JP4710465B2

JP4710465B2 - Method for producing non-oriented electrical steel sheet for rotor

Info

Publication number: JP4710465B2
Application number: JP2005214625A
Authority: JP
Inventors: 一郎田中; 浩志藤村; 洋克仁富; 裕義屋鋪; 宏二西田; 広毅高丸
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Priority date: 2005-07-25
Filing date: 2005-07-25
Publication date: 2011-06-29
Anticipated expiration: 2025-07-25
Also published as: JP2007031755A

Description

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

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

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

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

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

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

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

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

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

また、ＪＩＳＣ２５５２に規定の無方向性電磁鋼板としては、いわゆる高グレード無方向性電磁鋼板（３５Ａ２１０，３５Ａ２３０など）が最も合金含有量が高く高強度であるが、機械特性レベルは上述の高張力電磁鋼板を下回っており高速回転する駆動モータの回転子としては強度不足である。 As non-oriented electrical steel sheets specified in JIS C 2552, so-called high grade non-oriented electrical steel sheets (35A210, 35A230, etc.) have the highest alloy content and high strength, but the mechanical property level is high as described above. The strength is insufficient as a rotor of a drive motor that is below the tension electromagnetic steel plate and rotates at high speed.

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

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

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

本発明者らは、回転子に適した磁気特性と機械特性とを兼ね備えた無方向性電磁鋼板の有するべき鋼組織について種々検討を行い、従来全く検討されていなかった加工硬化による高強度化に着目した。そして、加工時に導入される転位は鉄損に及ぼす影響が比較的小さいとの新知見を得て、従来の無方向性電磁鋼板の技術認識である完全な再結晶フェライト組織とは全く逆の技術思想に立脚して、鋼板の組織を多量の転位が残存した加工組織および回復状態の組織（以下、「回復組織」と称する）とすることにより、回転子に要求される磁気特性および機械特性が得られることを見出した。さらに、回復組織を得るためにはＮｂ，Ｚｒ，ＴｉおよびＶの含有量を所定の範囲とすることが必要であることを見出し、これらの知見に基づいて、特願２００４−１８３５５４、特願２００４−２５２３９５にて高速回転するモータの回転子用として必要な優れた機械特性と磁気特性とを具備する無方向性電磁鋼板およびその製造方法を提案している。本発明者らは、回復組織を得るための条件についてさらに詳細に検討し、Ｎｂ，Ｚｒ，ＴｉおよびＶのなかでも特にＮｂを積極的に含有させることが最も効果的であることを見出した。さらに、本発明者らは、Ｎｂを積極的に含有させた鋼を用いて所望の機械特性を得るためには、均熱処理工程に供する前段階における鋼板の引張強さを制御すればよいとの新たな知見を得て、本発明を完成させた。 The present inventors have made various studies on the steel structure that should be possessed by the non-oriented electrical steel sheet having both magnetic properties and mechanical properties suitable for rotors, and have achieved high strength by work hardening that has not been studied at all. Pay attention. The new knowledge that dislocations introduced during processing have a relatively small effect on iron loss has been obtained, and this technology is completely the opposite of the completely recrystallized ferrite structure that is the technical recognition of conventional non-oriented electrical steel sheets. Based on the idea, the magnetic structure and mechanical characteristics required for the rotor can be achieved by making the structure of the steel sheet a processed structure in which a large amount of dislocations remain and a recovered structure (hereinafter referred to as “recovered structure”). It was found that it can be obtained. Furthermore, in order to obtain a recovery structure, it has been found that the contents of Nb, Zr, Ti and V need to be within a predetermined range, and based on these findings, Japanese Patent Application Nos. 2004-183554 and 2004 are disclosed. -252395 proposes a non-oriented electrical steel sheet having excellent mechanical and magnetic properties necessary for a rotor of a motor that rotates at high speed, and a method for manufacturing the same. The present inventors have examined the conditions for obtaining a recovered tissue in more detail, and have found that it is most effective to contain Nb especially among Nb, Zr, Ti and V. Furthermore, the present inventors said that in order to obtain desired mechanical properties using steel positively containing Nb, it is only necessary to control the tensile strength of the steel sheet in the previous stage to be subjected to the soaking process. New knowledge was obtained and the present invention was completed.

