WO2024095595A1 - 無方向性電磁鋼板とその製造方法 - Google Patents

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WO2024095595A1
WO2024095595A1 PCT/JP2023/031961 JP2023031961W WO2024095595A1 WO 2024095595 A1 WO2024095595 A1 WO 2024095595A1 JP 2023031961 W JP2023031961 W JP 2023031961W WO 2024095595 A1 WO2024095595 A1 WO 2024095595A1
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WO
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steel sheet
less
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total
mass
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PCT/JP2023/031961
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English (en)
French (fr)
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善彰 財前
智幸 大久保
勇人 齋藤
孝明 田中
龍一 末廣
Original Assignee
Ｊｆｅスチール株式会社
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    • 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
    • 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
    • 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
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing 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
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
    • 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
    • H01F1/147—Alloys characterised by their composition

Definitions

  • the present invention relates to a non-oriented electrical steel sheet with excellent magnetic properties and a method for manufacturing the same.
  • HEVs hybrid electric vehicles
  • EVs electric vehicles
  • FCEVs fuel cell vehicles
  • the above motors have been improving in both efficiency and power output, and for EV motors that do not have internal combustion engines such as engines, there is a growing demand for higher motor power output.
  • Non-oriented electromagnetic steel sheets are often used as the iron core material for the drive motors of these EVs, and there is a strong demand for these steel sheets to have low iron loss in the high magnetic flux density range in order to achieve high motor power and high efficiency.
  • non-oriented electrical steel sheets have been designed to reduce iron loss by adding alloying elements such as Si and Al to increase resistivity or by reducing the sheet thickness to reduce eddy current loss.
  • alloying elements such as Si and Al to increase resistivity or by reducing the sheet thickness to reduce eddy current loss.
  • adding a large amount of alloying elements reduces saturation magnetic flux density, even if it can reduce iron loss.
  • the reduction in magnetic flux density increases copper loss in the motor, which leads to reduced motor efficiency.
  • reducing the sheet thickness requires reducing the thickness of the hot-rolled steel sheet or increasing the cold rolling reduction rate, which leads to reduced productivity. Therefore, if a non-oriented electrical steel sheet that has low core loss in the high magnetic flux density range could be developed without reducing the magnetic flux density or reducing productivity, it would be expected to greatly contribute to the miniaturization and efficiency improvement of electrical equipment.
  • Patent Document 1 discloses a method in which P is added to control the crystal orientation (texture) of the steel, thereby increasing the magnetic flux density and achieving low iron loss in the high magnetic flux density range.
  • Patent Document 1 since P is an element that segregates at grain boundaries and causes embrittlement of steel, the technology disclosed in Patent Document 1 cannot stably obtain low iron loss in the high magnetic flux density range and cannot fully meet the current demands for non-oriented electrical steel sheets.
  • the present invention was made in consideration of the above problems with the conventional technology, and its purpose is to provide a non-oriented electrical steel sheet with low core loss in the high magnetic flux density range without causing a decrease in magnetic flux density or productivity, and to propose an advantageous manufacturing method for the same.
  • the inventors conducted extensive research focusing on the effect of the surface condition on the magnetic properties of non-oriented electrical steel sheet. Specifically, the Co content in the steel was controlled within a specified range, and the steel sheet before final annealing was subjected to an electrolytic alkaline degreasing treatment (hereinafter referred to as "electrolytic degreasing treatment”, “electrolytic alkaline treatment”, or “alkali treatment”) under specified conditions, and then final annealing was performed at a low dew point of -70 to -10°C, controlling the amount of nitrogen in the surface layer within a specified range.
  • electrolytic degreasing treatment electrolytic alkaline degreasing treatment
  • electrolytic alkaline treatment electrolytic alkaline treatment
  • alkali treatment electrolytic alkaline treatment
  • the non-oriented electrical steel sheet according to the present invention which is based on the above findings, is configured as follows. [1] In mass%, it contains C: 0.0050% or less, Si: 2.0 to 6.5%, Mn: 0.05 to 2.00%, P: 0.10% or less, S: 0.0050% or less, Al: 0.3 to 2.0%, N: 0.0010% to 0.0050%, Co: 0.0010 to 0.010%, Ti: 0.0030% or less, Nb: 0.0030% or less, O: 0.0050% or less, and the balance is Fe and unavoidable impurities, and has a component composition consisting of and a nitrogen content Nc at a center portion of the steel sheet thickness and the nitrogen content Nc at the surface of the steel sheet and the nitrogen content Nc at the surface layer of the steel sheet satisfy the following formula (1): and the iron loss of the steel sheet excited at 50 Hz and 1.7 T is 3.2 W/kg or less.
  • the steel sheet is a non-oriented electrical steel sheet further containing, in addition to the above-mentioned chemical composition, one or more components selected from the following groups A to C: In the above weight percent, Group A: One or two selected from Sn: 0.005-0.20%, Sb: 0.005-0.20% Group B: One or more selected from Cu, Ni and Cr: 0.03-1.0% in total Group C: one or more selected from Ca, Mg and REM: 0.0005 to 0.020% in total [4] In the above [1] to [3], the steel sheet is a non-oriented electrical steel sheet containing, in addition to the above-mentioned chemical composition, one or more components selected from the following groups D to G.
  • Group D one or two selected from Ge and Ga: 0.0005 to 0.01% in total
  • E group Zn: 0.001-0.05%
  • F group one or more selected from Mo
  • As and W 0.001 to 0.05% in total
  • Group G one or more selected from B, Pb and V: 0.0001 to 0.01% in total
  • a method for producing a non-oriented electrical steel sheet according to the present invention based on the above findings is configured as follows. [5] A composition containing, by mass%, C: 0.0050% or less, Si: 2.0 to 6.5%, Mn: 0.05 to 2.00%, P: 0.10% or less, S: 0.0050% or less, Al: 0.3 to 2.0%, N: 0.0010 to 0.0050%, Co: 0.0010 to 0.010%, Ti: 0.0030% or less, Nb: 0.0030% or less, O: 0.0050% or less, with the balance being Fe and unavoidable impurities.
  • the method for producing a non-oriented electrical steel sheet includes a hot rolling step of hot rolling a steel slab having a structural composition to obtain a hot-rolled sheet, a cold rolling step of annealing the hot-rolled sheet or, without annealing, performing one cold rolling or two or more cold rolling steps with intermediate annealing in between to obtain a cold-rolled sheet, an electrolytic degreasing step of electrolytically degreasing the cold-rolled sheet, and a finish annealing step of finish annealing the electrolytically degreased cold-rolled sheet, wherein the electrolytic degreasing is performed for 1 to 15 seconds using an alkaline solution having a current density of 3 to 12 (C/ dm2 ), a concentration of 1 to 10%, and a liquid temperature of 30 to 120°C, and the finish annealing is performed at a dew point of -70 to -10°C.
  • the method for producing a non-oriented electrical steel sheet is characterized in that the steel slab further contains one or more components selected from Groups A to C in addition to the above-mentioned chemical composition.
  • Group A One or two selected from Sn: 0.005-0.20 mass%, Sb: 0.005-0.20 mass%
  • Group B One or more selected from Cu, Ni and Cr: 0.03-1.0 mass% in total
  • Group C one or more selected from Ca, Mg and REM: 0.0005 to 0.020 mass% in total
  • the method for producing a non-oriented electrical steel sheet further contains, in addition to the above-mentioned chemical composition, one or more components selected from the following groups D to G: In mass percent, Group D: one or more selected from Ge and Ga: 0.0005 to 0.01% in total E group: Zn: 0.001-0.05%
  • F group one or more selected from Mo, As and W: 0.001 to 0.05% in total
  • Group G one or more selected from
  • the present invention makes it possible to manufacture non-oriented electrical steel sheets with low iron loss in the high magnetic flux density range, making it possible to provide materials suitable for manufacturing motors that realize the miniaturization and high efficiency of electrical equipment.
  • 1 is a graph showing the relationship between Co content and iron loss.
  • 1 is a graph showing the relationship between the amount of surface layer nitriding (NasAlN)/Nc and iron loss.
  • 1 is a graph showing the relationship between electric charge density and iron loss.
  • 1 is a graph showing the relationship between the charge density and the surface layer nitride amount (NasAlN)/Nc.
  • 1 is a graph showing the relationship between alkali treatment concentration and iron loss.
  • 1 is a graph showing the relationship between the alkali treatment concentration and the surface layer nitride amount (NasAlN)/Nc.
  • 1 is a graph showing the relationship between alkali treatment temperature and iron loss.
  • 1 is a graph showing the relationship between the alkali treatment temperature and the surface layer nitride amount (NasAlN)/Nc.
  • 1 is a graph showing the relationship between alkali treatment time and iron loss.
  • 1 is a graph showing the relationship between the alkali treatment time and the surface layer nitride amount (NasAlN)/Nc.
  • Example 1 A steel containing 0.0025 mass% C, 2.9 mass% Si, 0.3 mass% Mn, 0.01 mass% P, 0.0019 mass% S, 0.6 mass% Al, 0.0023 mass% N, 0.0015 mass% Ti, 0.0009 mass% Nb, and 0.0020 mass% O, with Co varying in a range of 0.0001 to 0.02 mass%, and the balance being Fe and unavoidable impurities, was melted in a vacuum furnace and cast into a steel ingot. Next, the sheet was hot-rolled to a thickness of 2.0 mm, and then annealed at 950°C for 30 seconds.
  • the sheet was cold-rolled to a final thickness of 0.25 mm.
  • Test pieces measuring 30 mm wide x 180 mm long were cut out from the rolling direction (L direction) and width direction (C direction) of the thus obtained finish annealed sheet, and the iron loss W 17/50 in the high magnetic flux density region in the (L + C) direction was measured by the Epstein test.
  • the concentration (mass%) of nitrogen N present as AlN in the layer from the steel sheet surface to 1/20 of the sheet thickness and the concentration (mass%) of nitrogen N in the center of the steel sheet were analyzed by electrolytic extraction for this finish annealed sheet.
