JP2005200756A - 無方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents

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浩志 藤村
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Abstract

【課題】 本発明は、低鉄損と高磁束密度を高位両立した無方向性電磁鋼板を安定的に製造する無方向性電磁鋼板の製造方法を提供することを主目的とする。
【解決手段】 上記目的を達成するために、本発明は、質量%で、C:0.005%以下、Si:1.2%〜3.5%、Mn:0.1%〜2.5%、P:0.03%〜0.22%、S:0.01%以下、sol.Al:0.1%〜2.5%、N:0.005%以下を含有し、残部が実質的にFeおよび不純物からなり、さらに下記式(1)を満足する鋼組成を備える平均結晶粒径が50μm以上の鋼板を、300℃〜600℃の温度域に3時間以上保持した後に冷間圧延を施して仕上げ再結晶焼鈍を施すことを実質的に連続して行なうことを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法を提供する。
Si+2sol.Al−Mn≧2.0% (1)
(上記Si,sol.Al,Mnは、各元素の含有量を質量%で表した数値である。)
【選択図】 無し

Description

本発明は、無方向性電磁鋼板の製造方法に関する。特に、本発明は、ハイブリッド自動車、電気自動車および燃料電池自動車の駆動モータ、自動車電装部品等を含む電気機器の鉄心材料として好適な磁束密度の高い無方向性電磁鋼板の製造方法に関する。
近年、地球環境問題への関心の高まりから、多くの分野でエネルギー消費量削減を目的とした技術が進展している。しかしながら、利便性追求により電気機器、自動車等の更なる増加が予想されることから、これまで以上のエネルギー効率改善が要求されている。
ハイブリッド自動車が実用化された現状においては、電気機器分野のみならず自動車分野においてもモータ性能がエネルギー効率を大きく左右している。したがって、エネルギー効率改善への要求とは、モータ性能改善への要求を意味するといっても過言ではない。その結果、制御技術、鉄心形状、鉄心材料等の適正化等により、例えば永久磁石埋め込み型モータのような革新的な技術が生み出され、モータ性能はここ数年で格段に進歩した。
鉄心材料である無方向性電磁鋼板においても、制御技術、鉄心形状等に対応した技術が進展し、例えば、特許文献1にはインバータ制御コンプレッサーモータ用の無方向性電磁鋼板が、特許文献2には永久磁石埋め込み型のモータ用の無方向性電磁鋼板がそれぞれ開示されている。
しかしながら、特許文献1の無方向性電磁鋼板は、板厚、粗度、固有抵抗、粒径等の鋼板の特徴が限定されているのみであり、さらなる磁気特性改善の余地があるばかりか、その安定的な製造技術については何ら開示されていない。また、特許文献2の無方向性電磁鋼板はスクラップの積極利用が前提であり、スクラップ利用と低鉄損化についての技術は開示されているが、高磁束密度化に対する技術については何ら開示されていない。
その他、無方向性電磁鋼板の低鉄損化には電気抵抗の増加および板厚の薄肉化が必要であり、無方向性電磁鋼板の高磁束密度化には集合組織の制御が必要であることから、従来さまざまな技術が開示されている。しかしながら、低鉄損と高磁束密度を高位両立するには至っていない。例えば、電気抵抗増加にはSi,Al等の合金元素を多量に含有させる必要があるが、磁束密度が低下するという本質的な欠点がある。近年では、Si,Al等に加えてCrを積極的に含有させる技術が特許文献3に開示されているが、磁束密度が低下するという欠点は解決されていない。
また、板厚薄肉化には冷延圧下率増加が必要であるが、冷延圧下率増加により磁気特性改善には好ましくない結晶方位が発達するため、低鉄損化を目的とした板厚薄肉化と高磁束密度化を目的とした集合組織制御との両立は困難である。この問題を解決する手段として特許文献4には、Sn,Sbを含有させることにより磁束密度低下を抑制する技術が開示されている。しかしながら、高磁束密度化に関する最適な製造条件は明らかとなっておらず改善の余地がある。さらに、Sbについては人体および環境への悪影響が懸念されており、法改正によってはその使用量が制限される可能性もある。
特開平10−25554号公報 特開2001−172752号 特開2001−26823号公報 特開平9−41037号公報
本発明は、上記問題点に鑑みてなされたものであり、低鉄損と高磁束密度を高位両立した無方向性電磁鋼板を安定的に製造する無方向性電磁鋼板の製造方法を提供することを主目的とするものである。
本発明は、上記課題を解決するために、質量%で、C:0.005%以下、Si:1.2%〜3.5%、Mn:0.1%〜2.5%、P:0.03%〜0.22%、S:0.01%以下、sol.Al:0.1%〜2.5%、N:0.005%以下を含有し、残部が実質的にFeおよび不純物からなり、さらに下記式(1)を満足する鋼組成を備える平均結晶粒径が50μm以上の鋼板を、300℃〜600℃の温度域に3時間以上保持した後に冷間圧延を施して仕上げ再結晶焼鈍を施すことを実質的に連続して行なうことを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法を提供する。
Si+2sol.Al−Mn≧2.0% (1)
(式中、Si,sol.Al,Mnは、各元素の含有量を質量%で表した数値である。)
本発明に係る無方向性電磁鋼板の製造方法においては、0.03%〜0.22%のPが鋼板中に含有されることから、鋼板の磁束密度が増加する。また、鋼板中のS含有量が0.01%以下であることから、鋼板の鉄損が低減される。さらに、平均結晶粒径が50μm以上の鋼板を冷間圧延することから鋼板の不均一変形が抑制される。それにより、鋼板の磁束密度の低下が抑制される。さらにまた、0.03%〜0.22%のPを含有する鋼板を300℃〜600℃の温度域に3時間以上保持することから、鋼板中のPの粒界偏析が最も大きく促進される。それにより、再結晶集合組織が変化する。したがって、鋼板の磁束密度の低下が抑制される。
以上のことから、本発明に係る無方向性電磁鋼板の製造方法によれば、鋼板中に0.003%〜0.22%のPを含むことによる磁束密度の増加効果を最大限に発揮することができ、かつ、鋼板中のS含有量が0.01%以下であることによる鉄損の低減効果も維持される。
また、本発明においては、上記鋼板のS含有量が質量%で0.001%以下であることが好ましい。この場合、MnS等の硫化物が鋼板中多数析出せずに、鉄損の増加が抑制される。
さらに、本発明においては、上記鋼板がさらに質量%でSnを0.1%以下含有することが好ましい。鋼中にSnおよびPを複合的に含有し、かつ、Snを0.1%含有することにより、鋼の磁束密度がさらに増加するからである。
さらにまた、本発明においては、上記冷間圧延後の上記鋼板の板厚が0.35mm以下であることが好ましい。この場合、低鉄損および高磁束密度を両立することができる。
本発明によれば、低鉄損と高磁束密度を高位両立する無方向性電磁鋼板を製造することができる。
以下、本発明の無方向性電磁鋼板の製造方法について詳細に説明する。
