Nb. Therefore, it is important that the Cr content is not less than a predetermined value. As described above, since the Cr-based carbide is deposited at a low temperature, the Cr-based carbide does not precipitate during recrystallization annealing at a temperature of about 800 ° C. to 1100 ° C. Therefore, the growth of crystal grains is not easily inhibited by Cr-based carbides.
  • the present inventors show that in a non-oriented electrical steel sheet containing appropriate amounts of Cr and W, for example, so-called magnetic aging at 200 ° C. or lower, that is, precipitation of Fe 3 C (cementite) is also suppressed. I found it. The present inventors have also found that the precipitation of Fe 3 C is further suppressed when an appropriate amount of Mo, Ti, and / or Nb is contained.
  • This magnetic aging is a phenomenon in which the iron loss gradually deteriorates as the temperature rises during rotation of the motor, and it is extremely preferable to prevent magnetic aging from occurring in advance.
  • the non-oriented electrical steel sheet according to the present embodiment includes Cr: 0.3% by mass to 5.3% by mass, Si: 1.5% by mass to 4% by mass, Al: 0.4% by mass to 3% by mass, And W: 0.0003% by mass to 0.01% by mass. Moreover, C content is 0.006 mass% or less, Mn content is 1.5 mass% or less, S content is 0.003 mass% or less, and N content is 0.003 mass%. It is as follows. And the remainder consists of Fe and inevitable impurities.
  • the C content is more than 0.006% by mass, it is difficult to sufficiently suppress the precipitation of Cr-based carbides even if an appropriate amount of W or the like is contained. And the high frequency characteristic, especially the high frequency characteristic in low temperature deteriorates by the influence of the precipitated Cr type carbide. C also causes magnetic aging. Therefore, the C content is 0.006% by mass or less. On the other hand, in order to industrially reduce the C content to less than 0.0005 mass%, a great deal of cost is required. Therefore, the C content is preferably 0.0005% by mass or more.
  • Cr increases the specific resistance of non-oriented electrical steel sheets while avoiding embrittlement.
  • the Cr content is less than 0.3% by mass, it is difficult to sufficiently obtain this effect.
  • carbides such as W are liable to precipitate, and the growth of crystal grains during recrystallization annealing tends to be hindered.
  • the Cr content is more than 5.3% by mass, it is difficult to sufficiently suppress the precipitation of Cr-based carbides even if an appropriate amount of W or the like is contained.
  • the high frequency characteristic, especially the high frequency characteristic in low temperature deteriorates by the influence of the precipitated Cr type carbide. Therefore, the Cr content is set to 0.3 mass% to 5.3 mass%.
  • Cr content is 0.5 mass% or more, and it is more preferable that it is 1.6 mass% or more.
  • the Cr content is preferably 5.0% by mass or less, more preferably 2.5% by mass or less, and 2.1% by mass or less. It is even more preferable.
  • Si improves the high-frequency iron loss by increasing the specific resistance. If the Si content is less than 1.5% by mass, it is difficult to sufficiently obtain this effect. On the other hand, when the Si content exceeds 4% by mass, cold working becomes difficult due to embrittlement. Therefore, the Si content is 1.5% by mass to 4% by mass. In order to further reduce the high-frequency iron loss, the Si content is preferably more than 2% by mass.
  • Al increases the specific resistance and improves high-frequency iron loss. If the Al content is less than 0.4% by mass, it is difficult to sufficiently obtain this effect. On the other hand, when the Al content exceeds 3% by mass, cold working becomes difficult due to embrittlement. Moreover, it exists in the tendency for magnetic flux density to fall and to deteriorate, so that Al content is high. Therefore, the Al content is 0.4 mass% to 3 mass%.
  • the Mn content When the Mn content is more than 1.5% by mass, brittleness becomes remarkable. Therefore, the Mn content is 1.5 mass or less. On the other hand, if the Mn content is 0.05% by mass or more, the specific resistance is effectively increased and the iron loss is reduced. Therefore, the Mn content is preferably 0.05% by mass or more.
  • the S content is more than 0.003 mass%, the formation of sulfides such as MnS becomes remarkable, and the movement of the domain wall is inhibited accordingly, and the magnetic properties are deteriorated. Therefore, the S content is 0.003% by mass or less.
  • the S content is preferably 0.0002% by mass or more.
  • the N content is more than 0.003 mass%, the formation of nitrides becomes remarkable, and the magnetic properties deteriorate accordingly. Further, if the N content is more than 0.003% by mass, a blister-like surface defect called blister may occur during the casting of steel. Therefore, the N content is 0.003% by mass or less. On the other hand, in order to reduce N content to less than 0.0004 mass% industrially, a great cost is required. Therefore, the N content is preferably 0.0004% by mass or more.
  • W reacts with C to form carbides and suppresses precipitation of Cr-based carbides. W can also suppress magnetic aging. When the W content is less than 0.0003 mass%, it is difficult to sufficiently obtain these effects, and many Cr-based carbides precipitate at grain boundaries and the like. On the other hand, if the W content is more than 0.01% by mass, the amount of the W-based carbide becomes excessive and the magnetism decreases. Therefore, the W content is set to 0.0003 mass% to 0.01 mass%. In order to further suppress the precipitation of Cr-based carbide, the W content is preferably 0.0005% by mass or more.
  • W content is 0.005 mass%, since precipitation of Cr type carbide
  • the non-oriented electrical steel sheet having a Si content of 2% by mass or less if the Cr content is less than 0.3% by mass, the growth of crystal grains is inhibited along with the precipitation of W-based carbides, and the magnetism is reduced. descend. Accordingly, when W is contained in a non-oriented electrical steel sheet having a Si content of 2% by mass or less, it is important that the Cr content is 0.3% by mass or more.
  • the non-oriented electrical steel sheet according to the present embodiment further includes Mo: 0.001% by mass to 0.03% by mass, Ti: 0.0005% by mass to 0.007% by mass, and Nb: 0.0002. It is preferable to contain at least one selected from the group consisting of mass% to 0.004 mass%.
  • Mo like W, reacts with C to form carbides and suppresses precipitation of Cr-based carbides. Mo can also suppress magnetic aging. When the Mo content is less than 0.001% by mass, it is difficult to obtain these effects sufficiently. On the other hand, if the Mo content is more than 0.03% by mass, the amount of Mo-based carbide becomes excessive and magnetism decreases. Therefore, the Mo content is preferably 0.001% by mass to 0.03% by mass. In order to further suppress the precipitation of Cr-based carbide, the Mo content is more preferably 0.002% by mass or more. Further, if the Mo content is 0.02% by mass, the precipitation of Cr-based carbides can be sufficiently suppressed, and therefore the Mo content is more preferably 0.02% by mass or less from the viewpoint of cost.
  • Ti like W, reacts with C to form carbides and suppresses precipitation of Cr-based carbides. Ti can also suppress magnetic aging. When the Ti content is less than 0.0005% by mass, it is difficult to sufficiently obtain these effects. On the other hand, if the Ti content exceeds 0.007% by mass, the amount of Ti-based carbides becomes excessive and the magnetism decreases. Therefore, the Ti content is preferably 0.0005 mass% to 0.007 mass%. In order to further suppress the precipitation of Cr-based carbide, the Ti content is more preferably 0.0007% by mass or more. Moreover, in order to suppress excessive precipitation of Ti carbide, the Ti content is more preferably 0.005% by mass or less.
  • Nb like W, reacts with C to form carbides and suppresses precipitation of Cr-based carbides.
  • Nb can also suppress magnetic aging.
  • the Nb content is less than 0.0002% by mass, it is difficult to obtain these effects sufficiently.
  • the Nb content is more than 0.004% by mass, the amount of Nb-based carbide becomes excessive, and the growth of crystal grains in recrystallization annealing is inhibited.
  • the Nb content is preferably 0.0002 mass% to 0.004 mass%.
  • the Nb content is more preferably 0.0003% by mass or more.
  • the Nb content is more preferably 0.0035% by mass or less.