  • the ratio of the amount of nitrogen forming AlN in the layer (surface layer) from the steel sheet surface to 1/20 of the sheet thickness and the amount of nitrogen in the center of the steel sheet thickness is strongly correlated with the iron loss in the high magnetic flux density region.
  • Figure 2 shows the relationship between the ratio of the amount of nitrogen (amount of nitride in the surface layer/amount of nitrogen in the center of the sheet thickness) and the iron loss W 17/50 . It was found that the iron loss is greatly reduced when this ratio is 3.0 or less, and that the Co content of all steel sheets with this ratio of the amount of nitride being 3.0 or less is within the range of 0.001 to 0.01 mass%.
  • the steel sheet was manufactured as follows.
  • the sheet was hot-rolled to a thickness of 2.2 mm, and then annealed at 980°C for 30 seconds. After pickling, the sheet was cold-rolled to a final thickness of 0.35 mm.
  • the cold-rolled sheet was then electrolytically treated by changing the electrical charge density from 1 to 15 (C/dm 2 ) and immersing it in 3% sodium hydroxide at a liquid temperature of 90°C for 8 seconds.
  • a steel sheet was manufactured as follows. A steel containing C: 0.0028 mass%, Si: 3.2 mass%, Mn: 0.6 mass%, P: 0.01 mass%, S: 0.0019 mass%, Al: 0.8 mass%, N: 0.0022 mass%, Ti: 0.0011 mass%, Nb: 0.0007 mass%, O: 0.0020 mass%, Co: 0.0027 mass%, and the balance being Fe and inevitable impurities, was melted in a vacuum furnace and cast into a steel ingot. Next, the sheet was hot-rolled to a thickness of 2.2 mm, and then annealed at 980°C for 30 seconds.
  • the sheet was cold-rolled to a final thickness of 0.35 mm.
  • the cold-rolled sheet was then immersed in potassium hydroxide with a charge density of 4 (C/ dm2 ) and a liquid temperature of 90°C for 6 seconds, which was changed from 0.5 to 20%, for electrolysis.
  • the steel sheet was manufactured as follows.
  • the sheet was hot-rolled to a thickness of 2.2 mm, and then annealed at 980°C for 30 seconds.
  • the sheet was cold-rolled to a final thickness of 0.35 mm.
  • the cold-rolled sheet was then immersed in 3% calcium hydroxide for 4 seconds with a charge density of 4 (C/ dm2 ) and a liquid temperature of 20 to 150°C, and electrolytically treated.
  • the steel sheet was manufactured as follows. A steel containing C: 0.0028 mass%, Si: 3.2 mass%, Mn: 0.6 mass%, P: 0.01 mass%, S: 0.0019 mass%, Al: 0.8 mass%, N: 0.0022 mass%, Ti: 0.0011 mass%, Nb: 0.0007 mass%, O: 0.0020 mass%, Co: 0.0027 mass%, and the balance being Fe and inevitable impurities, was melted in a vacuum furnace and cast into a steel ingot. Next, the sheet was hot-rolled to a thickness of 2.2 mm, and then annealed at 980°C for 30 seconds.
  • the sheet was cold-rolled to a final thickness of 0.35 mm.
  • the cold-rolled sheet was then immersed in 3% sodium hydroxide with a charge density of 3 (C/ dm2 ) and a liquid temperature of 35°C for 5 to 30 seconds, and electrolytically treated.
  • Test pieces with a width of 30 mm and a length of 180 mm were cut out from the rolling direction (L direction) and the width direction (C direction) of the thus obtained finish annealed sheet, and the iron loss W 17/50 in the high magnetic flux density region in the (L + C) direction was measured by the Epstein test. Furthermore, the nitrogen content (N as AlN) of the steel sheet surface layer and the nitrogen content in the steel sheet thickness center were analyzed using the extraction residue.
  • the oxide layer of the steel sheet surface layer formed during finish annealing becomes thick, and nitriding during finish annealing is promoted through the oxide film.
  • Non-oriented electrical steel sheet The non-oriented electrical steel sheet according to this embodiment will be described. First, the reasons for limiting the composition of the non-oriented electrical steel sheet will be described. Note that “%” for components means “mass %” unless otherwise specified.
  • C 0.0050% or less
  • C is a harmful element that causes magnetic aging, forms carbides and precipitates, and deteriorates iron loss characteristics. Therefore, the C content is limited to 0.0050% or less. Preferably, the C content is 0.0040% or less. There is no particular lower limit for the C content, but from the viewpoint of suppressing the decarburization cost in the refining process, it is preferably about 0.0001%.
  • Si 2.0 to 6.5%
  • Si has the effect of increasing the resistivity of steel and reducing iron loss.
  • Si has the effect of increasing the strength of steel by solid solution strengthening, so the Si content is set to 2.0% or more.
  • the Si content is set to 6.5%.
  • the Si content is preferably 2.5 to 6.0%.
  • Mn 0.05 to 2.00% Mn, like Si, is a useful element for increasing the resistivity and strength of steel. It is also an element that forms sulfides to improve hot brittleness, so the Mn content is set to 0.05% or more. On the other hand, if the Mn content exceeds 2.00%, it causes slab cracking and deteriorates the operability in steelmaking, so the upper limit is set to 2.00%. Preferably, the Mn content is in the range of 0.10 to 1.50%.
  • P 0.10% or less
  • P is an element that has a large effect of increasing resistivity and reducing eddy current loss, so it can be added appropriately.
  • the upper limit of the P content is set to 0.10%.
  • the P content is 0.05% or less.
  • the P content is preferably 0.001% or more.
  • the upper limit of the S content is set to 0.0050%.
  • the S content is 0.0030% or less.
  • Al 0.3 to 2.0% Like Si, Al has the effect of increasing the resistivity of steel and reducing iron loss. However, if the Al content exceeds 2.0%, the steel becomes embrittled and difficult to roll, so the upper limit is set to 2.0%. On the other hand, if the Al content is less than 0.3%, fine nitrides are formed and precipitated, which rather deteriorates the iron loss characteristics, so the lower limit is set to 0.3%.
  • the Al content is preferably 0.4 to 1.5%.
  • N 0.0010 to 0.0050%
  • N is a harmful element that forms nitrides and deteriorates magnetic properties, so it is limited to 0.0050% or less.
  • limiting the N content to 0.0010% or less would significantly increase the cost of the refining process, so the lower limit is set to 0.0010%.
  • the N content is preferably 0.0015 to 0.0040%.
  • Co 0.0010 to 0.010%
  • the Co content is set to 0.0010% or more.
  • the oxide film layer (nitridation suppression layer) containing Co is not formed by the electrolytic alkaline pretreatment, although the reason is unclear, so the Co content is limited to 0.010% or less.
  • the Co content is 0.002 to 0.007%.
  • Ti 0.0030% or less
  • Ti is a harmful element that forms and precipitates fine carbonitrides, increasing iron loss.
  • the upper limit is set to 0.0030%.
  • the Ti content is 0.0020% or less.
  • Nb 0.0030% or less
  • Nb is a harmful element that forms fine carbonitrides and precipitates, increasing iron loss.
  • the Nb content exceeds 0.0030%, the above-mentioned adverse effects become significant, so the upper limit is set to 0.0030%.
  • the Nb content is 0.0020% or less.
  • O 0.0050% or less Since O is a harmful element that forms oxides and deteriorates magnetic properties, the O content is limited to 0.0050% or less. Preferably, the O content is 0.0040% or less.
  • the remainder of the non-oriented electrical steel sheet according to this embodiment is Fe and unavoidable impurities.
  • Sn and Sb have the effect of improving the recrystallized texture and improving the magnetic flux density and iron loss.
  • the Sn and Sb contents must be 0.005% or more.
  • the Sn and Sb contents are preferably 0.005-0.20%.
  • Group B one or more selected from Cu, Ni and Cr: 0.03 to 1.0% in total Cu, Ni, and Cr have the effect of increasing resistivity and reducing iron loss.
  • the total content of one or more selected from Cu, Ni, and Cr is 0.03% or more. Addition of one or more selected from Cu, Ni, and Cr in a total content of 1.0% or more leads to an increase in cost. Therefore, the total content of one or more selected from Cu, Ni, and Cr is preferably 0.03 to 1.0%. More preferably, the total content of one or more selected from Cu, Ni, and Cr is 0.05 to 0.8%.
  • Group C one or more selected from Ca, Mg and REM: 0.0005 to 0.020% in total Ca, Mg and REM have the effect of forming stable sulfides and improving grain growth.
  • the total content of one or more of Ca, Mg and REM is set to 0.0005% or more.
  • the total content of one or more of Ca, Mg and REM is preferably set to 0.0005 to 0.020%.
  • composition of the non-oriented electrical steel sheet it is preferable to further contain at least one group of components selected from the following groups D to G.
  • Group D one or two selected from Ge and Ga: 0.0005 to 0.01% in total Ge and Ga are elements that have the effect of improving the texture.
  • the total content of Ge and Ga is preferably set to 0.0020% or more.
  • the total content of Ge and Ga is set to 0.01% or less, and preferably to 0.0050% or less.
  • Zn 0.001-0.05%
  • Zn is an element that has the effect of suppressing nitridation during finish annealing.
  • the Zn content is 0.001 mass% or more, preferably 0.002% or more.
  • the Zn content exceeds 0.05 mass%, Zn forms sulfides, which increases iron loss. Therefore, the Zn content is limited to 0.05 mass% or less.
  • the Zn content is preferably in the range of 0.002 to 0.01 mass%.
  • F group one or more selected from Mo, As and W: 0.001 to 0.05% in total Mo
  • As and W are elements that have the effect of improving high-temperature strength, and by adding one or more of Mo, As and W, surface defects (scuffs) in the non-oriented electrical steel sheet can be suppressed.
  • the steel plate of the present invention is a high alloy steel, and the surface is easily oxidized, so that the occurrence rate of scabs due to surface cracks is high. Therefore, by adding one or more of Mo, As and W, the above cracks can be suppressed.