なお、鋼中の各元素の含有量を示す「%」は、特に断りのない限り「質量%」を意味するものである。また、本発明において、「残部が実質的にFeおよび不純物からなる」とは、本発明の効果を阻害しない範囲で他の元素を含有する場合を含むことを意味する。さらに、「実質的に連続して」とは、300℃〜600℃の温度域に3時間以上保持する工程と冷間圧延を施す工程と仕上げ再結晶焼鈍を施す工程との間に他の処理を施す工程が介在する場合であっても、当該他の処理が本願発明による効果の発現を阻害するものに該当しない場合、例えば単に鋼板表面を洗浄するものである場合には、本発明に含まれることを意味するものである。
本発明の無方向性電磁鋼板の製造方法は、質量%で、C:0.005%以下、Si:1.2%〜3.5%、Mn:0.1%〜2.5%、P:0.03%〜0.22%、S:0.01%以下、sol.Al:0.1%〜2.5%、N:0.005%以下を含有し、残部が実質的にFeおよび不純物からなり、さらに下記式(1)を満足する鋼組成を備える平均結晶粒径が50μm以上の鋼板を、300℃〜600℃の温度域に3時間以上保持した後に冷間圧延を施して仕上げ再結晶焼鈍を施すことを実質的に連続して行なうことを特徴とするものである。
Si+2sol.Al−Mn≧2.0% (1)
なお、上記Si,sol.Al,Mnは、各元素の含有量を質量%で表した数値である。
まず、本発明に至った知見およびそれに至る実験結果について説明する。発明者らは、無方向性電磁鋼板の磁束密度を増加させる方法について鋭意研究を行った。その結果、鋼板に適量のPを含有させるとともに、最終の冷間圧延前における鋼板の平均結晶粒径を所定の値としてPの粒界偏析を促進する熱処理を施すことにより、鋼板の磁束密度を増加させることができることを見いだした。以下、実験結果に基づいて詳細を説明する。
(第1の実験)
まず、真空溶解炉において、Si:2.0%、sol.Al:0.3%、Mn:0.2%を基本成分とし、Pを0.01%〜0.25%(鋼A,AA:0.01%、鋼B,BB:0.03%、鋼C,CC:0.05%、鋼D,DD:0.06%、鋼E,EE:0.1%、鋼F,FF:0.12%、鋼G,GG:0.15%、鋼H,HH:0.16%、鋼I,II:0.2%、鋼J,JJ:0.22%、鋼K,KK:0.25%)の範囲で含有する鋼を作製した。
このとき、C含有量は、すべての鋼において0.002%〜0.003%であった。S含有量は、鋼A〜Kでは0.003%〜0.004%、鋼AA〜KKでは0.001%以下であった。N含有量は、すべての鋼において0.0015%〜0.0020%の範囲であった。
各鋼を熱間圧延により板厚2.0mmに仕上げた。得られた鋼板に対して加熱速度および冷却速度が40℃/hで、均熱温度:800℃、均熱時間:12時間の熱延板焼鈍を施し、最終板厚:0.27mm(冷延圧下率:86.5%)とする冷間圧延を施した。
その後、各鋼板に対して1000℃で30秒間保持する仕上げの再結晶焼鈍を施し、30mm×100mmの単板試験片に打ち抜き、磁化力5000A/mにおける磁束密度(B50)と1.5Tに磁化した場合のヒステリシス損失(Wh15/50)とを単板磁気測定器にて測定した(いずれも圧延方向と圧延直角方向との平均値)。それらの結果を図1および図2に示す。なお、冷間圧延前の平均結晶粒径はいずれの鋼板も100μm〜110μmであった。
図1は鋼板中P含有量と鋼板の磁束密度との関係を示すグラフであり、図2は鋼板中P含有量と鋼板のヒステリシス損失との関係を示すグラフである。図1および図2の横軸は、鋼板中P含有量を示し、図1の縦軸は鋼板の磁束密度を示し、図2の縦軸は鋼板のヒステリシス損失を示す。
図1に示すように、鋼板中に適量のPを含有させることにより磁束密度が増加することが判明した。また、鋼A〜Kの磁束密度と鋼AA〜KKの磁束密度との間に差異は見られなかったことから、鋼板中のS含有量は鋼板の磁束密度には影響しないことが判明した。また、図2に示すように、鋼A〜Kに対して鋼AA〜KKのヒステリシス損失は小さい値となった。したがって、鋼板中のS含有量を0.001%以下とすることにより、高い磁束密度を保持したままヒステリシス損失が低減されることになり、磁束密度と鉄損が高位両立可能と判明した。
(第2の実験)
次に、鋼の磁束密度に及ぼす冷延圧下率の影響を把握するため、前述の鋼AAおよび鋼EEの熱延板に対して加熱速度および冷却速度が40℃/hで、均熱温度:800℃、均熱時間:12時間の熱延板焼鈍を施し、0.2mm〜0.5mmの種々の仕上げ板厚で冷間圧延を実施(冷延圧下率:75%〜90%)し、仕上げ再結晶焼鈍後の磁束密度B50を測定した。なお、冷延圧下率以外の条件は、第1の実験と同様である。結果を図3に示す。
図3は、冷延圧下率と鋼板の磁束密度との関係を示すグラフである。図3の横軸は冷延圧下率を示し、図3の縦軸は鋼板の磁束密度を示す。図3中の括弧にはそれぞれの鋼板の仕上げ板厚(mm)を示す。図3に示すように、いずれの冷延圧下率においても鋼EEの磁束密度の方が鋼AAの磁束密度よりも高くなった。また、鋼AAおよび鋼EEのいずれも冷延圧下率の増加に伴い磁束密度が低下したが、鋼EEの方が磁束密度の低下率が小さくなった。以上のことから、冷延圧下率に関わらず適量のPを含有する鋼板の方が高い磁束密度を有しており、かつ、冷延圧下率が増加した場合の磁束密度低下も抑制されることが判明した。
(第3の実験)
次いで、冷間圧延前の平均結晶粒径が磁束密度に及ぼす影響を把握するため、前述の鋼AAおよび鋼EEの熱延板に690℃〜900℃の種々の均熱温度で10時間保持する熱延板焼鈍を施すことによって冷間圧延前の平均結晶粒径を変化させ、仕上げ再結晶焼鈍後の磁束密度B50を測定した。なお、熱延板焼鈍の均熱温度および均熱時間以外の条件は、第1の実験と同様である。結果を図4に示す。
図4は、鋼板の冷間圧延前の平均結晶粒径と鋼板の磁束密度との関係を示すグラフである。図4の横軸は鋼板の冷間圧延前の平均結晶粒径を示し、図4の縦軸は鋼板の磁束密度を示す。図4に示すように、いずれの平均結晶粒径においても鋼EEの磁束密度の方が鋼AAの磁束密度よりも高くなった。また、平均結晶粒径の低下に伴う磁束密度の低下率は、鋼EEの方が鋼AAよりも小さくなった。以上のことから、冷間圧延前の平均結晶粒径に拘らず適量のPを含有する鋼の方が高い磁束密度を有しており、かつ、冷間圧延前粒径が細粒化した場合の磁束密度低下も抑制されることが判明した。
(第4の実験)
次に、冷間圧延前の熱履歴の影響について調査した。供試材は前述の鋼AAおよび鋼EEの熱延板である。これらを1000℃に保持した加熱炉内に装入し、保持時間を変化させることにより冷間圧延前の平均結晶粒径を調整し、炉から取り出した後は空冷する熱延板焼鈍を施した(取り出し後、約10分で100℃まで冷却)。これらの鋼板を0.27mmに冷間圧延した後、仕上げの再結晶焼鈍後の磁束密度B50を測定した。また、上記空冷後の鋼板を600℃まで再加熱した後に均熱することなく直ちに40℃/hの冷却速度で徐冷する熱処理を施した鋼板についても0.27mmに冷間圧延した後、仕上げの再結晶焼鈍後の磁束密度B50を測定した。なお、熱延板焼鈍及び上記熱処理以外の条件は、第1の実験と同様である。また、上記熱処理によって冷間圧延前の粒径が変化することはなかった。結果を図5に示す。
図5は、鋼板の冷間圧延前の平均結晶粒径と鋼板の磁束密度との関係を示すグラフである。図5の横軸は鋼板の冷間圧延前の平均結晶粒径を示し、図5の縦軸は鋼板の磁束密度を示す。図5に示すように、鋼AAについては、熱延板焼鈍後の冷却を空冷で行った場合においても空冷後に再加熱して徐冷した場合においても磁束密度にほとんど差異はなかった。一方、鋼EEについては、熱延板焼鈍後の冷却を空冷で行った場合に対して空冷後に再加熱して徐冷した場合においては、同一の冷間圧延前粒径であっても磁束密度が大きく増加し、第3の実験結果と同程度の磁束密度が得られた。以上のことから、Pを適量含有する鋼板は、空冷後に再加熱して徐冷することにより、冷間圧延前の平均結晶粒径が同一であっても磁束密度が大きく増加することが判明した。