  • Mo, Ti, and Nb exhibit the same action as W, but W is more effective than Mo, Ti, and Nb. Further, when Mo, Ti and / or Nb in the above range are contained, the growth of crystal grains in recrystallization annealing with W-based carbides is inhibited as compared with the case where none of these is contained. It becomes more difficult to occur. Therefore, it is preferable that at least one selected from the group consisting of Mo, Ti and Nb is contained, and it is particularly preferable that all of these three elements are contained. This is because when Mo, Ti and / or Nb is contained in addition to W, Cr carbide precipitation and cementite precipitation (magnetic aging) are particularly effectively suppressed.
  • the non-oriented electrical steel sheet according to the present embodiment is further provided with V: 0.0005 mass% to 0.005 mass%, Zr: 0.0002 mass% to 0.003 mass%, Cu: 0.001 mass. % To 0.2% by mass, Sn: 0.001% to 0.2% by mass, Ni: 0.001% to 0.2% by mass, Sb: 0.001% to 0.2% by mass, REM (rare earth element): 0.0002 mass% to 0.004 mass% and Ca: at least one selected from the group consisting of 0.0005 mass% to 0.006 mass% may be contained.
  • V like W, reacts with C to form carbides and suppresses precipitation of Cr-based carbides. If the V content is less than 0.0005% by mass, it is difficult to obtain this effect sufficiently. On the other hand, even if the V content is more than 0.005% by mass, an effect corresponding to the content cannot be obtained, and the cost rises remarkably. In addition, the amount of V-based carbide may be excessive, which may hinder the growth of crystal grains during recrystallization annealing. Accordingly, the V content is preferably 0.0005 mass% to 0.005 mass%.
  • the Zr content is preferably 0.0002 mass% to 0.003 mass%.
  • Cu, Sn, Ni and Sb improve the texture. With respect to each of these elements, if the content is less than 0.001% by mass, it is difficult to obtain this effect sufficiently, and if the content exceeds 0.2% by mass, the cost increases. Therefore, the contents of Cu, Sn, Ni and Sb are preferably 0.001% by mass to 0.2% by mass, respectively.
  • the REM and Ca form coarse oxysulfide and detoxify S.
  • the REM content is less than 0.0002 mass% and the Ca content is less than 0.0005 mass%, it is difficult to obtain this effect sufficiently.
  • the REM content exceeds 0.004% by mass and when the Ca content exceeds 0.006% by mass, the cost increases. Therefore, the REM content is preferably 0.0002 mass% to 0.004 mass%, and the Ca content is preferably 0.0005 mass% to 0.006 mass%.
  • V and / or Zr when V and / or Zr is also contained, precipitation of Cr-based carbides can be further suppressed, and for example, magnetic aging at a low temperature of 750 ° C. or lower can be further suppressed.
  • these W, Mo, Ti, Nb, V, Zr, etc. can be contained in a non-oriented electrical steel sheet by addition to molten steel. For this reason, it is also possible to industrially produce such a non-oriented electrical steel sheet.
  • a molten steel having the above composition is prepared by adjusting the components by a normal method, a slab is produced from the molten steel, slab heating is performed, and hot rolling is performed.
  • the temperature of the slab heating is not particularly limited, but is preferably a low temperature of, for example, about 950 ° C. to 1230 ° C. in order to suppress the formation of fine precipitates.
  • the thickness of the hot-rolled sheet obtained by hot rolling is not particularly limited, but is, for example, about 0.8 mm to 3.0 mm.
  • hot-rolled sheet annealing is performed as necessary.
  • the temperature of the hot-rolled sheet annealing is not particularly limited, but is preferably about 800 ° C. to 1100 ° C., for example.
  • the thickness of the cold-rolled sheet obtained by cold rolling is not particularly limited, but is preferably a thin thickness of, for example, about 0.1 mm to 0.35 mm in order to obtain higher high-frequency magnetic characteristics. If the thickness of the cold-rolled plate exceeds 0.35 mm, the eddy current loss increases and the high-frequency iron loss tends to deteriorate. Further, when the thickness of the cold-rolled sheet is less than 0.1 mm, productivity is likely to decrease.
  • the cold rolled sheet is degreased and recrystallized to grow crystal grains.
  • recrystallization annealing for example, continuous annealing is performed.
  • the annealing temperature is not particularly limited, but is set to about 800 ° C. to 1100 ° C., for example.
  • the grain size of the crystal grains after recrystallization annealing is preferably about 30 ⁇ m to 120 ⁇ m.
  • the entire surface of the steel sheet has a recrystallized structure of ferrite single phase.
  • an insulating film for forming an insulating film by applying and baking a predetermined coating liquid for example, an organic insulating film, an inorganic insulating film, or a mixed insulating film containing an inorganic substance and an organic substance is formed.
  • a non-oriented electrical steel sheet can be manufactured.
  • the manufactured non-oriented electrical steel sheet is shipped, for example, and processed by the customer. In this processing, for example, punching into a shape for an iron core, lamination, shrink fitting, strain relief annealing at about 700 ° C. to 800 ° C., and the like are performed.
  • the core of the motor can be formed by a series of these processes.
  • a non-oriented electrical steel sheet that is not subjected to strain relief annealing after lamination may be referred to as a flow-processed material, and a non-oriented electrical steel sheet that is subjected to strain relief annealing may be referred to as a semi-process material.
  • a molten steel containing the components shown in Tables 1 and 2 with the balance consisting of Fe and inevitable impurities was produced, and the molten steel was cast to obtain a raw steel material.
  • the numerical values enclosed in bold lines in Table 1 indicate that the numerical values are out of the range defined in the present invention.
  • the steel material was hot-rolled to obtain a hot-rolled sheet having a thickness of 2 mm.
  • hot-rolled sheet annealing was performed at 1000 ° C. for 1 minute in an N 2 gas atmosphere.
  • pickling and cold rolling were performed to obtain a cold-rolled sheet having a thickness of 0.30 mm.
  • recrystallization annealing was performed in a mixed gas atmosphere of 50% H 2 gas and 50% N 2 gas. In this recrystallization annealing, soaking was performed at 1000 ° C. for 30 seconds. Thereafter, a sample having a side length of 100 mm was punched from the steel sheet after the recrystallization annealing.
  • iron loss and magnetic flux density were measured for each sample.
  • the iron loss the iron loss (W10 / 400) under the conditions of a frequency of 400 Hz and a maximum magnetic flux density of 1.0 T was measured.
  • the magnetic flux density the magnetic flux density (B50) was measured under the conditions of a frequency of 50 Hz and a maximum magnetization force of 5000 A / m.
  • 50 low iron loss could be obtained before and after heat treatment. In other words, before the heat treatment, a sufficiently large crystal grain was obtained, so a low iron loss can be obtained, and after the heat treatment, a low iron loss can be maintained by suppressing the precipitation of Cr-based carbides. It was. Furthermore, sample no. 43 and sample no. 45-No. As a result of comparison with 50, it was found that the magnetic flux density was improved when at least one selected from the group consisting of Cu, Sn, Ni, Sb, REM and Ca was contained.
  • sample No. 3 to No. In No. 4 since the C content was too high, a large amount of carbide was precipitated with the heat treatment, and the deterioration of the iron loss was remarkable.
  • Sample No. In No. 5 since the Cr content was too low, the iron loss was large.
  • Sample No. 9-No. In No. 10 since the Cr content was too high, a large amount of Cr-based carbides precipitated with the heat treatment, and the iron loss was significantly deteriorated.
  • Sample No. In No. 11 since the W content was too low, a large amount of Cr-based carbides precipitated with the heat treatment, and the iron loss was significantly deteriorated.
  • Sample No. In No. 16 the iron content was large because the W content was too high.
  • the present invention can be used, for example, in the electrical steel sheet manufacturing industry and the electrical steel sheet utilizing industry.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Electromagnetism (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Power Engineering (AREA)
  • Dispersion Chemistry (AREA)
  • Soft Magnetic Materials (AREA)
  • Manufacturing Of Steel Electrode Plates (AREA)