  • the total content of Mo, As, and W is set to 0.001% or more, preferably 0.005% or more.
  • the total content is set to 0.05% or less, preferably 0.02% or less.
  • Group G one or more selected from B, Pb and V: 0.0001 to 0.01% in total B, Pb and V are elements that have the effect of segregating at grain boundaries and improving the toughness of a steel sheet.
  • the steel plate of the present invention is a high alloy steel, and may have low toughness. Therefore, the toughness can be improved by adding one or more of B, Pb, and V.
  • the total content of B, Pb, and V is set to 0.0001% or more, preferably 0.0005% or more.
  • the total content exceeds 0.01%, carbonitrides are formed, which leads to an increase in iron loss. Therefore, the total content is set to 0.01% or less, preferably 0.0050% or less.
  • Oxide layer containing Si, Al and Co on the surface of the steel sheet The oxide layer containing Si, Al and Co suppresses nitridation on the surface of the steel sheet and realizes low iron loss. Therefore, at least one of the steel sheets has an oxide layer containing Si, Al and Co on its surface.
  • the oxide may be amorphous, may be a crystalline phase, or may be a composite oxide of amorphous and crystalline.
  • the ratio of the crystalline phase to the total of the amorphous phase and the crystalline phase contained in the oxide layer is preferably 0% or more and 30% or less, more preferably 0% or more and 10% or less.
  • Al concentration in oxide layer is 10 at% or more Among the elements contained in the oxide layer, Al and Co have a nitridation suppression effect, and the Al concentration is preferably 10 at% or more. This is because a higher Al concentration results in a denser oxide film, which increases the nitridation suppression effect during finish annealing.
  • the amount of Co added is very small, and when it is contained in the oxide layer, it exhibits the effect of suppressing nitridation. The difference in effect due to the concentration of Co is very small, and therefore the amount of Co added is not particularly limited.
  • it is preferable to set the electrical charge density of the electrolytic alkaline treatment to 5 to 10 (C/dm 2 ).
  • the thickness of the oxide layer is preferably 5 nm or more from the viewpoint of suppressing nitridation. On the other hand, if the oxide layer is excessively thick, the space factor of the steel sheet decreases, so the thickness of the oxide layer is preferably 50 nm or less.
  • the proportion of the crystalline phase and the thickness of the oxide layer can be measured by observation with a transmission electron microscope (TEM) and a scanning transmission electron microscope (STEM) and by energy dispersive X-ray spectroscopy (EDS) analysis. Specifically, a STEM-EDS element distribution map is measured at 50,000 times or more with a beam system of 1 nm or less, and then a TEM image is obtained at 300,000 times or more. From the obtained STEM-EDS element distribution map and TEM image, the regions where Al and O exist and where lattice fringes can be confirmed are regarded as crystalline phases, and the other regions where Al and O exist are regarded as amorphous phases.
  • TEM transmission electron microscope
  • STEM scanning transmission electron microscope
  • EDS energy dispersive X-ray spectroscopy
  • the thickness of the oxide layer can be measured by measuring the thickness of the Al region in the STEM-EDS elemental analysis map. Specifically, an EDS line profile is acquired at intervals of 0.5 nm, and from the obtained element distributions of Al, Si, Co, and O, the region where the weight fraction of O is 10% or more and the weight fractions of Al, Si, and Co are 3% or more is treated as the oxide layer.
  • the oxide layer may contain Fe, and the Fe concentration in the oxide layer is not particularly limited to an upper limit, but is preferably less than 100% as a ratio to Al or Si, or the sum of both. Measurements can be performed using STEM-EDS (100,000 times) or the like.
  • the amount of nitrogen (NasAlN) in the steel sheet surface layer present as AlN in the layer from the surface of the steel sheet to 1/20 of the sheet thickness is 0.01 mass% or less. If fine AlN precipitates are present in the steel sheet surface layer, iron loss in the high magnetic flux density region increases and magnetic properties deteriorate. Therefore, it is necessary to suppress the formation of AlN, and the amount of nitrogen present as AlN is expressed as an index of AlN, and the amount of nitrogen (NasAlN) in the steel sheet surface layer present as AlN is 0.01 mass% or less.
  • the nitrogen content Nc at the center of the steel plate thickness and the nitrogen content (NasAlN) in the surface layer of the steel plate satisfy the formula (1): (NasAlN)/Nc ⁇ 3.0 (1)
  • the ratio of the amount of nitrogen forming AlN in the layer from the steel sheet surface to 1/20 of the sheet thickness (surface layer) to the amount of nitrogen in the center of the steel sheet thickness has a strong correlation with iron loss in the high magnetic flux density region. Since iron loss decreases significantly when the nitrogen amount ratio is 3.0 or less, the nitrogen amount ratio was set to 3.0 or less.
  • Iron loss of steel sheet is 3.2 W/kg or less. If the iron loss exceeds 3.2 W/kg, the motor may generate heat or the efficiency of the motor may decrease when the motor is driven in the high torque range. Therefore, the iron loss of the steel sheet is set to 3.2 W/kg or less.
  • the method includes a hot rolling step of hot rolling a steel slab having the above-mentioned composition to obtain a hot-rolled sheet, a cold rolling step of annealing the hot-rolled sheet or performing one cold rolling or two or more cold rolling steps with intermediate annealing sandwiched therebetween to obtain a cold-rolled sheet without annealing, an electrolytic degreasing step of electrolytically degreasing the cold-rolled sheet, and a finish annealing step of finish annealing the electrolytically degreased cold-rolled sheet, the electrolytic degreasing being performed for 1 to 15 seconds using an alkaline solution with a charge density of 3 to 12 (C/dm 2 ), a concentration of 1 to 10%, and a liquid temperature of 30 to 120° C., and a dew point of ⁇ 70 to ⁇ 10° C. during the finish anne
  • the steel slab used in the manufacture of the non-oriented electrical steel sheet according to this embodiment can be produced by melting steel having the above-mentioned component composition suitable for the present invention through a commonly known refining process using a converter, an electric furnace, a vacuum degassing device, etc., and then by a conventional continuous casting method or an ingot making-blooming rolling method.
  • a thin cast piece having a thickness of 100 mm or less may also be produced by a direct casting method.
  • the steel slab is usually hot-rolled by a known method to obtain a hot-rolled sheet.
  • the steel slab is usually reheated to a predetermined temperature in a heating furnace before being subjected to hot rolling, but it may be subjected to hot rolling immediately after casting without being reheated. In the case of a thin cast piece, it may be hot-rolled or may be directly subjected to the subsequent steps without hot rolling.
  • the hot-rolled sheet may be annealed, or may be directly proceeded to the subsequent process without annealing.
  • the hot-rolled sheet annealing following hot rolling is preferably performed at a soaking temperature in the range of 800 to 1100 ° C. If the soaking temperature is less than 800 ° C, the effect of hot-rolled sheet annealing is small, and sufficient improvement of magnetic properties cannot be obtained. On the other hand, if the soaking temperature exceeds 1100 ° C, the crystal grains become coarse, which promotes brittle fracture (sheet breakage) during cold rolling or is disadvantageous in terms of manufacturing costs.
  • the soaking time is preferably 3 min or less from the viewpoint of ensuring productivity. More preferably, the soaking temperature is 850 to 1000 ° C, and the soaking time is 1 min or less.
  • Cold rolling is a process in which the hot-rolled annealed sheet that has been pickled is cold-rolled to the sheet thickness of the product sheet (final sheet thickness).
  • the steel sheet after the hot-rolled sheet annealing is then cold-rolled once or twice or more times with intermediate annealing between them to obtain a cold-rolled sheet having a final thickness.
  • the final thickness (product thickness) of the cold-rolled sheet is not particularly limited, but is preferably 0.50 mm or less from the viewpoint of obtaining the effect of reducing iron loss.
  • the cold-rolled sheet is electrolytically treated with an alkaline solution.
  • the conditions for the electrolytic alkaline treatment are a charge density of 3 to 12 (C/dm 2 ), an alkaline solution concentration of 1 to 10%, a treatment temperature of 30 to 120° C., and a time of 1 to 15 seconds in order to form a nitriding suppression layer (oxidation layer) during finish annealing.
  • the alkaline solution is selected from any one of sodium hydroxide, potassium hydroxide, calcium hydroxide, and sodium orthosilicate.
  • the charge density is preferably set to 5 to 10 (C/dm 2 ).
  • the finish annealing is performed at a low dew point. Specifically, the finish annealing is performed at a dew point of -70 to -10°C. This is because if the dew point exceeds -10°C, an oxide layer is formed inside the steel sheet, and the desired nitriding inhibition layer (oxide layer) is not formed on the surface layer of the steel sheet. In addition, since a low dew point of less than -70°C increases the industrial cost, the dew point of the finish annealing is set to -70 to -10°C.
  • the soaking temperature during finish annealing is preferably 900 to 1200°C, and more preferably 1000 to 1100°C.
  • the soaking time during finish annealing is preferably 1 to 120 seconds, and more preferably 5 to 60 seconds.
  • the steel sheet that has been subjected to the above-mentioned final annealing is then coated with an insulating coating as necessary to produce the finished sheet.
  • the insulating coating may be inorganic, organic, or a mixture of inorganic and organic, with no particular restrictions.
  • Test pieces were taken from the product sheets thus obtained, and test pieces 30 mm wide x 180 mm long were cut out from the rolling direction (L direction) and the width direction (C direction), and the iron loss W 17/50 in the (L+C) direction was measured by the Epstein test. Test pieces were also taken from the above samples, and subjected to electrolytic extraction analysis to analyze the nitrogen concentration N (mass%) from the steel sheet surface to a depth of 1/20 of the sheet thickness and the nitrogen concentration N (mass%) at the center of the steel sheet. The thickness of the surface oxide layer was also observed by TEM and STEM.