上記の第1〜第4の実験から、鋼板の磁束密度を増加させるためにはPを適量含有させるのみでなく、冷間圧延前の熱履歴を所定の条件にすることが必要不可欠であると判明した。これらの結果は、以下のように考えられる。
多結晶体を変形させる場合には、結晶粒界において変形が拘束される。このとき、変形の連続性を保つ必要性から粒界近傍では不均一変形が生じる。冷間圧延前における粒径の細粒化および冷延圧下率の増加によりこの不均一変形が促進されることから、再結晶集合組織においては不均一変形領域から発達する結晶方位が主方位となる。
粒界近傍の不均一変形領域から発達する方位は主に{111}<112>方位であることから、鋼板の磁気特性が悪影響を受け、特に磁束密度が大きく低下する。冷間圧延前における粒径の細粒化および冷延圧下率の増加により磁束密度が低下するのはこのためである。Pは、粒界偏析傾向の強い元素であることから冷間圧延前の結晶粒界に偏析し、上述の再結晶集合組織を変化させるのである。
また、鋼板の磁束密度が冷間圧延前の熱履歴(上記実験においては熱延板焼鈍後の冷却速度や熱処理時の冷却速度)に影響されるのは、Pの粒界偏析が温度の影響をうけることに起因する。平衡状態においては低温ほど粒界偏析の度合いが大きいが、低温ほど原子の拡散が困難となる。これにより、析出、変態等と同様に、ある温度域にて偏析が最も大きく進行することとなる。したがって、徐冷却等によりこの温度域をP原子の拡散に足るだけの十分な時間をかけて通過するといった熱履歴を経た場合にのみ、再結晶集合組織が変化する。なお、空冷のような大きな冷却速度で冷却した場合であっても再加熱後に徐冷却を行なう熱処理を施すことにより磁束密度が増加したという実験結果は、Pの粒界偏析により再結晶集合組織が変化するという考えを支持するものである。
上記の冷間圧延前の熱履歴を調査した結果、冷間圧延前に300℃〜600℃の温度域で3時間以上保持することにより鋼板の磁束密度が増加することが判明した。上記の第1〜第4の実験においては、熱延板焼鈍後の冷却過程において600℃から300℃までの平均冷却速度を100℃/h以下とすることが該当する。なお、上記平均冷却速度とは、冷却開始温度が600℃以上の場合には600℃から300℃までの範囲(温度範囲:300℃)を600℃から300℃まで冷却するのに要した時間で除した値である。高磁束密度化の観点からは、上記平均冷却速度は50℃/h以下が好ましく、さらに好ましくは40℃/h以下である。
後述するように、粒成長を目的とした焼鈍を施した後に、Pの粒界偏析を促進する熱処理を別途施す場合であっても、最高到達温度が600℃以上の場合には、同様に冷却過程における300℃〜600℃の温度域における平均冷却速度を100℃/h以下とすればよく、最高到達温度が300℃以上600℃未満の場合には、必要に応じて均熱時間を設けたり冷却速度をより緩冷却とすることにより300℃〜600℃における保持時間を3時間以上とすればよい。
本発明においては、鋼成分としてPを所定量含有させることが特徴であるが、その効果を有効に引き出しかつ電磁鋼板として必要な他の特性を満足させるためには、後述するように鋼成分を限定する必要がある。以下、本発明の無方向性電磁鋼板における鋼成分について説明する。
1.鋼成分
・C
鋼中のC含有量が0.005%を超えると微細な炭化物が析出することから、鋼の鉄損を増加させる。したがって、鋼中のC含有量の上限を0.005%とした。
・S
鋼中のS含有量が0.01%を超えると鋼中にMnS等の硫化物が多数析出することから、鋼の鉄損が著しく増加する。また冷間圧延前の結晶粒径の細粒化により、鋼の磁束密度も低下する。したがって、鋼中のS含有量の上限を0.01%とした。鋼中S含有量は低ければ低いほど磁気特性が改善されるため、鋼中のS含有量を0.006%以下とするのが好ましい。さらに好ましくは0.004%以下である。図2に示したように、鉄損低減の観点からさらに好ましい範囲は0.001%以下である。
・N
鋼中のN含有量が0.005%を超えると鋼中に窒化物が増加することから、鋼の鉄損が増加する。また、冷間圧延前の結晶粒径の細粒化により、鋼の磁束密度も低下する。したがって、鋼中のN含有量の上限を0.005%とした。
・Si,sol.Al,Mn
鋼中のSi,sol.Al,Mnは、鋼の電気抵抗を増加させる効果を有していることから、鋼の鉄損低減のために含有させる。しかしながら、Si,sol.Al,Mnを鋼中に過度に含有させると鋼の磁束密度が低下する。また、Siを鋼中に過度に含有させると鋼の冷間圧延時に破断が生じるおそれがある。さらに、Mnを鋼中に過度に含有させるとオーステナイト変態を生じることから、鋼の磁気特性の確保が困難になる。
以上のことからそれぞれの元素の上限を定め、鋼中Si含有量は3.5%、鋼中sol.Al含有量は2.5%、鋼中Mn含有量は2.5%以下とした。鋼中のSi含有量の下限値は、電気抵抗の増加により所望の鉄損レベルを確保する観点から1.2%とした。鋼中のsol.Al含有量が0.1%未満では微細な窒化物により鋼の鉄損が増加するとともに冷間圧延前の結晶粒径の細粒化により鋼の磁束密度低下に繋がる。したがって、鋼中のsol.Al含有量の下限値は0.1%とした。鋼中のMn含有量が0.1%未満では硫化物が微細化して鋼の鉄損が増加するとともに冷間圧延前の結晶粒径の細粒化により鋼の磁束密度低下に繋がる。したがって、鋼中のMn含有量の下限値は0.1%とした。
ここで、フェライト−オーステナイト変態を有する鋼の場合、仕上げの再結晶焼鈍温度をフェライト域焼鈍とする必要性により焼鈍温度に制約が生じることから、所望の鉄損レベルの確保が困難となる。一方、フェライト−オーステナイト変態を有さない成分系とするには、鋼中のSi,sol.Al含有量を増加させる必要があるが、前述のとおり鋼の磁束密度が低下する。本発明は、このような本質的に磁束密度が低下しやすいフェライト−オーステナイト変態を有することのない鋼の磁束密度を増加させることを目的としている。Si+2sol.Al−Mnはフェライト−オーステナイト変態に対する指標であり、下記式(1)を満足することにより、フェライト−オーステナイト変態を有することのない鋼となる。
Si+2sol.Al−Mn≧2.0% (1)
なお、上記Si,sol.Al,Mnは、各元素の含有量を質量%で表した数値である。
・P
鋼中に適量のPを含有させることは、前述のとおり冷間圧延前の焼鈍における冷却速度の適正化により鋼の磁束密度を増加させる効果を有する。また、鋼中に適量のPを含有させることは、電気抵抗を増加する効果もあるため鉄損を低減する効果も有する。しかしながら、鋼中に過度にPを含有させると冷間圧延時に破断を生じる。高磁束密度化と冷延破断の観点から、鋼中のP含有量は0.03〜0.22%とした。好ましくは、0.05%以上0.20%以下である。さらに好ましくは、0.06%以上0.16%以下である。
・残部
残部は、実質的にFeおよび不純物である。不純物とはTi,V,Nb,Zr,Cu,Ni,Cr等であり、粒成長性に悪影響を及ぼすTi,V,Nb,Zrは極力低減することが好ましく、それぞれの含有量を0.008%以下とすることが好ましい。精錬工程にて0.01%以上混入する可能性のあるCu,Ni,Crは、0.3%以下の含有量であれば表面疵の問題もなく、本発明の効果を妨げるものでもない。