Abstract

　無方向性電磁鋼板は、Ｃｒ：０．３質量％～５．３質量％、Ｓｉ：１．５質量％～４質量％、Ａｌ：０．４質量％～３質量％、及びＷ：０．０００３質量％～０．０１質量％を含有する。Ｃ含有量が０．００６質量％以下であり、Ｍｎ含有量が１．５質量％以下であり、Ｓ含有量が０．００３質量％以下であり、Ｎ含有量が０．００３質量％以下であり、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる。

Description

無方向性電磁鋼板
　本発明は、モータの鉄心材料に好適な無方向性電磁鋼板に関する。
　近年、省エネルギー化の要請から、無方向性電磁鋼板が使用される電気機器の分野に関し、冷暖房機器のモータ、電気自動車用の駆動モータ等に更なる消費電力の低減が求められている。また、モータ駆動の制御として、電流のＯＮ－ＯＦＦ制御に代わって、インバータによる高調波が重畳されたＰＷＭ（パルス幅変調：pulse width modulation）波形制御が主流になってきている。このため、無方向性電磁鋼板には、優れた高周波特性が求められるようになってきている。
　従来、無方向性電磁鋼板の高周波鉄損を改善する目的で、Ｓｉ、Ａｌ及びＣｒの含有量を増加させて固有抵抗を上昇させること、及び無方向性電磁鋼板の厚さを極力薄くすることが行われている。これらによれば、渦電流損を低減することができる。
　しかしながら、Ｃｒが含有されている無方向性電磁鋼板では、製造過程、製造後の加工過程等において、Ｃｒ系炭化物が析出し、鉄損が上昇して劣化しまう。製造過程の焼鈍中にＣｒ系炭化物が析出することがある。また、無方向性電磁鋼板を使用する顧客において、打ち抜き油の燃焼消失、分割コアを製造するための焼きばめ、歪取焼鈍等が行われることがある。これらの加工等は２００℃～７５０℃程度の比較的低い温度で行われ、その際に結晶粒界にＣｒ系炭化物が析出することがある。
　そこで、Ｃｒが含有されている無方向性電磁鋼板におけるＣｒ系炭化物の析出を抑制するために、Ｍｏを含有させる技術が提案されている（特許文献１）。しかしながら、この技術では、高価なＭｏの含有量が０．０５質量％以上となっており、材料コストが著しく上昇してしまう。
特開２００２－２９４４１７号公報 特開２００７－１６２０６２号公報 特開平６－１０８１４９号公報 特開２００２－２４１９０７号公報 特表２００７－５１６３４５号公報
　本発明は、コストの上昇を抑えながら、より一層高周波特性を良好にすることができる無方向性電磁鋼板を提供することを目的とする。
　本発明の要旨は、以下の通りである。
　（１）　Ｃｒ：０．３質量％～５．３質量％、
　Ｓｉ：１．５質量％～４質量％、
　Ａｌ：０．４質量％～３質量％、及び
　Ｗ　：０．０００３質量％～０．０１質量％
　を含有し、
　Ｃ含有量が０．００６質量％以下であり、
　Ｍｎ含有量が１．５質量％以下であり、
　Ｓ含有量が０．００３質量％以下であり、
　Ｎ含有量が０．００３質量％以下であり、
　残部がＦｅ及び不可避的不純物からなることを特徴とする無方向性電磁鋼板。
　（２）　更に、
　Ｍｏ：０．００１質量％～０．０３質量％、
　Ｔｉ：０．０００５質量％～０．００７質量％、及び
　Ｎｂ：０．０００２質量％～０．００４質量％
　からなる群から選択された少なくとも一種を含有することを特徴とする（１）に記載の無方向性電磁鋼板。
　（３）　更に、
　Ｖ　：０．０００５質量％～０．００５質量％、
　Ｚｒ：０．０００３質量％～０．００３質量％、
　Ｃｕ：０．００１質量％～０．２質量％、
　Ｓｎ：０．００１質量％～０．２質量％、
　Ｎｉ：０．００１質量％～０．２質量％、
　Ｓｂ：０．００１質量％～０．２質量％、
　希土類元素：０．０００２質量％～０．００４質量％、及び
　Ｃａ：０．０００５質量％～０．００６質量％
　からなる群から選択された少なくとも一種を含有することを特徴とする（１）又は（２）に記載の無方向性電磁鋼板。
　本発明によれば、Ｃｒが含有されていても、適切な量のＷが含有されているため、脆化を回避しながら固有抵抗を増大させることができると共に、低コストでＣｒ系炭化物の析出及び磁気時効を抑制して高周波特性を向上することができる。
　Ｃｒは、Ｓｉ及びＡｌと同様に、無方向性電磁鋼板の固有抵抗を増大させる。また、Ｃｒは、Ｓｉ及びＡｌとは異なり、無方向性電磁鋼板を脆化させにくい。その一方で、Ｃｒが含まれる無方向性電磁鋼板、特にＣｒ含有量が０．３質量％以上の無方向性電磁鋼板では、２００℃～７００℃程度の温度でＣｒ系炭化物が析出しやすい。Ｃｒ系炭化物は結晶粒界に薄片状に析出し、磁壁移動の妨げとなる。このため、特に４００Ｈｚ以上の高周波鉄損を著しく劣化させる。Ｃｒ系炭化物は、７５０℃以上の高温では析出せず、２００℃～７００℃程度の低温で析出する。
　そこで、本発明者らは、（Ｃｒ，Ｆｅ）７Ｃ３等のＣｒ系炭化物の析出を抑制する技術について鋭意検討を行った。この結果、Ｃｒの他にＷが含まれている無方向性電磁鋼板では、ＷとＣｒとの相互作用により、Ｃｒ系炭化物の析出が抑制され、鉄損の劣化が抑制されることが判明した。この理由は現時点では明確ではないものの、Ｃｒ系炭化物の析出挙動に、炭化物形成元素であるＷが有効に作用するためであると考えられる。更に、Ｃｒ及びＷの他に、Ｍｏ、Ｔｉ、及び／又はＮｂが含有されていると、これらの元素とＣｒとの相互作用により、Ｃｒ系炭化物の析出がより一層抑制されることも判明した。この理由も現時点では明確ではないものの、Ｃｒ系炭化物の析出挙動に、炭化物形成元素であるＭｏ、Ｔｉ、及び／又はＮｂが有効に作用するためであると考えられる。
　なお、詳細は後述するが、Ｃｒ含有量が低い無方向性電磁鋼板にＷが含有されていると、Ｗ系炭化物が析出してしまい、８００℃～１１００℃程度の温度での再結晶焼鈍が行われても、結晶の成長が阻害されて所望のサイズの結晶粒が得られない。Ｍｏ、Ｔｉ、及びＮｂについても同様である。従って、Ｃｒ含有量は、所定の値以上であることが重要である。なお、上記のように、Ｃｒ系炭化物が析出する温度は低いため、８００℃～１１００℃程度の温度での再結晶焼鈍では、Ｃｒ系炭化物は析出しない。従って、結晶粒の成長はＣｒ系炭化物によっては阻害されにくい。