すなわち、本発明は、質量％で、Ｃ：０．０６％以下、Ｓｉ：３．５％以下、Ｍｎ：０．０５％以上３．０％以下、Ａｌ：２．５％以下、Ｐ：０．３０％以下、Ｓ：０．０４％以下、Ｎ：０．０２％以下、Ｎｂ：０．０２％超を含有し、Ｎｂ、Ｔｉ、ＺｒおよびＶからなる群から選択される少なくとも１種の元素を下記式（１）を満足する範囲で含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる鋼塊または鋼片に、熱間圧延を施す熱間圧延工程と、上記熱間圧延工程により得られた熱間圧延鋼板に一回または中間焼鈍をはさむ二回以上の冷間圧延を施すことにより、板厚が０．１５ｍｍ以上０．８０ｍｍ以下であり引張強さが８５０ＭＰａ以上である冷間圧延鋼板を作製する冷間圧延工程と、上記冷間圧延鋼板を８２０℃以下で均熱する均熱処理工程とを有することを特徴とする回転子用無方向性電磁鋼板の製造方法を提供する。
0＜Nb/93＋Zr/91＋Ti/48＋V/51−(C/12＋N/14)＜5×10^-3 （１）
（ここで、式（１）中、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｖ、ＣおよびＮはそれぞれの元素の含有量（質量％）を示す。） That is, the present invention is, in mass%, C: 0.06% or less, Si: 3.5% or less, Mn: 0.05% or more and 3.0% or less, Al: 2.5% or less, P: 0 30% or less, S: 0.04% or less, N: 0.02% or less, Nb: more than 0.02%, and at least one selected from the group consisting of Nb, Ti, Zr and V It was obtained by a hot rolling process in which an element is contained in a range that satisfies the following formula (1), and the balance is Fe and impurities, hot rolling is performed on the steel ingot or steel slab, and the above hot rolling process. A cold rolled steel sheet having a thickness of 0.15 mm or more and 0.80 mm or less and a tensile strength of 850 MPa or more is obtained by subjecting the hot rolled steel sheet to cold rolling one or more times with intermediate annealing. Cold rolling process to be produced and soaking process for soaking the cold rolled steel sheet at 820 ° C. or less A method for producing a non-oriented electrical steel sheet for a rotor is provided.
0 <Nb / 93 + Zr / 91 + Ti / 48 + V / 51- (C / 12 + N / 14) <5 × 10 ^-3 (1)
(Here, in the formula (1), Nb, Zr, Ti, V, C and N indicate the content (mass%) of each element.)

本発明によれば、Ｎｂ、Ｚｒ、ＴｉおよびＶの含有量を適正に制御し、再結晶および結晶粒成長を目的として実施される均熱処理工程での均熱温度を所定の範囲とすることにより、再結晶を抑制し、均熱処理工程の前までに導入された転位の消滅を抑制して、多量の転位を残存させた加工組織および回復組織を主体とする鋼板を得ることができる。これにより高強度の無方向性電磁鋼板を製造することが可能である。このような鋼板の高強度化は、従来の固溶強化や析出強化のように冷間圧延に供する鋼板、すなわち冷間圧延の母材の高強度化を伴うことがないので、冷間圧延時の破断を抑制することができるという利点を有する。 According to the present invention, by appropriately controlling the contents of Nb, Zr, Ti and V, and setting the soaking temperature in the soaking process performed for the purpose of recrystallization and crystal grain growth within a predetermined range. In addition, it is possible to obtain a steel sheet mainly composed of a processed structure and a recovered structure in which a large amount of dislocations remain by suppressing recrystallization and suppressing the disappearance of dislocations introduced before the soaking process. Thereby, it is possible to manufacture a high-strength non-oriented electrical steel sheet. Such strengthening of the steel sheet does not involve the strengthening of the steel sheet used for cold rolling like the conventional solid solution strengthening and precipitation strengthening, that is, the base material of the cold rolling. It has the advantage that it can suppress the breakage.

また本発明は、上述したように均熱処理工程の前までに導入された転位の消滅を抑制して高強度化を図るものであるから、均熱処理工程の前までに転位を十分に導入することが必要である。本発明においては、冷間圧延鋼板の板厚を所定の範囲とすることにより、冷間圧延工程の際に十分に転位を導入することが可能である。 In addition, as described above, since the present invention is intended to increase the strength by suppressing the disappearance of dislocations introduced before the soaking process, it is necessary to sufficiently introduce the dislocations before the soaking process. is required. In the present invention, by setting the thickness of the cold-rolled steel sheet within a predetermined range, it is possible to sufficiently introduce dislocations during the cold-rolling process.

鋼がＮｂ，Ｚｒ，ＴｉおよびＶを含有する場合、上述したとおり均熱処理工程での転位の消滅が抑制されることから、均熱処理工程の前までに導入される転位の量が多いほど、均熱処理工程後に残存する転位の量は多くなり、強度が向上する。均熱処理工程に供する前段階での転位の量は、均熱処理工程に供する前段階での強度、すなわち冷間圧延のままの鋼板の強度、例えば引張強さを指標とすることができる。そのため、Ｎｂ，Ｚｒ，ＴｉおよびＶを含有する鋼では、均熱処理工程に供する前段階における鋼板の引張強さ、すなわち冷間圧延鋼板の引張強さを所定の範囲とすることで、高強度化に必要な導入すべき転位の量を確保でき、より確実に高強度化を図ることができる。
このように本発明においては、従来のように高価な鋼成分を用いることも、特殊な工程を経ることもなく、例えば駆動モータの回転子として必要な磁気特性および機械特性を満足する回転子用無方向性電磁鋼板を安定して製造することができる。 When the steel contains Nb, Zr, Ti and V, as described above, the disappearance of dislocations in the soaking process is suppressed, so that the more dislocations introduced before the soaking process, the more the soaking. The amount of dislocations remaining after the heat treatment step is increased and the strength is improved. The amount of dislocation in the previous stage subjected to the soaking process can be used as an index the strength in the previous stage subjected to the soaking process, that is, the strength of the steel sheet as cold-rolled, for example, the tensile strength. Therefore, in steel containing Nb, Zr, Ti and V, the tensile strength of the steel plate in the previous stage to be subjected to the soaking process, that is, the tensile strength of the cold-rolled steel plate is set within a predetermined range, thereby increasing the strength. Therefore, the amount of dislocations to be introduced can be secured, and the strength can be increased more reliably.
As described above, in the present invention, an expensive steel component is not used as in the prior art, and a special process is not used. For example, for a rotor that satisfies the magnetic characteristics and mechanical characteristics necessary for a rotor of a drive motor. A non-oriented electrical steel sheet can be manufactured stably.