・Sn
なお、本発明においては鋼中にSnを適宜含有させてもよい。以下、この理由を実験結果に基づいて説明する。
(第5の実験)
真空溶解炉において、Si:2.3%、sol.Al:0.7%、Mn:0.2%を基本成分とし、Pを0.01%〜0.25%(鋼L:0.01%、鋼M:0.03%、鋼N:0.05%、鋼O:0.06%、鋼P:0.10%、鋼Q:0.12%、鋼R:0.15%、鋼S:0.16%、鋼T:0.20%、鋼U:0.22%、鋼V:0.25%)の範囲で含有する鋼とP含有量が0.01%でSnを0.002%〜0.12%(鋼LA:0.002%、鋼LB:0.01%、鋼LC:0.03%、鋼LD:0.05%、鋼LE:0.08%、鋼LF:0.10%、鋼LG:0.12%)の範囲で含有する鋼とP含有量が0.1%でSnを0.002%〜0.12%(鋼PA:0.002%、鋼PB:0.01%、鋼PC:0.03%、鋼PD:0.05%、鋼PE:0.08%、鋼PF:0.10%、鋼PG:0.12%)の範囲で含有する鋼とを作製した。
このとき、すべての鋼において、C含有量は0.002%〜0.003%であり、S含有量は0.001%以下であり、N含有量は0.0015%〜0.002%の範囲であった。各鋼を熱間圧延により板厚2.1mmに仕上げた後、加熱速度および冷却速度が40℃/hで、均熱温度:790℃、均熱時間:15時間の熱延板焼鈍を施し、最終板厚:0.27mm(冷延圧下率:87.1%)とする冷間圧延を実施した。その後、1020℃で30秒間保持する仕上げの再結晶焼鈍を施し、30mm×100mmの単板試験片に打ち抜き、磁束密度B50を単板磁気測定器にて測定した(圧延方向と圧延直角方向の平均値)。それらの結果を図6に示す。なお、冷間圧延前の平均結晶粒径は、いずれの鋼板も110μm〜120μmであった。
図6は、鋼板中のP含有量またはSn含有量と鋼板の磁束密度との関係を示すグラフである。図6の横軸は鋼板中のP含有量またはSn含有量を示し、図6の縦軸は鋼板の磁束密度を示す。図6に示すように、上記第5の実験における鋼の磁束密度は、鋼中P含有量が0.1%程度で極大値を示すが、鋼中にPとSnとを複合的に含有させることによりさらに増加することが判明した。鋼中にPとSnとを複合的に含有させることにより鋼の磁束密度が増加した理由は明確でないが、SnもPと同様に粒界偏析傾向の強い元素であることから、冷間圧延前の粒界偏析により再結晶集合組織を変化させたものと推察できる。鋼の磁束密度を増加させるためには鋼中にSnを含有させることが有効であるが、過度に含有させると合金コストが増大するばかりか鋼の磁束密度が逆に低下する場合がある。したがって、鋼中のSn含有量は、0.1%以下が好ましい。さらに好ましくは0.01%〜0.08%である。
2.各製造工程の条件
本発明においては、冷間圧延前における鋼板の結晶粒界にPを偏析させることが特徴であるが、その効果を有効に引き出すためには、後述するように鋼の製造工程の条件を限定する必要がある。以下、本発明の無方向性電磁鋼板の製造方法における各工程の条件について説明する。
本発明は、最終の冷間圧延前の鋼板の結晶粒界にPを偏析させることを骨子としている。したがって、上述したように、最終の冷間圧延前に鋼板を300℃〜600℃の温度域に3時間以上保持する熱処理を施すことが必要である。
ここで、「保持」とは、上記温度域内で鋼板を一定の温度に維持する状態の他に、上記温度域内で連続的に鋼板の温度を変化させる場合、鋼板の温度を一定に保持することと鋼板の温度を連続的に変化させることとを組合せる場合等をも含む概念である。例えば、鋼板を450℃の一定温度で3時間以上保持する場合、600℃以上にある鋼板を100℃/h以下の冷却速度で常温まで冷却する場合(この場合300℃〜600℃の温度域における滞在時間は3時間以上となる)、常温にある鋼板を100℃/h以下の加熱速度で450℃まで加熱した後に直ちに常温まで100℃/h以下の冷却速度で冷却する場合(この場合も300℃〜600℃の温度域における滞在時間は3時間以上となる)等がこれに該当する。
また、「最終の冷間圧延」とは、仕上げ再結晶焼鈍の直前に行なわれる冷間圧延のことを意味する。冷間圧延が複数回行なわれる場合には、これらの実質的に連続する一連の冷間圧延を意味する。ここで、「直前に」とは、冷間圧延のうち仕上げ再結晶焼鈍の直前にという意味であり、冷間圧延以外の処理が冷間圧延後の仕上げ再結晶前に施される場合であっても当該冷間圧延は仕上げ再結晶焼鈍の直前に行なわれるものである。また「実質的に連続する」とは、例えば中間焼鈍のように再結晶を生じさせる熱処理を間に挟んで冷間圧延を行なう場合に、中間焼鈍の前に行なう冷間圧延を排する意味である。逆に、冷間圧延が形式的に複数の工程からなる場合であっても、上記複数の工程の間に行なわれる処理が再結晶を生じないものであれば、上記複数の工程は実質的に連続する工程に含まれる。
鋼板を300℃〜600℃の温度域に3時間以上保持する熱処理を新たな工程として既存の工程に追加することは、リードタイムの増加、製造コストの増加等を招くことになることから好ましくない。したがって、通常の製造工程の一部に組み込んで実施することが好ましい。すなわち、冷間圧延の途中で鋼板に中間焼鈍を施す場合には、中間焼鈍後(中間焼鈍を複数回行なう場合には最終の中間焼鈍後)の冷却速度を制御して、冷却過程において300℃〜600℃の温度域に3時間以上保持するように当該温度域における平均冷却速度を100℃/h以下とすればよい。また、中間焼鈍を施さずに熱延板焼鈍を施す場合には、熱延板焼鈍後の冷却速度を制御して冷却過程において300℃〜600℃の温度域に3時間以上保持するように平均冷却速度を100℃/h以下とすればよい。
なお、熱延板焼鈍や中間焼鈍を連続焼鈍のように冷却速度が大きな条件で行なう場合であっても、第4の実験で示したように、再度加熱して300℃〜600℃の温度域に3時間以上保持する熱処理を施せば本発明の効果が得られる。
最終の冷間圧延前に実施する焼鈍時の均熱温度および均熱時間は、特に限定するものではなく、最終の冷間圧延前の平均結晶粒径を50μm以上とする条件を適宜選択すればよい。例えば、熱延板焼鈍を施し一回の冷間圧延で最終板厚に仕上げる場合の熱延板焼鈍条件は、箱焼鈍では均熱温度:690℃〜900℃、均熱時間:2時間〜24時間であり、連続焼鈍では均熱温度:800℃〜1100℃、均熱時間:20秒〜5分であることが好ましい。これ以上の均熱温度および均熱時間は、設備に負荷がかかるとともに生産性が低下する。中間焼鈍を実施する場合は、冷間圧延により歪みエネルギーが蓄積されるため、上述の焼鈍条件を外れても所望の平均結晶粒径を得ることができる。例えば、箱焼鈍では、均熱温度:650℃〜900℃、連続焼鈍では均熱温度:700℃〜1100℃が好ましい。製造コストの観点からは、熱延板焼鈍を施して一回の冷間圧延で最終板厚に仕上げる工程が好ましく、特に、ランニングコストの安価な100%水素雰囲気下の箱焼鈍が好ましい。冷却速度は、加熱停止から脱炉までの保持時間または脱炉から水冷開始までの保持時間で調整すればよい。
最終の冷間圧延前に、焼鈍処理とは別にPの粒界偏析を促進させる熱処理を施す場合、すなわち焼鈍により冷間圧延前の結晶粒径を粗大化させた後に再度加熱を行ってPの粒界偏析を促進させる熱処理を施す場合には次のようにすればよい。すなわち、上記熱処理における最高到達温度を600℃以上とする場合には、冷却過程における300℃〜600℃の温度域の平均冷却速度を100℃/h以下とすればよく、上記熱処理における最高到達温度を300℃以上600℃未満とする場合には、必要に応じて均熱時間を設けたり冷却速度を調整したりすることによってPの粒界偏析を促進させればよい。最高到達温度は450℃以上とすることが好ましい。