　また、本発明者らは、適量のＣｒ及びＷが含まれている無方向性電磁鋼板では、例えば２００℃以下でのいわゆる磁気時効、すなわちＦｅ３Ｃ（セメンタイト）の析出も抑制されることを見出した。本発明者らは、更に適量のＭｏ、Ｔｉ、及び／又はＮｂが含有されていると、Ｆｅ３Ｃの析出がより一層抑制されることも見出した。この磁気時効は、モータの回転中の温度上昇に伴って徐々に鉄損が劣化する現象であり、予め磁気時効が生じにくくしておくことが極めて好ましい。
　以下、本発明の実施形態について更に詳細に説明する。
　本実施形態に係る無方向性電磁鋼板は、Ｃｒ：０．３質量％～５．３質量％、Ｓｉ：１．５質量％～４質量％、Ａｌ：０．４質量％～３質量％、及びＷ：０．０００３質量％～０．０１質量％を含有する。また、Ｃ含有量が０．００６質量％以下であり、Ｍｎ含有量が１．５質量％以下であり、Ｓ含有量が０．００３質量％以下であり、Ｎ含有量が０．００３質量％以下である。そして、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる。
　Ｃ含有量が０．００６質量％超であると、適量のＷ等が含有されていてもＣｒ系炭化物の析出を十分に抑制することが困難である。そして、析出したＣｒ系炭化物の影響により高周波特性、特に低温での高周波特性が劣化する。また、Ｃは磁気時効の原因ともなる。従って、Ｃ含有量は０．００６質量％以下とする。一方、工業的にＣ含有量を０．０００５質量％未満まで低下させるためには、多大なコストを要する。従って、Ｃ含有量は０．０００５質量％以上であることが好ましい。
　Ｃｒは脆化を回避しながら無方向性電磁鋼板の固有抵抗を増大させる。Ｃｒ含有量が０．３質量％未満であると、この効果を十分に得ることが困難である。また、Ｃｒ含有量が０．３質量％未満であると、Ｗ等の炭化物が析出しやすくなり、再結晶焼鈍における結晶粒の成長が阻害されやすくなる。一方、Ｃｒ含有量が５．３質量％超であると、適量のＷ等が含有されていてもＣｒ系炭化物の析出を十分に抑制することが困難である。そして、析出したＣｒ系炭化物の影響により高周波特性、特に低温での高周波特性が劣化する。従って、Ｃｒ含有量は０．３質量％～５．３質量％とする。なお、上記の効果を十分に得るために、Ｃｒ含有量は０．５質量％以上であることが好ましく、１．６質量％以上であることがより好ましい。また、Ｃｒ系炭化物の析出を低減するために、Ｃｒ含有量は５．０質量％以下であることが好ましく、２．５質量％以下であることがより好ましく、２．１質量％以下であることがより一層好ましい。
　Ｓｉは固有抵抗を増大させて高周波鉄損を改善する。Ｓｉ含有量が１．５質量％未満であると、この効果を十分に得ることが困難である。一方、Ｓｉ含有量が４質量％超であると、脆化により冷間加工が困難となる。従って、Ｓｉ含有量は１．５質量％～４質量％とする。なお、高周波鉄損をより一層低下させるために、Ｓｉ含有量は２質量％超であることが好ましい。
　Ａｌは固有抵抗を増大させて高周波鉄損を改善する。Ａｌ含有量が０．４質量％未満であると、この効果を十分に得ることが困難である。一方、Ａｌ含有量が３質量％超であると、脆化により冷間加工が困難となる。また、Ａｌ含有量が高いほど、磁束密度が低下して劣化する傾向にある。従って、Ａｌ含有量は０．４質量％～３質量％とする。
　Ｍｎ含有量が１．５質量％超であると、脆性が顕著となる。従って、Ｍｎ含有量は１．５質量以下とする。その一方で、Ｍｎ含有量が０．０５質量％以上であると、固有抵抗を効果的に増大させて鉄損を減少させる。従って、Ｍｎ含有量は０．０５質量％以上であることが好ましい。
　Ｓ含有量が０．００３質量％超であると、ＭｎＳ等の硫化物の形成が顕著となり、これに伴って磁壁の移動が阻害されて磁気特性が劣化する。従って、Ｓ含有量は０．００３質量％以下とする。一方、工業的にＳ含有量を０．０００２質量％未満まで低下させるためには、多大なコストを要する。従って、Ｓ含有量は０．０００２質量％以上であることが好ましい。
　Ｎ含有量が０．００３質量％超であると、窒化物の形成が顕著となり、これに伴って磁気特性が劣化する。また、Ｎ含有量が０．００３質量％超であると、鋼の鋳造時にブリスターと称されるふくれ状の表面欠陥が生じることがある。従って、Ｎ含有量は０．００３質量％以下とする。一方、工業的にＮ含有量を０．０００４質量％未満まで低下させるためには、多大なコストを要する。従って、Ｎ含有量は０．０００４質量％以上であることが好ましい。
　ＷはＣと反応して炭化物を形成し、Ｃｒ系炭化物の析出を抑制する。Ｗは磁気時効を抑制することもできる。Ｗ含有量が０．０００３質量％未満であると、これらの効果を十分に得ることが困難であり、多くのＣｒ系炭化物が粒界等に析出する。一方、Ｗ含有量が０．０１質量％超であると、Ｗ系炭化物の量が過剰となって磁性が低下する。従って、Ｗ含有量は０．０００３質量％～０．０１質量％とする。Ｃｒ系炭化物の析出をより一層抑制するために、Ｗ含有量は０．０００５質量％以上であることが好ましい。また、Ｗ含有量が０．００５質量％であれば十分にＣｒ系炭化物の析出を抑制することができるため、コストの面からＷ含有量は０．００５質量％以下であることが好ましい。なお、Ｓｉ含有量が２質量％以下の無方向性電磁鋼板において、Ｃｒ含有量が０．３質量％未満であると、Ｗ系炭化物の析出に伴って結晶粒の成長が阻害されて磁性が低下する。従って、Ｓｉ含有量が２質量％以下の無方向性電磁鋼板にＷを含有させる場合には、Ｃｒ含有量が０．３質量％以上であることが重要である。
　このような本実施形態に係る無方向性電磁鋼板によれば、Ｃｒが含有されていても、適切な量のＷが含有されているため、脆化を回避しながら固有抵抗を増大させることができると共に、低コストでＣｒ系炭化物の析出及び磁気時効を抑制して高周波特性を向上することができる。従って、本実施形態は高周波用途に好適である。
　Ｃｒをほとんど含有しない低Ｓｉ系の無方向性電磁鋼板では、Ｗ系炭化物の析出に伴う結晶粒の成長が阻害されるが、本実施形態では、０．３質量％以上のＣｒが含有されているため、Ｗ系炭化物が極めて析出しにくい。このため、Ｗを積極的に活用することで、Ｃｒ系炭化物の析出を抑制して磁気特性を改善することができる。
　なお、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板は、更に、Ｍｏ：０．００１質量％～０．０３質量％、Ｔｉ：０．０００５質量％～０．００７質量％、及びＮｂ：０．０００２質量％～０．００４質量％からなる群から選択された少なくとも一種を含有することが好ましい。