  • the present invention can reduce iron loss in the high magnetic flux density range without causing a decrease in magnetic flux density, making it suitable for use as a motor core material in hybrid electric vehicles, electric vehicles, generators, air conditioner compressors, vacuum cleaners, machine tools, etc.

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Abstract

磁束密度の低下や生産性の低下を招くことのない、高磁束密度域における低鉄損の無方向性電磁鋼板を提供するとともに、その有利な製造方法を提案する。　Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、Ｎ、Ｃｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｏを含有する成分組成を有し、少なくとも一方の鋼板の表面に、Ｓｉ、Ａｌ及びＣｏを含有する酸化物層を有し、鋼板表層の窒素量が０．０１ｍａｓｓ％以下であり、鋼板板厚中心部の窒素量Ｎｃと鋼板表層の窒素量（ＮａｓＡｌＮ）が下記（１）式を満足し、５０Ｈｚ、１．７Ｔで励磁した鋼板の鉄損が３．２Ｗ／ｋｇ以下の無方向性電磁鋼板である。　上記成分組成を含有する鋼スラブを熱間圧延し、焼鈍し、もしくは焼鈍せずに冷間圧延し、電解脱脂処理し、仕上焼鈍を施す工程を含み、前記電解脱脂処理はアルカリ液の電気量密度、濃度、液温、処理時間が規定され、前記仕上焼鈍は低露点とする無方向性電磁鋼板の製造方法である。　（ＮａｓＡｌＮ）／Ｎｃ≦３．０・・・（１）

Description

無方向性電磁鋼板とその製造方法
　本発明は、磁気特性に優れる無方向性電磁鋼板とその製造方法に関するものである。
　近年、地球温暖化等の環境への配慮から、省エネルギー化が求められており、自動車分野では、エンジンとモータを併用したハイブリッド電気自動車（ＨＥＶ）、電動モータのみで駆動する電気自動車（ＥＶ）および燃料電池車（ＦＣＥＶ）などの開発が進められている。上記モータは、モータの高効率化、および高出力化が進展しており、エンジン等の内燃機関がないＥＶモータでは、モータ高出力化の要求も強くなっている。こうしたＥＶの駆動モータの鉄心材料には無方向性電磁鋼板が多く使用されており、モータの高出力・高効率化を達成するため、上記鋼板には高磁束密度域での低鉄損化が強く求められている。
　無方向性電磁鋼板は、従来、主にＳｉやＡｌ等の合金元素を添加して固有抵抗を高めたり、板厚を薄くしたりして渦電流損を低減することで低鉄損化を図ってきた。しかし、合金元素の多量の添加は、低鉄損化は達成できても、飽和磁束密度の低下を招く。磁束密度の低下は、モータの銅損増加を招くため、モータ効率の低下につながる。また、板厚の低減は、熱延鋼板の板厚を薄くしたり、冷延圧下率を高めたりする必要があるため、生産性の低下を招くという問題もある。
　そこで、磁束密度を低下したり、生産性の低下を招いたりすることなく、高磁束密度域の低鉄損を有する無方向性電磁鋼板が開発できれば、電気機器の小型化・高効率化に大いに寄与するものと考えられる。
　高磁束密度域で低鉄損の無方向性電磁鋼板を得る技術としては、例えば特許文献１には、Ｐを添加することで鋼の結晶方位（集合組織）を制御し、磁束密度を高めるとともに高磁束密度域での低鉄損を達成する方法が開示されている。
特開２０１８－０１２８５４号公報
　しかしながら、Ｐは粒界に偏析し、鋼の脆化を招く元素であるため、特許文献１に開示の技術では、安定的に高磁束密度域の低鉄損を得ることができず、昨今の無方向性電磁鋼板に対する要求には十分に応えることができない。
　そこで、本発明は、従来技術が抱える上記の問題点に鑑みてなされたものであり、その目的は、磁束密度の低下や生産性の低下を招くことのない、高磁束密度域における低鉄損の無方向性電磁鋼板を提供するとともに、その有利な製造方法を提案することにある。
　発明者らは、上記課題の解決に向け、無方向性電磁鋼板の磁気特性に及ぼす表面状態の影響に着目して鋭意検討を重ねた。具体的には、鋼中に含まれるＣｏの含有量を所定の範囲に制御した上で、仕上焼鈍前の鋼板に所定の条件にて電解アルカリ脱脂処理（以下、「電解脱脂処理」、「電解アルカリ処理」、又は「アルカリ処理」という。）を行った後、－７０～－１０℃の低露点で仕上焼鈍を行い、表層の窒素量を所定の範囲に制御した。その結果、磁束密度の低下を招くことなく、高磁束密度域の鉄損を低減することができることを見出し、本発明を開発するに至った。
　上記知見に基づく本発明に係る無方向性電磁鋼板は以下のように構成される。
［１］質量％で、Ｃ：０．００５０％以下、Ｓｉ：２．０～６．５％、Ｍｎ：０．０５～２．００％、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．００５０％以下、Ａｌ：０．３～２．０％、Ｎ：０．００１０％～０．００５０％、Ｃｏ：０．００１０～０．０１０％、Ｔｉ：０．００３０％以下、Ｎｂ：０．００３０％以下、Ｏ：０．００５０％以下、を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成を有し、少なくとも一方の鋼板の表面に、Ｓｉ、Ａｌ及びＣｏを含有する酸化物層を有し、鋼板の表面から板厚１／２０までの層内においてＡｌＮとして存在する鋼板表層の窒素量（ＮａｓＡｌＮ）が０．０１質量％以下であり、鋼板板厚中心部の窒素量Ｎｃと前記鋼板表層の窒素量（ＮａｓＡｌＮ）が下記（１）式を満足し、５０Ｈｚ、１．７Ｔで励磁した鋼板の鉄損が３．２Ｗ／ｋｇ以下、である無方向性電磁鋼板である。
　　　　　　　　　記
　（ＮａｓＡｌＮ）／Ｎｃ≦３．０　　　・・・（１）
［２］上記の［１］において、前記鋼板の表面に有する酸化物層中のＡｌ濃度が、１０ａｔ％以上である無方向性電磁鋼板である。
［３］上記の［１］又は[２]において、前記鋼板は、上記成分組成に加えて、さらに、下記ＡからＣ群のうちから１群以上の成分を含有する無方向性電磁鋼板である。
　　　　　　　　　　　　　　記
質量％で、
Ａ群；Ｓｎ：０．００５～０．２０％、Ｓｂ：０．００５～０．２０％のうちから選ばれる１種又は２種
Ｂ群；Ｃu、ＮｉおよびＣｒから選ばれる１種又は２種以上：合計で０．０３～１．０％
Ｃ群；Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭから選ばれる１種又は２種以上：合計で０．０００５～０．０２０％
［４］上記の［１］から［３］において、前記鋼板は、上記成分組成に加えて、さらに、下記ＤからＧ群のうちから１群以上の成分を含有する無方向性電磁鋼板である。
質量％で、
Ｄ群；Ｇｅ、およびＧａから選ばれる１種または２種：合計で０．０００５～０．０１％
Ｅ群；Ｚｎ：０．００１～０．０５％
Ｆ群；Ｍｏ、ＡｓおよびＷから選ばれる１種または２種以上：合計で０．００１～０．０５％
Ｇ群；Ｂ、ＰｂおよびＶから選ばれる１種または２種以上：合計で０．０００１～０．０１％
　上記知見に基づく本発明に係る無方向性電磁鋼板の製造方法は以下のように構成される。
［５］質量％で、Ｃ：０．００５０％以下、Ｓｉ：２．０～６．５％、Ｍｎ：０．０５～２．００％、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．００５０％以下、Ａｌ：０．３～２．０％、Ｎ：０．００１０～０．００５０％、Ｃｏ：０．００１０～０．０１０％、Ｔｉ：０．００３０％以下、Ｎｂ：０．００３０％以下、Ｏ：０．００５０％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる成分組成を有する鋼スラブを熱間圧延して熱延板とする熱間圧延工程と、前記熱延板を焼鈍し、もしくは焼鈍せずに１回の冷間圧延または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延して冷延板とする冷間圧延工程と、前記冷延板を電解脱脂処理する電解脱脂処理工程と、前記電解脱脂処理された冷延板に仕上焼鈍を施す仕上焼鈍工程と、を含み、前記電解脱脂処理は電気量密度を３～１２（Ｃ／ｄｍ２）、濃度が１～１０％、液温が３０～１２０℃のアルカリ液によって１～１５秒、前記仕上焼鈍は露点を－７０～―１０℃、とする無方向性電磁鋼板の製造方法である。
［６］上記の［５］において、前記鋼スラブは、前記成分組成に加えてさらに、Ａ群～Ｃ群の中から１群以上の成分を含有する無方向性電磁鋼板の製造方法である。
Ａ群；Ｓｎ：０．００５～０．２０ｍａｓｓ％、Ｓｂ：０．００５～０．２０ｍａｓｓ％のうちから選ばれる１種又は２種
Ｂ群；Ｃu、ＮｉおよびＣｒから選ばれる１種又は２種以上：合計で０．０３～１．０ｍａｓｓ％
Ｃ群；Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭから選ばれる１種又は２種以上：合計で０．０００５～０．０２０ｍａｓｓ％
［７］上記の［５］又は[６]において、前記鋼板は、上記成分組成に加えて、さらに、下記ＤからＧ群のうちから１群以上の成分を含有する無方向性電磁鋼板の製造方法である。
質量％で、
Ｄ群；Ｇｅ、およびＧａから選ばれる１種または２種以上：合計で０．０００５～０．０１％
Ｅ群；Ｚｎ：０．００１～０．０５％