本発明は、多量の合金元素を含有する変態の生じない鋼の高磁束密度化を目的としている。このような鋼は、本質的に冷間圧延により割れが生じやすく、冷間圧延前の結晶粒径を粗粒化した場合の割れ発生が特に顕著である。したがって、冷間圧延前の結晶粒径の粗粒化による高磁束密度化と工業的な安定操業との両立は困難であった。しかしながら、第3の実験で示したように、本発明においては冷間圧延前の結晶粒径がある程度細粒化しても高磁束密度化が達成されることから、高い磁束密度を有する無方向性電磁鋼板を安定的に製造できる。ただし、冷間圧延前の結晶粒径が50μm未満の場合には本発明の効果をもってしても磁束密度が低下することから、最終の冷間圧延前の平均結晶粒径の下限値は50μmとする。上述の観点から、冷間圧延前の粒径の好ましい範囲は60μm以上である。最終の冷間圧延前の平均結晶粒径の上限値は、上記安定操業の観点から200μmとすることが好ましい。
最終の冷間圧延の圧下率が小さい場合は、続いて行われる仕上げ再結晶焼鈍時の再結晶挙動が変化することから、最終の冷間圧延の圧下率は50%以上が好ましい。圧下率が高い場合においても磁束密度は低下するが、上記第2の実験において示したように、適量のPを含有しかつ最終の冷間圧延前の焼鈍における冷却速度を調整した場合には冷延圧下率増加に伴う磁束密度低下が抑制される。即ち、JIS−2552で規定される板厚である0.35mm以下に薄肉化しても鋼板の磁束密度は維持され、低鉄損と高磁束密度を高位両立できる。この観点から圧下率の上限は特に設けず、冷間圧延の最終的な仕上げ板厚の好ましい範囲を0.35mm以下とする。
冷間圧延後は仕上げの再結晶焼鈍を行い、必要に応じて絶縁コ−テイングを施す。仕上げ再結晶焼鈍の条件は特に限定されるものではないが、均熱温度:850℃〜1150℃、均熱時間:10秒〜120秒が望ましい。850℃より低温あるいは10秒より短時間であると、最終製品の結晶粒が細粒となり鉄損が増加する。また、1150℃より高温の操業は設備の負荷が過大となり、120秒を超える長時間の操業は生産性の劣化を招く。好ましい焼鈍温度範囲は900℃〜1150℃である。
絶縁コーティングは特に限定されるものではなく、有機成分のみ、無機成分のみあるいは有機無機複合物からなる絶縁被膜を施せばよい。無機成分としては重クロム酸−ホウ酸系、リン酸系、シリカ系等が使用でき、有機成分としては一般的なアクリル系、アクリルスチレン系、アクリルシリコン系、シリコン系、ポリエステル系、エポキシ系、フッ素系等の樹脂が使用できる。塗装性を考慮するとエマルジョンタイプの樹脂がよい。また、加熱または加圧することにより接着能を発揮する絶縁コーティングを施してもよい。接着能を有するコーティング成分としては、アクリル系、フエノ−ル系、エポキシ系、メラミン系等が好ましい。
(実施例1)
表1に示す鋼成分の鋼を溶製し、それらの鋼を2.1mmの仕上げ厚に熱間圧延した後、加熱速度および冷却速度が40℃/hで、均熱温度:780℃、均熱時間:12時間の熱延板焼鈍を施し、一回の冷間圧延にて最終板厚:0.27mm(冷延圧下率:87.1%)に仕上げた。その後、1000℃で30秒間保持する仕上げの再結晶焼鈍を施して得られた無方向性電磁鋼板について、エプスタイン試験枠にて磁束密度B50および鉄損W10/400を測定した。冷間圧延前(熱延板焼鈍後)の平均結晶粒径とともに磁気特性を表1に示す。また、表1において、比較例1−1〜1−21の備考欄に、本発明の範囲外にある鋼成分を記載し、冷延前粒径が本発明の範囲外にある場合には「粒径」と記載した。
(評価1)
表1に示すように、本発明で限定する条件を満足している実施例1−1〜1−13の鋼板においては、高磁束密度と低鉄損とが高位両立されていることがわかる。PとともにSnを含有させた実施例1−13の鋼板においては、特に磁束密度が良好となっている。一方、比較例1−1〜1−21の鋼板においては、高磁束密度と低鉄損との両立がなされていない。例えば、比較例1−10,1−13,1−14,1−18の鋼板においては、磁束密度が高くなっているが鉄損も高くなっている。また、比較例1−6の鋼板においては、鉄損が小さくなっているが磁束密度も小さくなっている。
また、比較例1−10〜1−21の鋼板と実施例1−1〜1−13の鋼板との比較により、鋼板中P含有量の適正化により高磁束密度化する効果は、無方向性電磁鋼板の基本成分であるSi,sol.Al,Mn含有量によらず発揮されることがわかる。
比較例1−1の鋼板は、Si含有量が本発明で限定する下限値から外れておりかつフェライト−オーステナイト変態を有していることから鋼板製品の組織も微細になり、磁束密度および鉄損がともに劣っていると考えられる。比較例1−2の鋼板は、Si含有量が本発明で限定する上限値から外れていることから、冷間圧延時に破断したと考えられる。比較例1−3の鋼板は、Mn含有量が本発明で限定する下限値から外れていることから粒成長性が劣化し、磁束密度および鉄損がともに劣っていると考えられる。比較例1−4の鋼板は、Mn含有量が本発明で限定する上限値から外れておりかつフェライト−オーステナイト変態を有していることから、磁束密度および鉄損がともに劣っていると考えられる。比較例1−5の鋼板は、sol.Al含有量が本発明で限定する下限値から外れておりかつフェライト−オーステナイト変態を有していることから、磁束密度および鉄損がともに劣っていると考えられる。比較例1−6の鋼板は、sol.Al含有量が本発明で限定する上限値から外れていることから磁束密度が低いと考えられる。比較例1−7の鋼板は、S含有量が本発明で限定する上限値から外れていることから粒成長性が劣化し、磁束密度および鉄損がともに劣っていると考えられる。比較例1−8の鋼板は、N含有量が本発明で限定する上限値から外れていることから粒成長性が劣化し、磁束密度および鉄損がともに劣っていると考えられる。比較例1−9の鋼板は、P含有量が本発明で限定する上限値から外れていることから冷間圧延時に破断したと考えられる。比較例1−10〜1−21の鋼板は、P含有量が本発明で限定する下限値から外れていることから磁束密度が劣っていると考えられる。
(実施例2)
C:0.002%、Si:2.5%、Mn:0.2%、sol.Al:0.5%、P:0.1%、S:0.001%、N:0.002%を含有する鋼を熱間圧延により2.1mmに仕上げ、実施例2−1〜2−5および比較例2−1〜2−3においては熱延板焼鈍を施したのち一回の冷間圧延にて、実施例2−6〜2−8および比較例2−4,2−5においては熱延板焼鈍を施したのち中間板厚を0.7mmとする中間焼鈍を挟む二回の冷間圧延にて、実施例2−9〜2−11および比較例2−6,2−7においては熱延板焼鈍を施さずに中間板厚を1.0mmとする中間焼鈍を挟む二回の冷間圧延にて、実施例2−12〜2−14においては熱延板焼鈍を施したのち中間板厚を変化させた中間焼鈍を挟む二回の冷間圧延にてそれぞれ板厚0.27mmに圧延した。得られた鋼板に1020℃で30秒間保持する仕上げ再結晶焼鈍を施し、エプスタイン試験枠にて磁束密度B50を測定した。
なお、比較例2−2および実施例2−4,2−8における熱延板焼鈍と比較例2−5,2−6および実施例2−6,2−10における中間焼鈍とにおいては、均熱時間を60秒とした。それ以外の実施例および比較例における熱延板焼鈍および中間焼鈍の均熱時間は、10時間とした。また、実施例2−4における熱延板焼鈍と実施例2−6,2−10における中間焼鈍とは二段階の焼鈍であり、冷却後の鋼板を再度加熱した後に実施例2−4においては3時間の均熱後、実施例2−6,2−10においては均熱することなくそれぞれ冷却した。各条件とともに最終冷間圧延前の平均結晶粒径および磁束密度B50を表2に示す。