　Ｍｏは、Ｗと同様に、Ｃと反応して炭化物を形成し、Ｃｒ系炭化物の析出を抑制する。Ｍｏも磁気時効を抑制することができる。Ｍｏ含有量が０．００１質量％未満であると、これらの効果を十分に得にくい。一方、Ｍｏ含有量が０．０３質量％超であると、Ｍｏ系炭化物の量が過剰となって磁性が低下する。従って、Ｍｏ含有量は０．００１質量％～０．０３質量％であることが好ましい。Ｃｒ系炭化物の析出をより一層抑制するために、Ｍｏ含有量は０．００２質量％以上であることがより好ましい。また、Ｍｏ含有量が０．０２質量％であれば十分にＣｒ系炭化物の析出を抑制することができるため、コストの面からＭｏ含有量は０．０２質量％以下であることがより好ましい。
　Ｔｉも、Ｗと同様に、Ｃと反応して炭化物を形成し、Ｃｒ系炭化物の析出を抑制する。Ｔｉも磁気時効を抑制することができる。Ｔｉ含有量が０．０００５質量％未満であると、これらの効果を十分に得にくい。一方、Ｔｉ含有量が０．００７質量％超であると、Ｔｉ系炭化物の量が過剰となって磁性が低下する。従って、Ｔｉ含有量は０．０００５質量％～０．００７質量％であることが好ましい。Ｃｒ系炭化物の析出をより一層抑制するために、Ｔｉ含有量は０．０００７質量％以上であることがより好ましい。また、Ｔｉ系炭化物の過剰な析出を抑制するために、Ｔｉ含有量は０．００５質量％以下であることがより好ましい。
　Ｎｂも、Ｗと同様に、Ｃと反応して炭化物を形成し、Ｃｒ系炭化物の析出を抑制する。Ｎｂも磁気時効を抑制することができる。Ｎｂ含有量が０．０００２質量％未満であると、これらの効果を十分に得にくい。一方、Ｎｂ含有量が０．００４質量％超であると、Ｎｂ系炭化物の量が過剰となって、再結晶焼鈍における結晶粒の成長が阻害される。従って、Ｎｂ含有量は０．０００２質量％～０．００４質量％であることが好ましい。Ｃｒ系炭化物の析出をより一層抑制するために、Ｎｂ含有量は０．０００３質量％以上であることがより好ましい。また、Ｎｂ系炭化物の過剰な析出を抑制するために、Ｎｂ含有量は０．００３５質量％以下であることがより好ましい。
　なお、上記のように、Ｍｏ、Ｔｉ及びＮｂは、Ｗと同様の作用を呈するが、ＷはＭｏ、Ｔｉ及びＮｂよりも効果的である。また、上記の範囲のＭｏ、Ｔｉ及び／又はＮｂが含有されていると、これらのいずれもが含まれていない場合と比較して、Ｗ系炭化物による再結晶焼鈍における結晶粒の成長の阻害がより一層生じにくくなる。従って、Ｍｏ、Ｔｉ及びＮｂからなる群から選択された少なくとも一種が含有されていることが好ましく、これら３種の元素のすべてが含有されていることが特に好ましい。Ｗの他にＭｏ、Ｔｉ及び／又はＮｂが含有されている場合に、特に効果的にＣｒ系炭化物の析出及びセメンタイトの析出（磁気時効）が抑制されるからである。
　なお、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板に、更に、Ｖ：０．０００５質量％～０．００５質量％、Ｚｒ：０．０００２質量％～０．００３質量％、Ｃｕ：０．００１質量％～０．２質量％、Ｓｎ：０．００１質量％～０．２質量％、Ｎｉ：０．００１質量％～０．２質量％、Ｓｂ：０．００１質量％～０．２質量％、ＲＥＭ（希土類元素）：０．０００２質量％～０．００４質量％、及びＣａ：０．０００５質量％～０．００６質量％からなる群から選択された少なくとも一種が含有されていてもよい。
　Ｖも、Ｗと同様に、Ｃと反応して炭化物を形成し、Ｃｒ系炭化物の析出を抑制する。Ｖ含有量が０．０００５質量％未満であると、この効果を十分に得にくい。一方、Ｖ含有量が０．００５質量％超であっても、含有量に見合うだけの効果が得られず、コストの上昇が著しくなる。また、Ｖ系炭化物の量が過剰となって、再結晶焼鈍における結晶粒の成長が阻害されることがある。従って、Ｖ含有量は０．０００５質量％～０．００５質量％であることが好ましい。
　Ｚｒも、Ｗと同様に、Ｃと反応して炭化物を形成し、Ｃｒ系炭化物の析出を抑制する。Ｚｒ含有量が０．０００２質量％未満であると、この効果を十分に得にくい。一方、Ｚｒ含有量が０．００３質量％超であっても、含有量に見合うだけの効果が得られず、コストの上昇が著しくなる。また、Ｚｒ系炭化物の量が過剰となって、再結晶焼鈍における結晶粒の成長が阻害されることがある。従って、Ｚｒ含有量は０．０００２質量％～０．００３質量％であることが好ましい。
　Ｃｕ、Ｓｎ、Ｎｉ及びＳｂは、集合組織を改善する。これらの元素の各々に関し、含有量が０．００１質量％未満であると、この効果を十分に得にくく、含有量が０．２質量％超であると、コストが増大する。従って、Ｃｕ、Ｓｎ、Ｎｉ及びＳｂの含有量は、それぞれ、０．００１質量％～０．２質量％であることが好ましい。
　ＲＥＭ及びＣａは、粗大なオキシサルファイドを形成してＳを無害化する。ＲＥＭ含有量が０．０００２質量％未満である場合、及びＣａ含有量が０．０００５質量％未満である場合、この効果を十分に得にくい。一方、ＲＥＭ含有量が０．００４質量％超の場合、及びＣａ含有量が０．００６質量％超の場合、コストが増大する。従って、ＲＥＭ含有量は０．０００２質量％～０．００４質量％であることが好ましく、Ｃａ含有量は０．０００５質量％～０．００６質量％であることが好ましい。
　このように、Ｖ及び／又はＺｒもが含有されていると、Ｃｒ系炭化物の析出を更に抑制することができ、例えば７５０℃以下の低温での磁気時効をより一層抑制することができる。また、これらＷ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｚｒ等は、溶鋼への添加等により無方向性電磁鋼板に含有させることができる。このため、このような無方向性電磁鋼板を工業的に生産することも十分に可能である。
　次に、無方向性電磁鋼板を製造する方法について説明する。
　先ず、通常の方法で、成分を調整することにより、上記の組成の溶鋼を作製し、この溶鋼から鋳片（スラブ）を作製し、スラブ加熱を行い、熱間圧延を行う。スラブ加熱の温度は特に制限しないが、微細析出物の形成を抑制するために、例えば９５０℃～１２３０℃程度の低い温度であることが好ましい。熱間圧延により得られる熱延板の厚さは特に制限しないが、例えば０．８ｍｍ～３．０ｍｍ程度とする。
　次いで、熱延板の焼鈍（熱延板焼鈍）を必要に応じて行う。熱延板焼鈍を行うことにより、磁束密度を向上し、ヒステリシス損を低減することができる。熱延板焼鈍の温度は特に制限しないが、例えば、８００℃～１１００℃程度とすることが好ましい。