Ｆ群；Ｍｏ、ＡｓおよびＷから選ばれる１種または２種以上：合計で０．００１～０．０５％
Ｇ群；Ｂ、ＰｂおよびＶから選ばれる１種または２種以上：合計で０．０００１～０．０１％
［８］上記の［５］から［７］において、前記電解脱脂処理のアルカリ液は、水酸化ナトリウム、水酸化カリウム、水酸化カルシウム、およびオルトケイ酸ソーダから選ばれる１種である無方向性電磁鋼板の製造方法である。
　本発明によれば、高磁束密度域で低鉄損を有する無方向性電磁鋼板を製造することができるので、電気機器の小型化・高効率化を実現するモータの製造に好適な素材を提供することが可能となる。
Ｃｏ含有量と鉄損の関係を示すグラフである。 表層窒化量（ＮａｓＡｌＮ）／Ｎｃと鉄損の関係を示すグラフである。 電気量密度と鉄損の関係を示すグラフである。 電気量密度と表層窒化量（ＮａｓＡｌＮ）／Ｎｃの関係を示すグラフである。 アルカリ処理濃度と鉄損の関係を示すグラフである。 アルカリ処理濃度と表層窒化量（ＮａｓＡｌＮ）／Ｎｃの関係を示すグラフである。 アルカリ処理温度と鉄損の関係を示すグラフである。 アルカリ処理温度と表層窒化量（ＮａｓＡｌＮ）／Ｎｃの関係を示すグラフである。 アルカリ処理時間と鉄損の関係を示すグラフである。 アルカリ処理時間と表層窒化量（ＮａｓＡｌＮ）／Ｎｃの関係を示すグラフである。
まず、本発明を開発する契機となった実験について説明する。
＜実験１＞
　Ｃ：０．００２５ｍａｓｓ％、Ｓｉ：２．９ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．３ｍａｓｓ％、Ｐ：０．０１ｍａｓｓ％、Ｓ：０．００１９ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．６ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００２３ｍａｓｓ％、Ｔｉ：０．００１５ｍａｓｓ％、Ｎｂ：０．０００９ｍａｓｓ％、およびＯ：０．００２０ｍａｓｓ％を含有し、さらに、Ｃｏを０．０００１～０．０２ｍａｓｓ％の範囲で種々に変化して含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物を有する鋼を真空炉で溶製し、鋳造して鋼塊とした。次いで、熱間圧延して板厚２．０ｍｍの熱延板とし、９５０℃×３０ｓｅｃの熱延板焼鈍を実施し、酸洗した後、冷間圧延して最終板厚０．２５ｍｍの冷延板とした。続いて、冷延板は、電気量密度は５（Ｃ／ｄｍ２）、濃度が５％、液温が７０℃の水酸化ナトリウムにて５秒浸漬させる電解処理した後、露点が－４５℃、Ｈ２：Ｎ２＝２０：８０（ｖｏｌ％比）の雰囲気下、１０００℃で１０ｓｅｃ間の仕上焼鈍を施した。
　かくして得た仕上焼鈍板の圧延方向（Ｌ方向）および幅方向（Ｃ方向）から、幅３０ｍｍ×長さ１８０ｍｍの試験片を切り出し、エプスタイン試験にて（Ｌ＋Ｃ）方向の高磁束密度域の鉄損Ｗ１７／５０を測定した。
　上記測定の結果を図１に示したが、Ｃｏが０．００１～０．０１ｍａｓｓ％の範囲で鉄損の低下が認められた。
　このＣｏの微量添加による鉄損低下の原因を調査するため、仕上焼鈍後の鋼板の圧延方向断面をＳＥＭで観察した。その結果、鉄損の増加が認められた鋼板には鋼板表層、具体的には鋼板表面から板厚１／２０の深さまでの層に微細なＡｌＮの析出が認められ、この微細な窒化物によって鉄損が増加したものと推定された。
　そこで、この仕上焼鈍板について、電解抽出によって鋼板表面から板厚１／２０までの層においてＡｌＮとして存在している窒素Ｎの濃度（ｍａｓｓ％）と鋼板中心部の窒素Ｎの濃度（ｍａｓｓ％）を分析した。その結果、鋼板表面から板厚１／２０までの層（表層）においてＡｌＮを形成している窒素量と鋼板板厚中心部の窒素量との比は、高磁束密度域の鉄損と強い相関があることがわかった。図２に、窒素量の比（表層窒化量／板厚中心部の窒素量）と鉄損Ｗ１７／５０との関係を示す。この比が３.０以下で鉄損が大きく低下すること、また、この窒化量の比が３．０以下である鋼板は、いずれもＣｏの含有量が０．００１～０．０１ｍａｓｓ％の範囲内にあることがわかった。
　また、鉄損の低下が認められたサンプルについて、鋼板表面を透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）で観察を行ったところ、鋼板表層地鉄界面に２０ｎｍ程度の厚さを有し、かつＣｏを有するＦｅ－Ｓｉ－Ａｌ酸化層が形成されていることが明らかになった。上記の実験結果から、鋼板にＣｏを微量添加し、仕上焼鈍前に電解アルカリ処理し、低露点で仕上焼鈍した鋼板で鉄損の低下が認められた原因は、電解アルカリ処理によって仕上焼鈍時に生じた鋼板表層の酸化層が仕上焼鈍時の窒化抑制に寄与したものと考えられる。
　次に、仕上焼鈍後の鋼板の磁気特性に及ぼす電解アルカリ処理の電気量密度の影響を調査するため、次のように鋼板を製造した。Ｃ：０．００２８ｍａｓｓ％、Ｓｉ：３．２ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．６ｍａｓｓ％、Ｐ：０．０１ｍａｓｓ％、Ｓ：０．００１９ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．８ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００２２ｍａｓｓ％、Ｔｉ：０．００１１ｍａｓｓ％、Ｎｂ：０．０００７ｍａｓｓ％およびＯ：０．００２０ｍａｓｓ％、Ｃｏ：０．００２７％を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物を有する鋼を真空炉で溶製し、鋳造して鋼塊とした。次いで、熱間圧延して板厚２．２ｍｍの熱延板とし、９８０℃×３０ｓｅｃの熱延板焼鈍を実施し、酸洗した後、冷間圧延して最終板厚０．３５ｍｍの冷延板とした。続いて、この冷延板を、電気量密度を１～１５（Ｃ／ｄｍ２）と変化させ、液温が９０℃の３％水酸化ナトリウムに８秒浸漬し、電解処理した。次いで、電解処理した冷延板に、露点が－５０℃、ｖｏｌ％比でＨ２：Ｎ２＝２０：８０の雰囲気下、９７０℃で１０ｓｅｃの仕上焼鈍を施した。
　また、仕上焼鈍後の鋼板磁気特性に及ぼすアルカリ処理濃度の影響を調査するため、次のように鋼板を製造した。Ｃ：０．００２８ｍａｓｓ％、Ｓｉ：３．２ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．６ｍａｓｓ％、Ｐ：０．０１ｍａｓｓ％、Ｓ：０．００１９ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．８ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００２２ｍａｓｓ％、Ｔｉ：０．００１１ｍａｓｓ％、Ｎｂ：０．０００７ｍａｓｓ％およびＯ：０．００２０ｍａｓｓ％、Ｃｏ：０．００２７％を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物を有する鋼を真空炉で溶製し、鋳造して鋼塊とした。次いで、熱間圧延して板厚２．２ｍｍの熱延板とし、９８０℃で３０ｓｅｃの熱延板焼鈍を実施し、酸洗した後、冷間圧延して最終板厚０．３５ｍｍの冷延板とした。続いて、この冷延板を、電気量密度が４（Ｃ／ｄｍ２）、液温が９０℃で０．５～２０％と変化させた水酸化カリウムに６秒浸漬し、電解処理した。次いで、電解処理した冷延板に、露点が－５５℃、ｖｏｌ％比でＨ２：Ｎ２＝２０：８０の雰囲気下、９８０℃で１０ｓｅｃの仕上焼鈍を施した。
　さらに、仕上焼鈍後の鋼板磁気特性に及ぼすアルカリ処理温度の影響を調査するため、次のように鋼板を製造した。Ｃ：０．００２８ｍａｓｓ％、Ｓｉ：３．２ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．６ｍａｓｓ％、Ｐ：０．０１ｍａｓｓ％、Ｓ：０．００１９ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．８ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００２２ｍａｓｓ％、Ｔｉ：０．００１１ｍａｓｓ％、Ｎｂ：０．０００７ｍａｓｓ％およびＯ：０．００２０ｍａｓｓ％、Ｃｏ：０．００２７％を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物を有する鋼を真空炉で溶製し、鋳造して鋼塊とした。次いで、熱間圧延して板厚２．２ｍｍの熱延板とし、９８０℃で３０ｓｅｃの熱延板焼鈍を実施し、酸洗した後、冷間圧延して最終板厚０．３５ｍｍの冷延板とした。続いて、この冷延板を、電気量密度が４（Ｃ／ｄｍ２）、液温を２０～１５０℃まで変化させた３％の水酸化カルシウムに４秒浸漬し、電解処理した。次いで、電解処理した冷延板に、露点が－５５℃、ｖｏｌ％比でＨ２：Ｎ２＝２０：８０の雰囲気下、９８０℃で１０ｓｅｃの仕上焼鈍を施した。
　また、仕上焼鈍後の鋼板磁気特性に及ぼすアルカリ処理時間の影響を調査するため、次のように鋼板を製造した。Ｃ：０．００２８ｍａｓｓ％、Ｓｉ：３．２ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．６ｍａｓｓ％、Ｐ：０．０１ｍａｓｓ％、Ｓ：０．００１９ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．８ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００２２ｍａｓｓ％、Ｔｉ：０．００１１ｍａｓｓ％、Ｎｂ：０．０００７ｍａｓｓ％およびＯ：０．００２０ｍａｓｓ％、Ｃｏ：０．００２７％を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物を有する鋼を真空炉で溶製し、鋳造して鋼塊とした。次いで、熱間圧延して板厚２．２ｍｍの熱延板とし、９８０℃で３０ｓｅｃの熱延板焼鈍を実施し、酸洗した後、冷間圧延して最終板厚０．３５ｍｍの冷延板とした。続いて、この冷延板を、電気量密度が３（Ｃ／ｄｍ２）、液温が３５℃の３％の水酸化ナトリウムに５～３０秒変化させて浸漬し、電解処理した。次いで、電解処理した冷延板に、露点が－６０℃、ｖｏｌ％比でＨ２：Ｎ２＝２０：８０の雰囲気下、９８０℃で１０ｓｅｃの仕上焼鈍を施した。