表2に示すように、比較例2−1,2−2,2−5,2−6においては、冷却速度が本発明で限定する範囲を外れている。また、比較例2−3,2−4,2−7においては、最終冷延前の平均結晶粒径が本発明で限定する範囲を外れている。
(評価2)
いずれの条件においても、比較例2−1〜2−7の鋼板に比べて実施例2−1〜2−14の鋼板の磁束密度が高い値となっていることがわかる。したがって、鋼板中P含有量が同一であれば、最終の冷間圧延前に施す焼鈍(実施例2−1〜2−5および比較例2−1〜2−3の場合には熱延板焼鈍、実施例2−6〜2−14および比較例2−4〜2−7の場合には中間焼鈍が該当する)にて平均結晶粒径を本発明で限定する範囲とし、かつ、その後の冷却における冷却速度を調整して本発明で限定する範囲とした鋼板の磁束密度B50が増加していることがわかる。
鋼板中P含有量と鋼板の磁束密度との関係を示すグラフである。 鋼板中P含有量と鋼板のヒステリシス損失との関係を示すグラフである。 冷延圧下率と鋼板の磁束密度との関係を示すグラフである。 鋼板の平均結晶粒径と鋼板の磁束密度との関係を示すグラフである。 鋼板の平均結晶粒径と鋼板の磁束密度との関係を示すグラフである。 P含有量およびSn含有量と磁束密度との関係を示すグラフである。

Claims (4)

  1. 質量%で、C:0.005%以下、Si:1.2%〜3.5%、Mn:0.1%〜2.5%、P:0.03%〜0.22%、S:0.01%以下、sol.Al:0.1%〜2.5%、N:0.005%以下を含有し、残部が実質的にFeおよび不純物からなり、さらに下記式(1)を満足する鋼組成を備える平均結晶粒径が50μm以上の鋼板を、300℃〜600℃の温度域に3時間以上保持した後に冷間圧延を施して仕上げ再結晶焼鈍を施すことを実質的に連続して行なうことを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法。
    Si+2sol.Al−Mn≧2.0% (1)
    (式中、Si,sol.Al,Mnは、各元素の含有量を質量%で表した数値である。)
  2. 前記鋼板のS含有量が質量%で0.001%以下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の製造方法。
  3. 前記鋼板がさらに質量%でSnを0.1%以下含有することを特徴とする請求項1または請求項2に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
  4. 前記冷間圧延後の前記鋼板の板厚が0.35mm以下であることを特徴とする請求項1から請求項3のいずれかの請求項に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
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Cited By (29)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2007204787A (ja) * 2006-01-31 2007-08-16 Jfe Steel Kk 永久磁石モータ用電磁鋼板および永久磁石モータ
JP2011522963A (ja) * 2008-05-23 2011-08-04 ポスコ 無方向性電気鋼板
JP2011236486A (ja) * 2010-05-13 2011-11-24 Sumitomo Metal Ind Ltd 無方向性電磁鋼板およびその製造方法
JP2012001772A (ja) * 2010-06-17 2012-01-05 Sumitomo Metal Ind Ltd 無方向性電磁鋼板の製造方法
JP2012036474A (ja) * 2010-08-10 2012-02-23 Sumitomo Metal Ind Ltd 無方向性電磁鋼板およびその製造方法
JP2012036454A (ja) * 2010-08-09 2012-02-23 Sumitomo Metal Ind Ltd 無方向性電磁鋼板およびその製造方法
JP2012036459A (ja) * 2010-08-09 2012-02-23 Sumitomo Metal Ind Ltd 無方向性電磁鋼板およびその製造方法
JP2012036457A (ja) * 2010-08-09 2012-02-23 Sumitomo Metal Ind Ltd 無方向性電磁鋼板およびその製造方法
JP2013044010A (ja) * 2011-08-23 2013-03-04 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp 無方向性電磁鋼板およびその製造方法
JP2013044012A (ja) * 2011-08-23 2013-03-04 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp 無方向性電磁鋼板およびその製造方法
JP2013044008A (ja) * 2011-08-23 2013-03-04 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp 無方向性電磁鋼板
JP2013044011A (ja) * 2011-08-23 2013-03-04 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp 無方向性電磁鋼板、無方向性電磁鋼板の製造方法、および冷間圧延性の評価方法
JP2013044009A (ja) * 2011-08-23 2013-03-04 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp 無方向性電磁鋼板およびその製造方法
JP2014077199A (ja) * 2013-11-07 2014-05-01 Nippon Steel & Sumitomo Metal 無方向性電磁鋼板の製造方法
WO2015025759A1 (ja) * 2013-08-20 2015-02-26 Jfeスチール株式会社 高磁束密度無方向性電磁鋼板およびモータ
KR20160018644A (ko) * 2016-02-02 2016-02-17 주식회사 포스코 무방향성 전기강판 및 그 제조방법
KR20170020481A (ko) 2014-07-31 2017-02-22 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 무방향성 전기 강판과 그 제조 방법 그리고 모터 코어와 그 제조 방법
JP2017066425A (ja) * 2015-09-28 2017-04-06 新日鐵住金株式会社 無方向性電磁鋼板およびその製造方法
JP2017088930A (ja) * 2015-11-05 2017-05-25 新日鐵住金株式会社 無方向性電磁鋼板用の熱延鋼帯及び無方向性電磁鋼板の製造方法
KR20170100004A (ko) 2015-03-17 2017-09-01 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 무방향성 전자 강판 및 그 제조 방법