　その後、冷間圧延を行う。冷間圧延により得られる冷延板の厚さは特に制限しないが、より高い高周波磁気特性を得るために、例えば０．１ｍｍ～０．３５ｍｍ程度の薄い厚さであることが好ましい。冷延板の厚さを０．３５ｍｍ超とすると、渦電流損が大きくなって高周波鉄損が劣化しやすい。また、冷延板の厚さを０．１ｍｍ未満とすると、生産性が低下しやすい。
　冷間圧延後には、冷延板の脱脂を行い、再結晶焼鈍を行うことにより、結晶粒を成長させる。再結晶焼鈍では、例えば連続焼鈍を行う。焼鈍温度は特に制限しないが、例えば８００℃～１１００℃程度とする。再結晶焼鈍後の結晶粒の粒径は３０μｍ～１２０μｍ程度であることが好ましい。なお、本実施形態では、再結晶焼鈍の結果、鋼板の全面がフェライト単相の再結晶組織となっていることが好ましい。
　続いて、所定の塗布液の塗布及び焼き付けを行うことにより、絶縁被膜を形成する絶縁被膜としては、例えば有機絶縁被膜、無機絶縁被膜、又は無機物質及び有機物質を含む混合絶縁被膜を形成する。
　このようにして無方向性電磁鋼板を製造することができる。
　製造された無方向性電磁鋼板は、例えば、出荷され、顧客において加工される。この加工では、例えば、鉄心用形状への打ち抜き、積層、焼きばめ、７００℃～８００℃程度での歪取焼鈍等が行われる。これら一連の加工により、モータのコアを形成することができる。なお、積層後の歪取焼鈍が行われない無方向性電磁鋼板はフロプロセス材とよばれることがあり、歪取焼鈍が行わる無方向性電磁鋼板はセミプロセス材とよばれることがある。
　次に、本発明者らが行った実験について説明する。これらの実験における条件等は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した例であり、本発明は、これらの例に限定されるものではない。
　先ず、実験室の真空炉を用いて、表１及び表２に示す成分を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる溶鋼を作製し、この溶鋼の鋳造を行って素鋼材を得た。表１中で太線で囲まれている数値は、当該数値が本発明で規定する範囲から外れていることを示す。次いで、素鋼材の熱間圧延を行って、厚さが２ｍｍの熱延板を得た。その後、１０００℃で１分間、Ｎ２ガス雰囲気中で熱延板焼鈍を行った。続いて、酸洗及び冷間圧延を行って、厚さが０．３０ｍｍの冷延板を得た。次いで、５０％のＨ２ガス及び５０％Ｎ２ガスの混合ガス雰囲気中で再結晶焼鈍を行った。この再結晶焼鈍では、１０００℃で３０秒間の均熱処理を行った。その後、再結晶焼鈍後の鋼板から一辺の長さが１００ｍｍの試料を打ち抜いた。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　そして、各試料について鉄損及び磁束密度を測定した。鉄損としては、周波数が４００Ｈｚ、最大磁束密度が１．０Ｔの条件下での鉄損（Ｗ１０／４００）を測定した。また、圧延方向に磁化したときの値とこれに垂直な方向（板幅方向）に磁化したときの値との平均値を算出した。また、磁束密度としては、周波数が５０Ｈｚ、最大磁化力が５０００Ａ／ｍの条件下での磁束密度（Ｂ５０）を測定した。これらの結果を表３の「熱処理前」の欄に示す。
　鉄損及び磁束密度の測定後、４５０℃で２時間、Ｎ２ガス雰囲気中で焼鈍を行った。そして、再度、各試料について鉄損及び磁束密度を測定した。この結果を表３の「熱処理後」の欄に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　表３に示すように、本発明の範囲に属する試料Ｎｏ．１～Ｎｏ．２、Ｎｏ．６～Ｎｏ．８、Ｎｏ．１２～Ｎｏ．１５、Ｎｏ．１７～Ｎｏ．２１、Ｎｏ．２４～Ｎｏ．２７、Ｎｏ．２９～Ｎｏ．３２、Ｎｏ．３４～Ｎｏ．３７、Ｎｏ．３９～Ｎｏ．４３、及びＮｏ．４５～Ｎｏ．５０では、熱処理前後において、低い鉄損を得ることができた。つまり、熱処理前においては、十分な大きさの結晶粒が得られたため低い鉄損を得ることができ、熱処理後においては、Ｃｒ系炭化物の析出等の抑制により低い鉄損を維持することができた。更に、試料Ｎｏ．４３と試料Ｎｏ．４５～Ｎｏ．５０との比較の結果から、Ｃｕ、Ｓｎ、Ｎｉ、Ｓｂ、ＲＥＭ及びＣａからなる群らか選択された少なくとも一種が含有されている場合に、磁束密度が向上することが明らかとなった。
　一方、試料Ｎｏ．３～Ｎｏ．４では、Ｃ含有量が高すぎるため、熱処理に伴い多量の炭化物が析出し、鉄損の劣化が顕著であった。試料Ｎｏ．５では、Ｃｒ含有量が低すぎるため、鉄損が大きかった。試料Ｎｏ．９～Ｎｏ．１０では、Ｃｒ含有量が高すぎるため、熱処理に伴い多量のＣｒ系炭化物が析出し、鉄損の劣化が顕著であった。試料Ｎｏ．１１では、Ｗ含有量が低すぎるため、熱処理に伴い多量のＣｒ系炭化物が析出し、鉄損の劣化が顕著であった。試料Ｎｏ．１６では、Ｗ含有量が高すぎるため、鉄損が大きかった。試料Ｎｏ．２２～Ｎｏ．２３では、Ｍｏ含有量が高すぎるため、鉄損が大きかった。試料Ｎｏ．２８では、Ｔｉ含有量が高すぎるため、鉄損が大きかった。試料Ｎｏ．３３では、Ｎｂ含有量が高すぎるため、鉄損が大きかった。試料Ｎｏ．３８では、Ｖ含有量が高すぎるため、Ｖ系炭化物が過剰に析出し、再結晶焼鈍における結晶粒の成長が阻害され、Ｖ以外の成分が同等の試料Ｎｏ．３４～Ｎｏ．３７よりも鉄損が高くなってしまった。試料Ｎｏ．４４では、Ｚｒ含有量が高すぎるため、Ｚｒ系炭化物が過剰に析出し、再結晶焼鈍における結晶粒の成長が阻害され、Ｚｒ以外の成分が同等の試料Ｎｏ．３９～Ｎｏ．４３よりも鉄損が高くなってしまった。なお、試料Ｎｏ．３８及びＮｏ．４４の鉄損それ自体は、一部の本発明例よりも低くなっているが、含有量に見合うだけの効果は得られておらず、コストの上昇が著しい。
　また、表３に示すように、Ｗ含有量のみが相違する試料Ｎｏ．１１～Ｎｏ．１６の間では、Ｗ含有量が本発明範囲の下限未満の試料Ｎｏ．１１において、熱処理に伴う鉄損の劣化が顕著であった。このことから、Ｗが、熱処理に伴う鉄損の劣化を抑制していることが明らかである。また、Ｗ含有量が低めの試料Ｎｏ．３０～Ｎｏ．３２においても、適量のＭｏ、Ｔｉ及びＮｂが含有されていたため、熱処理に伴う鉄損の劣化がほとんど抑制された。このことから、所定量のＭｏ、Ｔｉ及びＮｂが含有されていると、特に効果が大きいことが明らかである。更に、試料Ｎｏ．３４～Ｎｏ．３７、及びＮｏ．３９～Ｎｏ．４３では、適量のＶ及びＺｒが含まれていたため、鉄損が特に低かった。
　本発明は、例えば、電磁鋼板製造産業及び電磁鋼板利用産業において利用することができる。