　かくして得た仕上焼鈍板の圧延方向（Ｌ方向）および幅方向（Ｃ方向）から、幅３０ｍｍ×長さ１８０ｍｍの試験片を切り出し、エプスタイン試験にて（Ｌ＋Ｃ）方向の高磁束密度域の鉄損Ｗ１７／５０を測定した。さらに、鋼板表層の窒素量（Ｎ　ａｓ　ＡｌＮ）、鋼板板厚中心部の窒素量を抽出残渣にて分析を行った。
　測定の結果を図３、図４、図５、図６に示す。電解アルカリ処理の電気量密度が３～１２（Ｃ／ｄｍ２）、アルカリ処理濃度が１～１０％、アルカリ処理時間が１～１５秒、及びアルカリ処理温度が３０～１２０℃で鉄損の低下が認められた。これは、電気量密度が低い、アルカリ処理濃度が低い、アルカリ処理温度が低い、又はアルカリ処理時間が短いと鋼板表面の脱脂が不十分となり、仕上焼鈍時にＣｏを含む酸化層が形成されず仕上焼鈍時に窒化物が生じてしまうためである。また、電気量密度が高い、アルカリ処理濃度が高い、アルカリ処理温度が高い、又はアルカリ処理時間が長いと、仕上焼鈍時に生じる鋼板表層の酸化層が厚くなり、その酸化膜を介し仕上焼鈍時の窒化が促進されるためであると考えられる。
　上記の結果から、鋼中に含まれるＣｏの含有量を所定の範囲に設定し、仕上焼鈍前の鋼板に所定の条件で電解アルカリ脱脂処理し、低露点で仕上焼鈍を行うことにより、鋼板表層の窒素量を抑制し、鉄損を低減することができることを見出し、本発明を開発した。
＜無方向性電磁鋼板＞
　本実施形態に係る無方向性電磁鋼板について説明する。
　まず、無方向性電磁鋼板の成分組成の限定理由について説明する。なお、成分に関する「％」表示は、とくに断らない限り「質量％」を意味する。
Ｃ：０．００５０％以下
　Ｃは、磁気時効を起こし、炭化物を形成して析出し、鉄損特性を劣化させる有害元素である。そのためＣ含有量は０．００５０％以下に制限する。好ましくは、Ｃ含有量は０．００４０％以下である。なお、Ｃ含有量の下限は、特に規定しないが、精錬工程での脱炭コストを抑制する観点から、０．０００１％程度とするのが好ましい。
Ｓｉ：２．０～６．５％
　Ｓｉは、鋼の固有抵抗を高め、鉄損を低減する効果がある。また、固溶強化により鋼の強度を高める効果があるため、Ｓｉ含有量は２．０％以上とする。一方、６．５％を超えると、圧延することが困難になるため、Ｓｉ含有量の上限は６．５％とする。好ましくは、Ｓｉ含有量は２．５～６．０％である。
Ｍｎ：０．０５～２．００％
　Ｍｎは、Ｓｉと同様、鋼の固有抵抗と強度を高めるのに有用な元素である。また、硫化物を形成して熱間脆性を改善する元素でもあるので、Ｍｎ含有量は０．０５％以上とする。一方、Ｍｎ含有量が２．００％を超えると、スラブ割れ等を引き起こして、製鋼での操業性を悪化するため、上限は２．００％とする。好ましくは、Ｍｎ含有量は０．１０～１．５０％の範囲である。
Ｐ：０．１０％以下
　Ｐは、固有抵抗を高めて、渦電流損を低減する効果が大きい元素であるため、適宜添加することができる。しかし、Ｐの過剰な添加は、冷間圧延性の悪化を招くので、Ｐ含有量の上限は０．１０％とする。好ましくは、Ｐ含有量は０．０５％以下である。
　上記効果を得るためには、Ｐ含有量は、０．００１％以上とすることが好ましい。
Ｓ：０．００５０％以下
　Ｓは、硫化物となって析出物や介在物を形成し、製造性（熱間圧延性）や製品板の磁気特性を低下させるので、少ないほど好ましい。そこで、本発明ではＳ含有量の上限を０．００５０％とする。好ましくは、Ｓ含有量は０．００３０％以下である。
Ａｌ：０．３～２．０％
　Ａｌは、Ｓｉと同様、鋼の固有抵抗を高めて、鉄損を低減する効果がある。しかし、Ａｌ含有量が２．０％を超えると鋼が脆化し、圧延することが困難になるため、上限は２．０％とする。一方、Ａｌ含有量が０．３％未満となると、微細な窒化物を形成して析出し、却って鉄損特性を悪化させるため、下限は０．３％とする。好ましくは、Ａｌ含有量は０．４～１．５％である。
Ｎ：０．００１０～０．００５０％
　Ｎは、窒化物を形成して磁気特性を劣化させる有害元素であるため、０．００５０％以下に制限する。一方、Ｎ含有量を０．００１０％以下に制限することは精錬工程でのコストが著しく高くなるため、下限は０．００１０％とする。好ましくは、Ｎ含有量は０．００１５～０．００４０％である。
Ｃｏ：０．００１０～０．０１０％
　Ｃｏは、上記で説明したように、仕上焼鈍時の窒化を抑制する効果があるため、Ｃｏ含有量は０．００１０％以上とする。一方、Ｃｏ含有量が０．０１０％を超えると、理由は定かではないが電解アルカリ前処理によってＣｏを含む酸化被膜層（窒化抑制層）が形成されなくなるため、０．０１０％以下に制限する。好ましくは、Ｃｏ含有量は０．００２～０．００７％である。
Ｔｉ：０．００３０％以下
　Ｔｉは、微細な炭窒化物を形成して析出し、鉄損を増加させる有害元素である。特にＴｉ含有量が０．００３０％を超えると、上記の悪影響が顕著になるため、上限を０．００３０％とする。好ましくは、Ｔｉ含有量は０．００２０％以下である。
Ｎｂ：０．００３０％以下
　Ｎｂは、微細な炭窒化物を形成して析出し、鉄損を増加させる有害元素である。特にＮｂ含有量が０．００３０％を超えると、上記の悪影響が顕著になるため、上限を０．００３０％とする。好ましくは、Ｎｂ含有量は０．００２０％以下である。
Ｏ：０．００５０％以下
　Ｏは、酸化物を形成し、磁気特性を劣化させる有害元素であるため、Ｏ含有量は０．００５０％以下に制限する。好ましくは、Ｏ含有量は０．００４０％以下である。
　本実施形態に係る無方向性電磁鋼板は、上記成分以外の残部は、Ｆｅ及び不可避的不純物である。特性向上のため、上記の無方向性電磁鋼板の成分組成に加えて、さらに、下記のＡからＣ群のうちから選ばれる少なくとも一群の成分を含有することが好ましい。
Ａ群；Ｓｎ：０．００５～０．２０％、Ｓｂ：０．００５～０．２０％のうちから選ばれる１種又は２種
　ＳｎおよびＳｂは、再結晶集合組織を改善し、磁束密度や鉄損を改善する効果がある。上記効果を得るためには、ＳｎおよびＳｂの含有量は、それぞれ０．００５％以上の添加が必要である。しかし、ＳｎおよびＳｂの含有量は、それぞれ０．２０％を超えて添加しても、上記効果が飽和してしまう。よって、ＳｎおよびＳｂの含有量は、それぞれ０．００５～０．２０％とするのが好ましい。
Ｂ群；Ｃu、ＮｉおよびＣｒから選ばれる１種又は２種以上：合計で０．０３～１．０％
　Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒは、固有抵抗を上昇させ、鉄損を低減する効果がある。上記効果を得るためには、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒから選ばれる１種又は２種以上の含有量の合計は、０．０３％以上とする。Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒから選ばれる１種又は２種以上の含有量の合計で１．０％以上の添加はコストの上昇を招く。よって、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒから選ばれる１種又は２種以上の含有量の合計は、０．０３～１．０％とすることが好ましい。より好ましくは、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒから選ばれる１種又は２種以上の含有量の合計は、０．０５～０．８％である。
Ｃ群；Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭから選ばれる１種又は２種以上：合計で０．０００５～０．０２０％
　Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭは、安定な硫化物を形成し、粒成長性を改善する効果がある。上記効果を得るためには、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭの１種又は２種以上の含有量の合計は、０．０００５％以上とする。しかし、０．０２０％を超えて添加しても、上記効果は飽和してしまう。よって、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭの１種又は２種以上の含有量の合計は、０．０００５～０．０２０％とするのが好ましい。
　特性向上のため、上記の無方向性電磁鋼板の成分組成に加えて、さらに、下記のＤからＧ群のうちから選ばれる少なくとも一群の成分を含有することが好ましい。
Ｄ群；ＧｅおよびＧａから選ばれる１種または２種：合計で０．０００５～０．０１％
　ＧｅおよびＧａは、集合組織を改善する効果を有する元素である。ＧｅおよびＧａの一方または両方を添加する場合、前記効果を得るために、ＧｅおよびＧａの合計含有量が０．０００５％を下回ると十分ではなく、０．０００５％以上とする。ＧｅおよびＧａの合計含有量は、好ましくは０．００２０％以上とする。