JP2018012854A (ja) * 2016-07-20 2018-01-25 新日鐵住金株式会社 無方向性電磁鋼板及びその製造方法
US10006109B2 (en) 2013-08-20 2018-06-26 Jfe Steel Corporation Non-oriented electrical steel sheet and hot rolled steel sheet thereof
US10102951B2 (en) 2013-03-13 2018-10-16 Jfe Steel Corporation Non-oriented electrical steel sheet having excellent magnetic properties
RU2674181C1 (ru) * 2015-02-18 2018-12-05 ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН Лист из нетекстурированной электротехнической стали, способ его изготовления и сердечник двигателя
CN110042310A (zh) * 2019-05-29 2019-07-23 张家港扬子江冷轧板有限公司 高效无取向硅钢及其制备方法
WO2020217604A1 (ja) 2019-04-22 2020-10-29 Jfeスチール株式会社 無方向性電磁鋼板の製造方法
US10975451B2 (en) 2015-08-04 2021-04-13 Jfe Steel Corporation Method for producing non-oriented electrical steel sheet having excellent magnetic properties
US10991494B2 (en) 2017-06-02 2021-04-27 Nippon Steel Corporation Non-oriented electrical steel sheet
WO2021167066A1 (ja) 2020-02-20 2021-08-26 日本製鉄株式会社 無方向性電磁鋼板用鋼板

Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH05179357A (ja) * 1991-12-27 1993-07-20 Sumitomo Metal Ind Ltd フェライトステンレス冷延鋼板の製造方法
JPH07278665A (ja) * 1994-04-08 1995-10-24 Nippon Steel Corp 磁束密度が高い無方向性電磁鋼板の製造方法
JPH08295936A (ja) * 1995-04-24 1996-11-12 Nippon Steel Corp 表面性状と磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板の製造方法
JPH11256241A (ja) * 1998-03-11 1999-09-21 Sumitomo Metal Ind Ltd 表面性状に優れたCr系ステンレス鋼酸洗鋼帯とその製造方法
JPH11310857A (ja) * 1998-02-26 1999-11-09 Sumitomo Metal Ind Ltd 無方向性電磁鋼板およびその製造方法
JP2003113451A (ja) * 2001-10-05 2003-04-18 Kawasaki Steel Corp 電動パワーステアリングモータ用の無方向性電磁鋼板およびその製造方法
JP2003213385A (ja) * 2002-01-23 2003-07-30 Sumitomo Metal Ind Ltd 無方向性電磁鋼板

Patent Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH05179357A (ja) * 1991-12-27 1993-07-20 Sumitomo Metal Ind Ltd フェライトステンレス冷延鋼板の製造方法
JPH07278665A (ja) * 1994-04-08 1995-10-24 Nippon Steel Corp 磁束密度が高い無方向性電磁鋼板の製造方法
JPH08295936A (ja) * 1995-04-24 1996-11-12 Nippon Steel Corp 表面性状と磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板の製造方法
JPH11310857A (ja) * 1998-02-26 1999-11-09 Sumitomo Metal Ind Ltd 無方向性電磁鋼板およびその製造方法
JPH11256241A (ja) * 1998-03-11 1999-09-21 Sumitomo Metal Ind Ltd 表面性状に優れたCr系ステンレス鋼酸洗鋼帯とその製造方法
JP2003113451A (ja) * 2001-10-05 2003-04-18 Kawasaki Steel Corp 電動パワーステアリングモータ用の無方向性電磁鋼板およびその製造方法
JP2003213385A (ja) * 2002-01-23 2003-07-30 Sumitomo Metal Ind Ltd 無方向性電磁鋼板

Cited By (39)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2007204787A (ja) * 2006-01-31 2007-08-16 Jfe Steel Kk 永久磁石モータ用電磁鋼板および永久磁石モータ
JP2011522963A (ja) * 2008-05-23 2011-08-04 ポスコ 無方向性電気鋼板
JP2011236486A (ja) * 2010-05-13 2011-11-24 Sumitomo Metal Ind Ltd 無方向性電磁鋼板およびその製造方法
JP2012001772A (ja) * 2010-06-17 2012-01-05 Sumitomo Metal Ind Ltd 無方向性電磁鋼板の製造方法
JP2012036454A (ja) * 2010-08-09 2012-02-23 Sumitomo Metal Ind Ltd 無方向性電磁鋼板およびその製造方法
JP2012036459A (ja) * 2010-08-09 2012-02-23 Sumitomo Metal Ind Ltd 無方向性電磁鋼板およびその製造方法
JP2012036457A (ja) * 2010-08-09 2012-02-23 Sumitomo Metal Ind Ltd 無方向性電磁鋼板およびその製造方法
JP2012036474A (ja) * 2010-08-10 2012-02-23 Sumitomo Metal Ind Ltd 無方向性電磁鋼板およびその製造方法
JP2013044008A (ja) * 2011-08-23 2013-03-04 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp 無方向性電磁鋼板
JP2013044012A (ja) * 2011-08-23 2013-03-04 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp 無方向性電磁鋼板およびその製造方法