Claims (4)

  1. 　Ｃｒ：０．３質量％～５．３質量％、
    　Ｓｉ：１．５質量％～４質量％、
    　Ａｌ：０．４質量％～３質量％、及び
    　Ｗ　：０．０００３質量％～０．０１質量％
    　を含有し、
    　Ｃ含有量が０．００６質量％以下であり、
    　Ｍｎ含有量が１．５質量％以下であり、
    　Ｓ含有量が０．００３質量％以下であり、
    　Ｎ含有量が０．００３質量％以下であり、
    　残部がＦｅ及び不可避的不純物からなることを特徴とする無方向性電磁鋼板。
  2. 　更に、
    　Ｍｏ：０．００１質量％～０．０３質量％、
    　Ｔｉ：０．０００５質量％～０．００７質量％、及び
    　Ｎｂ：０．０００２質量％～０．００４質量％
    　からなる群から選択された少なくとも一種を含有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。
  3. 　更に、
    　Ｖ　：０．０００５質量％～０．００５質量％、
    　Ｚｒ：０．０００３質量％～０．００３質量％、
    　Ｃｕ：０．００１質量％～０．２質量％、
    　Ｓｎ：０．００１質量％～０．２質量％、
    　Ｎｉ：０．００１質量％～０．２質量％、
    　Ｓｂ：０．００１質量％～０．２質量％、
    　希土類元素：０．０００２質量％～０．００４質量％、及び
    　Ｃａ：０．０００５質量％～０．００６質量％
    　からなる群から選択された少なくとも一種を含有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。
  4. 　更に、
    　Ｖ　：０．０００５質量％～０．００５質量％、
    　Ｚｒ：０．０００３質量％～０．００３質量％、
    　Ｃｕ：０．００１質量％～０．２質量％、
    　Ｓｎ：０．００１質量％～０．２質量％、
    　Ｎｉ：０．００１質量％～０．２質量％、
    　Ｓｂ：０．００１質量％～０．２質量％、
    　希土類元素：０．０００２質量％～０．００４質量％、及び
    　Ｃａ：０．０００５質量％～０．００６質量％
    　からなる群から選択された少なくとも一種を含有することを特徴とする請求項２に記載の無方向性電磁鋼板。
PCT/JP2011/053676 2010-02-25 2011-02-21 無方向性電磁鋼板 WO2011105327A1 (ja)

Priority Applications (6)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2011522315A JP4860783B2 (ja) 2010-02-25 2011-02-21 無方向性電磁鋼板
EP11747288.6A EP2540853B1 (en) 2010-02-25 2011-02-21 Non-oriented electrical steel sheet
BR112012021177-3A BR112012021177B1 (pt) 2010-02-25 2011-02-21 Lâmina de aço elétrica não orientada
KR1020127021514A KR101302895B1 (ko) 2010-02-25 2011-02-21 무방향성 전자기 강판
CN2011800093354A CN102753718A (zh) 2010-02-25 2011-02-21 无方向性电磁钢板
US13/578,853 US8591671B2 (en) 2010-02-25 2011-02-21 Non-oriented electrical steel sheet

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2010039867 2010-02-25
JP2010-039867 2010-02-25

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2011105327A1 true WO2011105327A1 (ja) 2011-09-01

Family

ID=44506735

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2011/053676 WO2011105327A1 (ja) 2010-02-25 2011-02-21 無方向性電磁鋼板

Country Status (8)

Country Link
US (1) US8591671B2 (ja)
EP (1) EP2540853B1 (ja)
JP (1) JP4860783B2 (ja)
KR (1) KR101302895B1 (ja)
CN (1) CN102753718A (ja)
BR (1) BR112012021177B1 (ja)
TW (1) TWI398530B (ja)
WO (1) WO2011105327A1 (ja)

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2013046661A1 (ja) * 2011-09-27 2013-04-04 Ｊｆｅスチール株式会社 無方向性電磁鋼板

Families Citing this family (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
TWI468533B (zh) * 2012-05-31 2015-01-11 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Non - directional electromagnetic steel plate
JP2014177684A (ja) * 2013-03-15 2014-09-25 Jfe Steel Corp 高周波鉄損特性に優れる無方向性電磁鋼板
CN104152800A (zh) * 2014-08-07 2014-11-19 河北钢铁股份有限公司 低磁各向异性无取向硅钢板及其制备工艺
CR20170156A (es) * 2014-10-20 2017-09-22 Arcelormittal Método de producción de hojalata conteniendo una lámina de acero de silicio de grano no orientado, lámina de acero obtenida y uso de esta.
BR112017021976B1 (pt) * 2015-04-27 2021-12-28 Nippon Steel Corporation Chapa de aço magnético não orientado
EP3399061B1 (en) 2015-12-28 2020-06-17 JFE Steel Corporation Non-oriented electrical steel sheet and method for manufacturing non-oriented electrical steel sheet
KR101892231B1 (ko) 2016-12-19 2018-08-27 주식회사 포스코 무방향성 전기강판 및 그 제조방법
WO2020091039A1 (ja) * 2018-11-02 2020-05-07 日本製鉄株式会社 無方向性電磁鋼板

Citations (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0293043A (ja) * 1988-09-30 1990-04-03 Nkk Corp プラスチック成形用工具鋼
JPH06108149A (ja) 1992-09-29 1994-04-19 Nippon Steel Corp 需要家焼鈍後の鉄損が極めて優れた無方向性珪素鋼板の製造方法
JP2001288542A (ja) * 2000-04-04 2001-10-19 Nippon Steel Corp 耐リジング性に優れるＣｒ含有薄鋼板およびその製造方法
JP2002212689A (ja) * 2001-01-22 2002-07-31 Nkk Corp 電磁鋼板
JP2002212688A (ja) * 2001-01-22 2002-07-31 Nkk Corp 無方向性電磁鋼板
JP2002241907A (ja) 2001-02-19 2002-08-28 Kawasaki Steel Corp 高周波磁気特性及び打ち抜き加工性に優れる無方向性電磁鋼板
JP2002294417A (ja) 2001-04-02 2002-10-09 Nkk Corp 疲労特性に優れた無方向性電磁鋼板
JP2003183788A (ja) * 2001-12-11 2003-07-03 Jfe Engineering Kk 鉄損およびかしめ性に優れた無方向性電磁鋼板
JP2003247052A (ja) * 2001-12-19 2003-09-05 Jfe Steel Kk 高周波特性に優れた無方向性電磁鋼板
JP2007516345A (ja) 2003-05-14 2007-06-21 エイケイ・スティール・プロパティーズ・インコーポレイテッド 無方向性電磁鋼ストリップの改善された製造方法
JP2007162062A (ja) 2005-12-13 2007-06-28 Sumitomo Metal Ind Ltd 回転子用無方向性電磁鋼板の製造方法