　一方、ＧｅおよびＧａの合計含有量が０．０１％を超えて添加しても、上記効果が飽和し、合金コストが上昇するだけである。よって、ＧｅおよびＧａの合計含有量は０．０１％以下とし、好ましくは０．００５０％以下の範囲である。
Ｅ群；Ｚｎ：０．００１～０．０５％
　Ｚｎは、仕上焼鈍時の窒化を抑制する効果を有する元素である。Ｚｎを添加する場合、Ｚｎ含有量は０．００１ｍａｓｓ％以上、好ましくは０．００２％以上とする。一方、Ｚｎ含有量が０．０５ｍａｓｓ％を超えると、Ｚｎが硫化物を形成して、かえって鉄損が増加する。そのため、Ｚｎ含有量は、０．０５ｍａｓｓ％以下に制限する。Ｚｎ含有量は、好ましくは０．００２～０．０１ｍａｓｓ％の範囲である。
Ｆ群；Ｍｏ、ＡｓおよびＷから選ばれる１種または２種以上：合計で０．００１～０．０５％
　ＭｏおよびＡｓ、Ｗは、高温強度を向上させる効果を有する元素であり、Ｍｏ、ＡｓおよびＷの１種または２種以上を添加することにより、無方向性電磁鋼板の表面欠陥（ヘゲ）を抑制することができる。
　本発明の鋼板は、高合金鋼であり、表面が酸化され易いため、表面割れに起因するヘゲの発生率が高い。そこで、Ｍｏ、ＡｓおよびＷの１種または２種以上を添加することにより、上記割れを抑制することができる。
　Ｍｏ、ＡｓおよびＷの１種または２種以上を添加する場合、上記効果を十分に得るために、Ｍｏ、ＡｓおよびＷの合計の含有量は、０．００１％以上、好ましくは０．００５％以上とする。一方、合計の含有量が０．０５％を超えると上記効果が飽和し、合金コストが上昇する。そのため、合計の含有量は、０．０５％以下、好ましくは０．０２％以下とする。
Ｇ群；Ｂ、ＰｂおよびＶから選ばれる１種または２種以上：合計で０．０００１～０．０１％
　Ｂ、ＰｂおよびＶは、粒界偏析し鋼板の靭性を向上させる効果を有する元素であり、Ｂ、ＰｂおよびＶの１種または２種以上を添加することにより、無方向性電磁鋼板の靭性を向上させることができる。
　本発明の鋼板は、高合金鋼であり、靭性としては低くなるおそれがある。そこで、Ｂ、ＰｂおよびＶの１種または２種以上を添加することにより、靭性を向上させることができる。Ｂ、ＰｂおよびＶの１種または２種以上を添加する場合、上記効果を十分に得るために、Ｂ、ＰｂおよびＶの合計の含有量は０．０００１％以上、好ましくは０．０００５％以上とする。一方、合計含有量が０．０１％を超えると炭窒化物を形成し鉄損の増加を招く。そのため、合計含有量は、０．０１％以下とし、好ましくは０．００５０％以下とする。
鋼板の表面にＳｉ、Ａｌ及びＣｏを含有する酸化物層
　Ｓｉ、Ａｌ及びＣｏを含有する酸化物層は、鋼板表面における窒化を抑制し、低鉄損を実現する。したがって、少なくとも一方の鋼板の表面に、Ｓｉ、Ａｌ及びＣｏを含有する酸化物層を有する。また、その酸化物は非晶質であってもよく、結晶相でもよく、また非晶質と結晶質の複合酸化物でもよい。酸化層に含まれる非晶質相および結晶相の合計に対する結晶相の割合は、０％以上３０％以下が好ましく、０％以上１０％以下がより好ましい。
酸化物層中のＡｌ濃度が１０ａｔ％以上
　酸化物層に含まれる元素の内、窒化抑制効果を有するのはＡｌ及びＣｏであり、Ａｌ濃度は、１０ａｔ％以上であることが好ましい。Ａｌ濃度が高くなると、より緻密な酸化膜となるため、仕上焼鈍時の窒化抑制効果が大きくなるためである。
　Ｃｏは添加量が微量であり、酸化物層内に含まれれば窒化抑制効果を発揮し、その濃度による効果の差異は微細であり、添加量は特に限定されない。
　Ａｌ濃度が１０ａｔ％以上である本酸化被膜を得るためには、電解アルカリ処理の電気量密度を５～１０（Ｃ／ｄｍ２）とすることが好ましい。
　上記酸化層の厚さは、窒化を抑制する観点からその厚みを５ｎｍ以上とするのが好ましい。一方、酸化層が過度に厚い場合、鋼板の占積率が低下するため酸化層の厚みは５０ｎｍ以下とすることが好ましい。
　結晶相の割合および酸化層厚みは、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）および走査型透過電子顕微鏡（ＳＴＥＭ）観察並びにエネルギー分散型Ｘ線分光法（ＥＤＳ）分析より測定することができる。
　具体的には、１ｎｍ以下のビーム系にて５万倍以上にてＳＴＥＭ－ＥＤＳ元素分布ｍａｐを測定し、その後３０万倍以上にてＴＥＭ像を取得する。得られたＳＴＥＭ－ＥＤＳ元素分布ｍａｐとＴＥＭ像より、ＡｌおよびＯの存在する領域かつ格子縞の確認できる領域を結晶相、それ以外のＡｌおよびＯの存在領域を非晶質相とする。続いて、両者の面積を求めその結果から非晶質相および結晶相の合計面積に対する結晶相の面積比を計算する。
　または、酸化層厚みはＳＴＥＭ－ＥＤＳ元素分析ｍａｐのＡｌ領域の厚みを測定すれば良い。具体的には０．５ｎｍの間隔でＥＤＳ－ラインプロファイルを取得し、得られたＡｌ、Ｓｉ、ＣｏおよびＯの元素分布よりＯのｗｅｉｇｈｔ ｆｒａｃｔｉｏｎが１０％以上、Ａｌ、Ｓｉ、Ｃｏのｗｅｉｇｈｔ ｆｒａｃｔｉｏｎが３％以上の領域を酸化層として扱う。
なお、酸化層中にＦｅが含有していても良く、酸化層中のＦｅ濃度は特に上限は限定されないが、Ａｌ若しくはＳｉ、または両者の合計に対する割合として１００％未満であることが好ましい。測定はＳＴＥＭ－ＥＤＳ（１０万倍）等で実施できる。
鋼板の表面から板厚１／２０までの層内においてＡｌＮとして存在する鋼板表層の窒素量（ＮａｓＡｌＮ）が０．０１質量％以下
　鋼板表層に微細なＡｌＮの析出が存在すると、高磁束密度域の鉄損が増加し、磁気特性が劣化する。そのため、ＡｌＮの形成を抑制する必要があり、そのＡｌＮの指標として、ＡｌＮとして存在する窒素量で表すこととし、このＡｌＮとして存在する鋼板表層の窒素量（ＮａｓＡｌＮ）は０．０１質量％以下である。
鋼板板厚中心部の窒素量Ｎｃと前記鋼板表層の窒素量（ＮａｓＡｌＮ）は（１）式を満足
　（ＮａｓＡｌＮ）／Ｎｃ≦３．０　　　・・・（１）
　鋼板表面から板厚１／２０までの層（表層）においてＡｌＮを形成している窒素量と鋼板板厚中心部の窒素量との比は高磁束密度域の鉄損と強い相関がある。窒素量の比が３.０以下で鉄損が大きく低下するため、窒素量の比は３．０以下とした。
磁気特性：鋼板の鉄損が３．２Ｗ／ｋｇ以下
　鉄損が３．２Ｗ／ｋｇを超えると、モータが高トルク域で駆動する際に、モータが発熱したり、モータの効率が低下したりすることが認められる。そのため、鋼板の鉄損は３．２Ｗ／ｋｇ以下とする。
＜無方向性電磁鋼板の製造方法＞
　次に、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板の製造方法について説明する。
　上記した成分組成を有する鋼スラブを熱間圧延して熱延板とする熱間圧延工程と、熱延板を焼鈍し、もしくは焼鈍せずに１回の冷間圧延または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延して冷延板とする冷間圧延工程と、冷延板を電解脱脂処理する電解脱脂処理工程と、電解脱脂処理された冷延板に仕上焼鈍を行う施す仕上焼鈍工程と、を含み、電解脱脂処理は電気量密度を３～１２（Ｃ／ｄｍ２）、濃度が１～１０％、液温が３０～１２０℃のアルカリ液によって１秒～１５秒、仕上焼鈍時は露点を－７０～－１０℃、とする無方向性電磁鋼板の製造方法である。以下、具体的に説明する。
鋼スラブ
　まず、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板の製造に用いる鋼スラブは、上記した本発明に適合する成分組成を有する鋼を、転炉や電気炉、真空脱ガス装置等を用いた通常、公知の精錬プロセスで溶製し、常法の連続鋳造法あるいは造塊－分塊圧延法で製造することができる。なお、直接鋳造法で１００ｍｍ以下の厚さの薄鋳片を製造してもよい。
熱間圧延工程
　次いで、鋼スラブは、通常、公知の方法で熱間圧延して熱延板とする。この際、鋼スラブは、通常、加熱炉で所定の温度に再加熱してから熱間圧延に供するが、鋳造後、再加熱することなく直ちに熱間圧延に供してもよい。また、薄鋳片の場合は、熱間圧延してもよいし、熱間圧延を省略して、そのまま以後の工程に進めてもよい。
熱延板焼鈍
　次いで、熱延板を焼鈍するか、もしくは焼鈍せずにそのまま以後の工程に進めてもよい。　熱間圧延に続く熱延板焼鈍は、均熱温度を８００～１１００℃の範囲とするのが好ましい。均熱温度が８００℃未満では、熱延板焼鈍の効果が小さく、磁気特性の十分な改善効果が得られず、一方、均熱温度が１１００℃を超えると、結晶粒が粗大化して、冷間圧延時の脆性破壊（板破断）を助長したり、製造コスト的に不利となったりする。また、均熱時間は、生産性を確保する観点から、３ｍｉｎ以下とするのが好ましい。より好ましくは、均熱温度は８５０～１０００℃、均熱時間は１ｍｉｎ以下である。
冷間圧延工程
　冷間圧延は、酸洗を経た熱延焼鈍板に、冷間で圧延して製品板の板厚（最終板厚）とする工程である。
　熱延板焼鈍後の鋼板は、次いで、１回の冷間圧延または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延により最終板厚の冷延板とする。冷間圧延の最終板厚（製品板厚）は、特に限定されないが鉄損の低減効果を得る観点から０．５０ｍｍ以下とするのが好ましい。
電解脱脂処理工程
　次いで、上記冷延板をアルカリ液による電解処理する。電解アルカリ処理の条件は、仕上焼鈍時の窒化抑制層（酸化層）を形成させるため、電気量密度を３～１２（Ｃ／ｄｍ２）、アルカリ液濃度が１～１０％、処理温度３０～１２０℃で１～１５秒である。ここでアルカリ液は、水酸化ナトリウム、水酸化カリウム、水酸化カルシウム、およびオルトケイ酸ソーダのいずれかの１種を選択する。
　また、Ａｌ濃度が１０ａｔ％以上である酸化層を得るためには、電気量密度を５～１０（Ｃ／ｄｍ２）とすることが好ましい。
仕上焼鈍工程