JP2013044011A (ja) * 2011-08-23 2013-03-04 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp 無方向性電磁鋼板、無方向性電磁鋼板の製造方法、および冷間圧延性の評価方法
JP2013044009A (ja) * 2011-08-23 2013-03-04 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp 無方向性電磁鋼板およびその製造方法
JP2013044010A (ja) * 2011-08-23 2013-03-04 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp 無方向性電磁鋼板およびその製造方法
US10102951B2 (en) 2013-03-13 2018-10-16 Jfe Steel Corporation Non-oriented electrical steel sheet having excellent magnetic properties
JP2015040309A (ja) * 2013-08-20 2015-03-02 Jfeスチール株式会社 高磁束密度無方向性電磁鋼板およびモータ
WO2015025759A1 (ja) * 2013-08-20 2015-02-26 Jfeスチール株式会社 高磁束密度無方向性電磁鋼板およびモータ
US10597759B2 (en) 2013-08-20 2020-03-24 Jfe Steel Corporation Non-oriented electrical steel sheet having high magnetic flux density and motor
CN105378130A (zh) * 2013-08-20 2016-03-02 杰富意钢铁株式会社 高磁通密度无取向性电磁钢板及电动机
RU2637449C2 (ru) * 2013-08-20 2017-12-04 ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН Лист из нетекстурированной электротехнической стали с высокой плотностью магнитного потока и двигатель
US10006109B2 (en) 2013-08-20 2018-06-26 Jfe Steel Corporation Non-oriented electrical steel sheet and hot rolled steel sheet thereof
JP2014077199A (ja) * 2013-11-07 2014-05-01 Nippon Steel & Sumitomo Metal 無方向性電磁鋼板の製造方法
US10526673B2 (en) 2014-07-31 2020-01-07 Jfe Steel Corporation Non-oriented electrical steel sheet and method for producing the same, and motor core and method of producing the same
KR20170020481A (ko) 2014-07-31 2017-02-22 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 무방향성 전기 강판과 그 제조 방법 그리고 모터 코어와 그 제조 방법
RU2674181C1 (ru) * 2015-02-18 2018-12-05 ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН Лист из нетекстурированной электротехнической стали, способ его изготовления и сердечник двигателя
US10941458B2 (en) 2015-02-18 2021-03-09 Jfe Steel Corporation Non-oriented electrical steel sheet, production method therefor, and motor core
KR20170100004A (ko) 2015-03-17 2017-09-01 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 무방향성 전자 강판 및 그 제조 방법
US11396681B2 (en) 2015-03-17 2022-07-26 Nippon Steel Corporation Non-oriented electrical steel sheet and method for manufacturing thereof
US10975451B2 (en) 2015-08-04 2021-04-13 Jfe Steel Corporation Method for producing non-oriented electrical steel sheet having excellent magnetic properties
JP2017066425A (ja) * 2015-09-28 2017-04-06 新日鐵住金株式会社 無方向性電磁鋼板およびその製造方法
JP2017088930A (ja) * 2015-11-05 2017-05-25 新日鐵住金株式会社 無方向性電磁鋼板用の熱延鋼帯及び無方向性電磁鋼板の製造方法
KR101665951B1 (ko) 2016-02-02 2016-10-13 주식회사 포스코 무방향성 전기강판 및 그 제조방법
KR20160018644A (ko) * 2016-02-02 2016-02-17 주식회사 포스코 무방향성 전기강판 및 그 제조방법
JP2018012854A (ja) * 2016-07-20 2018-01-25 新日鐵住金株式会社 無方向性電磁鋼板及びその製造方法
US10991494B2 (en) 2017-06-02 2021-04-27 Nippon Steel Corporation Non-oriented electrical steel sheet
WO2020217604A1 (ja) 2019-04-22 2020-10-29 Jfeスチール株式会社 無方向性電磁鋼板の製造方法
KR20210132166A (ko) 2019-04-22 2021-11-03 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 무방향성 전자 강판의 제조 방법
CN110042310A (zh) * 2019-05-29 2019-07-23 张家港扬子江冷轧板有限公司 高效无取向硅钢及其制备方法
WO2021167066A1 (ja) 2020-02-20 2021-08-26 日本製鉄株式会社 無方向性電磁鋼板用鋼板
KR20220124775A (ko) 2020-02-20 2022-09-14 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 무방향성 전자 강판용 강판

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