Family Cites Families (15)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US5783143A (en) * 1994-02-18 1998-07-21 Handa; Takuo Alloy steel resistant to molten zinc
JP4018790B2 (ja) * 1998-02-10 2007-12-05 新日本製鐵株式会社 高周波用無方向性電磁鋼板およびその製造方法
JP4068731B2 (ja) * 1998-10-07 2008-03-26 新日本製鐵株式会社 高級無方向性電磁鋼板およびその製造方法
JP4288811B2 (ja) * 2000-01-20 2009-07-01 Ｊｆｅスチール株式会社 無方向性電磁鋼板およびその製造方法
JP4622162B2 (ja) * 2000-06-19 2011-02-02 Ｊｆｅスチール株式会社 無方向性電磁鋼板
WO2001098550A1 (fr) * 2000-06-19 2001-12-27 Nkk Corporation Feuille d'acier electromagnetique non orientee et son procede de production
JP4852804B2 (ja) * 2001-07-13 2012-01-11 Ｊｆｅスチール株式会社 無方向性電磁鋼板
JP3835227B2 (ja) * 2001-09-21 2006-10-18 住友金属工業株式会社 無方向性電磁鋼板とその製造方法
JP3947964B2 (ja) * 2002-02-26 2007-07-25 Ｊｆｅスチール株式会社 歪取り焼鈍後の磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板の製造方法
WO2004059022A1 (ja) * 2002-12-24 2004-07-15 Jfe Steel Corporation Fe-Cr-Si系無方向性電磁鋼板およびその製造方法
US7662242B2 (en) 2004-11-04 2010-02-16 Nippon Steel Corporation Non-oriented electrical steel superior in core loss
US7922834B2 (en) 2005-07-07 2011-04-12 Sumitomo Metal Industries, Ltd. Non-oriented electrical steel sheet and production process thereof
JPWO2007144964A1 (ja) * 2006-06-16 2009-10-29 新日本製鐵株式会社 高強度電磁鋼板およびその製造方法
JP4510911B2 (ja) 2008-07-24 2010-07-28 新日本製鐵株式会社 高周波用無方向性電磁鋼鋳片の製造方法
CN101603145B (zh) * 2009-07-28 2011-12-07 首钢总公司 一种高效电机用无取向电工钢的制造方法

Patent Citations (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0293043A (ja) * 1988-09-30 1990-04-03 Nkk Corp プラスチック成形用工具鋼
JPH06108149A (ja) 1992-09-29 1994-04-19 Nippon Steel Corp 需要家焼鈍後の鉄損が極めて優れた無方向性珪素鋼板の製造方法
JP2001288542A (ja) * 2000-04-04 2001-10-19 Nippon Steel Corp 耐リジング性に優れるＣｒ含有薄鋼板およびその製造方法
JP2002212689A (ja) * 2001-01-22 2002-07-31 Nkk Corp 電磁鋼板
JP2002212688A (ja) * 2001-01-22 2002-07-31 Nkk Corp 無方向性電磁鋼板
JP2002241907A (ja) 2001-02-19 2002-08-28 Kawasaki Steel Corp 高周波磁気特性及び打ち抜き加工性に優れる無方向性電磁鋼板
JP2002294417A (ja) 2001-04-02 2002-10-09 Nkk Corp 疲労特性に優れた無方向性電磁鋼板
JP2003183788A (ja) * 2001-12-11 2003-07-03 Jfe Engineering Kk 鉄損およびかしめ性に優れた無方向性電磁鋼板
JP2003247052A (ja) * 2001-12-19 2003-09-05 Jfe Steel Kk 高周波特性に優れた無方向性電磁鋼板
JP2007516345A (ja) 2003-05-14 2007-06-21 エイケイ・スティール・プロパティーズ・インコーポレイテッド 無方向性電磁鋼ストリップの改善された製造方法
JP2007162062A (ja) 2005-12-13 2007-06-28 Sumitomo Metal Ind Ltd 回転子用無方向性電磁鋼板の製造方法

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
See also references of EP2540853A4 *

Cited By (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2013046661A1 (ja) * 2011-09-27 2013-04-04 Ｊｆｅスチール株式会社 無方向性電磁鋼板
CN103827333A (zh) * 2011-09-27 2014-05-28 杰富意钢铁株式会社 无取向电磁钢板
JPWO2013046661A1 (ja) * 2011-09-27 2015-03-26 Ｊｆｅスチール株式会社 無方向性電磁鋼板
US9466411B2 (en) 2011-09-27 2016-10-11 Jfe Steel Corporation Non-oriented electrical steel sheet

Also Published As

Publication number Publication date
US20120321502A1 (en) 2012-12-20
JPWO2011105327A1 (ja) 2013-06-20
JP4860783B2 (ja) 2012-01-25
KR101302895B1 (ko) 2013-09-06
CN102753718A (zh) 2012-10-24
BR112012021177A2 (pt) 2016-05-17
BR112012021177B1 (pt) 2018-06-05
TWI398530B (zh) 2013-06-11
EP2540853A1 (en) 2013-01-02
EP2540853A4 (en) 2013-10-30
US8591671B2 (en) 2013-11-26
KR20120099533A (ko) 2012-09-10
EP2540853B1 (en) 2015-05-27
TW201139699A (en) 2011-11-16

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP4860783B2 (ja) 無方向性電磁鋼板
WO2019017426A1 (ja) 無方向性電磁鋼板
JP6842546B2 (ja) 無方向性電磁鋼板およびその製造方法
TWI445828B (zh) High strength non - directional electromagnetic steel plate
JP5429411B1 (ja) 無方向性電磁鋼板
TW200403346A (en) Nonoriented magnetic steel sheet, member for rotary machine and rotary machine
JP6432173B2 (ja) 全周の磁気特性が良好な無方向性電磁鋼板
MX2013009670A (es) Lamina de acero electrico no orientado y metodo para fabricar la misma.
TW202028480A (zh) 無方向性電磁鋼板及其製造方法
WO2013121924A1 (ja) 無方向性電磁鋼板
TW201443248A (zh) 高頻率鐵損特性優良的無方向性電磁鋼板
JP2024041844A (ja) 無方向性電磁鋼板の製造方法
TWI550104B (zh) 高頻率鐵損特性優良的無方向性電磁鋼板
JP5824965B2 (ja) 無方向性電磁鋼板の製造方法
KR101653142B1 (ko) 무방향성 전기강판 및 그의 제조방법
JP5310599B2 (ja) 高周波用無方向性電磁鋼板の製造方法
JP7253054B2 (ja) 磁性に優れる無方向性電磁鋼板およびその製造方法
JP2023554123A (ja) 無方向性電磁鋼板およびその製造方法
JP5768327B2 (ja) 高磁場鉄損の優れた無方向性電磁鋼板の製造方法
JP4258163B2 (ja) 歪取焼鈍後の磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板
JP7001210B1 (ja) 無方向性電磁鋼板およびその製造方法
JP2002115034A (ja) 無方向性電磁鋼板とその冷延用素材ならびにその製造方法
US20230021013A1 (en) Non-oriented electrical steel sheet and manufacturing method therefor
JP2023507592A (ja) 無方向性電磁鋼板およびその製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 201180009335.4

Country of ref document: CN

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2011522315

Country of ref document: JP

121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 11747288

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 5656/DELNP/2012

Country of ref document: IN

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 13578853

Country of ref document: US

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 20127021514

Country of ref document: KR

Kind code of ref document: A

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2011747288

Country of ref document: EP

REG Reference to national code

Ref country code: BR

Ref legal event code: B01A

Ref document number: 112012021177

Country of ref document: BR

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 112012021177

Country of ref document: BR

Kind code of ref document: A2

Effective date: 20120823