　次いで、電解脱脂処理された冷延板に仕上焼鈍を施す。本発明では、仕上焼鈍は、低露点で実施する。具体的には、露点は－７０～－１０℃で仕上焼鈍を実施する。これは露点が－１０℃を超えると鋼板の内部に酸化層が形成され、狙いとする鋼板の表層に窒化抑制層（酸化層）が形成されないためである。また、－７０℃未満の低露点は工業的にかかるコストが大きくなるため、仕上焼鈍の露点は－７０～－１０℃とする。
　また、仕上焼鈍では結晶粒径を粗大化させて、鉄損をさらに低減する観点から、仕上焼鈍における均熱温度は９００～１２００℃とすることが好ましく、１０００～１１００℃とすることがより好ましい。同様の理由から、仕上焼鈍における均熱時間は１～１２０ｓｅｃとすることが好ましく、５～６０ｓｅｃとすることがより好ましい。
　上記仕上焼鈍を施した鋼板は、その後、必要に応じて絶縁被膜を被成して製品板とする。上記絶縁被膜は、無機、有機、無機と有機の混合のいずれでもよく、特に制限はない。
　表１―１から１－７に示す種々の成分組成を有するスラブを１１００℃で３０ｍｉｎ加熱した後、熱間圧延して板厚１．９ｍｍの熱延板とした。次いで、上記熱延板に９８０℃×３０秒の条件で熱延板焼鈍を施し、酸洗した後、冷間圧延して最終板厚の冷延板とし、この冷延板にアルカリ処理を行った後、仕上焼鈍（誘導加熱と輻射加熱）を施し、製品板とした。なお、上記冷間圧延、電解脱脂処理および仕上焼鈍の条件は表２―１から２－７に示した。
　斯くして得た製品板からサンプルを採取し、圧延方向（Ｌ方向）および幅方向（Ｃ方向）から、幅３０ｍｍ×長さ１８０ｍｍの試験片を切り出し、エプスタイン試験にて（Ｌ＋Ｃ）方向の鉄損Ｗ１７／５０を測定した。また、上記サンプルから試験片を採取し、電解抽出分析して、鋼板表面から板厚１／２０の深さまでの窒素濃度Ｎ（ｍａｓｓ％）と鋼板中心部の窒素濃度Ｎ（ｍａｓｓ％）を分析した。また、ＴＥＭ、ＳＴＥＭにて表層の酸化層の厚さを観察した。
　上記の結果を表２―１から２－７に併記した。この結果から、本発明に適合する成分組成を有する鋼素材（スラブ）を用いて、本発明に適合する条件で製造した鋼板は、いずれも優れた鉄損特性を有していることがわかる。また、発明例の鋼板表面には、Ｃｏを有するＦｅ－Ｓｉ－Ａｌ酸化層が確認された。
　なお、鉄損については、５０Ｈｚ，１．７Ｔで励磁した際の鉄損値が３．２Ｗ／ｋｇ以下の鋼板を発明例とした。
　また、鋼種Ｎｏ．１４、１５、１８は、スラブ割れが発生したため、鋼板特性を評価できなかった。Ｎｏ．２１は、冷間圧延で割れが発生し、Ｎｏ．６４は、熱間圧延で割れが発生したため、いずれも鋼板特性を評価できなかった。
　本発明によれば、磁束密度の低下を招くことなく高磁束密度域での鉄損低減が図れるので、ハイブリッド電気自動車や電気自動車、発電機、エアコンコンプレッサー、掃除機、工作機械等のモータコア用材料として好適に用いることができる。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
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Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
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Figure JPOXMLDOC01-appb-T000013
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000014
 

Claims (8)

  1. 質量％で、
    Ｃ　：０．００５０％以下、
    Ｓｉ：２．０～６．５％、
    Ｍｎ：０．０５～２．００％、
    Ｐ　：０．１０％以下、
    Ｓ　：０．００５０％以下、
    Ａｌ：０．３～２．０％、
    Ｎ　：０．００１０～０．００５０％、
    Ｃｏ：０．００１０～０．０１０％、
    Ｔｉ：０．００３０％以下、
    Ｎｂ：０．００３０％以下、
    Ｏ　：０．００５０％以下、
    を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成を有し、
    少なくとも一方の鋼板の表面に、Ｓｉ、Ａｌ及びＣｏを含有する酸化物層を有し、
    鋼板の表面から板厚１／２０までの層内においてＡｌＮとして存在する鋼板表層の窒素量（ＮａｓＡｌＮ）が０．０１質量％以下であり、
    鋼板板厚中心部の窒素量Ｎｃと前記鋼板表層の窒素量（ＮａｓＡｌＮ）が下記（１）式を満足し、
    ５０Ｈｚ、１．７Ｔで励磁した鋼板の鉄損が３．２Ｗ／ｋｇ以下、
    であることを特徴とする無方向性電磁鋼板。
    　　　　　　　　記
    　（ＮａｓＡｌＮ）／Ｎｃ≦３．０　　　・・・（１）
  2. 前記鋼板の表面に有する酸化物層中のＡｌ濃度が、１０ａｔ％以上であ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. 前記鋼板は、上記成分組成に加えて、さらに、下記ＡからＣ群のうちから１群以上の成分を含有することを特徴とする請求項１又は２に記載の無方向性電磁鋼板。
    　　　　　　　　　　　　　　記
    質量％で、
    Ａ群；Ｓｎ：０．００５～０．２０％、Ｓｂ：０．００５～０．２０％のうちから選ばれる１種又は２種
    Ｂ群；Ｃu、ＮｉおよびＣｒから選ばれる１種又は２種以上：合計で０．０３～１．０％
    Ｃ群；Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭから選ばれる１種又は２種以上：合計で０．０００５～０．０２０％
  4. 前記鋼板は、上記成分組成に加えて、さらに、下記ＤからＧ群のうちから１群以上の成分を含有することを特徴とする請求項１～３に記載の無方向性電磁鋼板。
    質量％で、
    Ｄ群；ＧｅおよびＧａから選ばれる１種または２種：合計で０．０００５～０．０１％
    Ｅ群；Ｚｎ：０．００１～０．０５％
    Ｆ群；Ｍｏ、ＡｓおよびＷから選ばれる１種または２種以上：合計で０．００１～０．０５％
    Ｇ群；Ｂ、ＰｂおよびＶから選ばれる１種または２種以上：合計で０．０００１～０．０１％
  5. 質量％で、
    Ｃ　：０．００５０％以下、
    Ｓｉ：２．０～６．５％、
    Ｍｎ：０．０５～２．００％、
    Ｐ　：０．１０％以下、
    Ｓ　：０．００５０％以下、
    Ａｌ：０．３～２．０％、
    Ｎ　：０．００１０～０．００５０％、
    Ｃｏ：０．００１０～０．０１０％、
    Ｔｉ：０．００３０％以下、
    Ｎｂ：０．００３０％以下、
    Ｏ　：０．００５０％以下を含有し、
    残部がＦｅおよび不可避不純物からなる成分組成を有する鋼スラブを熱間圧延して熱延板とする熱間圧延工程と、
    前記熱延板を焼鈍し、もしくは焼鈍せずに１回の冷間圧延または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延して冷延板とする冷間圧延工程と、
    前記冷延板を電解脱脂処理する電解脱脂処理工程と、
    前記電解脱脂処理された冷延板に仕上焼鈍を施す仕上焼鈍工程と、
    を含み、
    前記電解脱脂処理は電気量密度を３～１２（Ｃ／ｄｍ２）、濃度が１～１０％、液温が３０～１２０℃のアルカリ液によって１～１５秒、前記仕上焼鈍は露点を－７０～－１０℃、とすることを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法。
  6. 前記鋼スラブは、前記成分組成に加えてさらに、Ａ群～Ｃ群の中から１群以上の成分を含有することを特徴とする請求項５に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
    　　　　　　　　　　　　　　記
    質量％で、
    Ａ群；Ｓｎ：０．００５～０．２０％、Ｓｂ：０．００５～０．２０％のうちから選ばれる１種又は２種
    Ｂ群；Ｃu、ＮｉおよびＣｒから選ばれる１種又は２種以上：合計で０．０３～１．０％
    Ｃ群；Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭから選ばれる１種又は２種以上：合計で０．０００５～０．０２０％
  7. 前記鋼板は、上記成分組成に加えて、さらに、下記ＤからＧ群のうちから１群以上の成分を含有することを特徴とする請求項５又は６に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
    質量％で、
    Ｄ群；ＧｅおよびＧａから選ばれる１種または２種以上：合計で０．０００５～０．０１％
    Ｅ群；Ｚｎ：０．００１～０．０５％
    Ｆ群；Ｍｏ、ＡｓおよびＷから選ばれる１種または２種以上：合計で０．００１～０．０５％
    Ｇ群；Ｂ、ＰｂおよびＶから選ばれる１種または２種以上：合計で０．０００１～０．０１％
  8. 前記電解脱脂処理のアルカリ液は、水酸化ナトリウム、水酸化カリウム、水酸化カルシウム、およびオルトケイ酸ソーダから選ばれる１種であることを特徴とする請求項５から７に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
PCT/JP2023/031961 2022-10-31 2023-08-31 無方向性電磁鋼板とその製造方法 WO2024095595A1 (ja)

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