また本発明においては、上記鋼塊または鋼片が、上記Ｆｅの一部に代えて、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、ＣｏおよびＷからなる群から選択される少なくとも１種の元素を下記の質量％で含有することが好ましい。
Ｃｕ：０．０１％以上８．０％以下（但し、０．１５％を除く）
Ｎｉ：０．０１％以上２．０％以下
Ｃｒ：０．０１％以上１５．０％以下Ｍｏ：０．００５％以上４．０％以下
Ｃｏ：０．０１％以上４．０％以下Ｗ：０．０１％以上４．０％以下
上記元素の高強度化作用により、鋼板の強度をより高めることが可能となるからである。 In the present invention, the steel ingot or steel slab is replaced with a part of the Fe, and at least one element selected from the group consisting of Cu, Ni, Cr, Mo, Co and W has the following mass. It is preferable to contain by%.
Cu: 0.01% to 8.0% (excluding 0.15%)
Ni: 0.01% or more and 2.0% or less Cr: 0.01% or more and 15.0% or less Mo: 0.005% or more and 4.0% or less Co: 0.01% or more and 4.0% or less W: This is because the strength of the steel sheet can be further increased by the action of increasing the strength of the above elements from 0.01% to 4.0%.

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

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

また、本発明の回転子用無方向性電磁鋼板の製造方法は、上記熱間圧延鋼板に熱延板焼鈍を施す熱延板焼鈍工程を有していてもよい。熱延板焼鈍を施すことにより、鋼板の延性が向上し冷間圧延工程での破断を抑制できるからである。 Moreover, the manufacturing method of the non-oriented electrical steel sheet for rotors of this invention may have the hot-rolled sheet annealing process which performs hot-rolled sheet annealing to the said hot-rolled steel sheet. This is because by performing hot-rolled sheet annealing, the ductility of the steel sheet is improved and breakage in the cold rolling process can be suppressed.

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

次に、Ｎｂを積極的に含有させた鋼を用いて所望の機械特性をより安定して確保する手段についての知見を述べる。
質量％で、Ｃ：０．００３％、Ｓｉ：２．９％、Ｍｎ：０．２％、Ａｌ：１．１％、Ｓ：０．００１％、Ｎ：０．００２％、Ｐ：０．０１％、Ｎｂ：０．００１％を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる鋼（上述のＮｂ^＊＜０の鋼）と、Ｃ：０．００２％、Ｓｉ：２．８％、Ｍｎ：０．２％、Ａｌ：１．２％、Ｓ：０．００６％、Ｎ：０．００２％、Ｐ：０．０１％、Ｎｂ：０．０９％を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる鋼（上述のＮｂ^＊＞０の鋼）とに、熱間圧延を施して２．０ｍｍとした後、７５０℃で１０時間の熱延板焼鈍を行い、一回の冷間圧延にて０．３５〜１．２ｍｍの種々の板厚まで仕上げ、７００℃で２０秒間保持する均熱処理を施した。一部の熱延板については、熱延板焼鈍後に中間板厚を０．４〜１．８ｍｍ、中間焼鈍条件を７５０℃で１０時間保持とした二回の冷間圧延にて０．３５ｍｍまで仕上げ、同様に７００℃で２０秒間保持する均熱処理を施した。これらの鋼板について均熱処理前後で圧延方向を長手方向として引張試験を実施した。 Next, the knowledge about the means of ensuring more stably a desired mechanical characteristic using the steel which contained Nb positively is described.
In mass%, C: 0.003%, Si: 2.9%, Mn: 0.2%, Al: 1.1%, S: 0.001%, N: 0.002%, P: 0.00. Steel containing 01%, Nb: 0.001%, the balance being Fe and impurities (the steel of the above-mentioned Nb ^* <0), C: 0.002%, Si: 2.8%, Mn: 0 .2%, Al: 1.2%, S: 0.006%, N: 0.002%, P: 0.01%, Nb: 0.09% steel, the balance being Fe and impurities (Steel with the above-mentioned Nb ^* > 0) was hot-rolled to 2.0 mm, then subjected to hot-rolled sheet annealing at 750 ° C. for 10 hours, and 0.35 by one cold rolling. Finished to various plate thicknesses of ˜1.2 mm and soaked at 700 ° C. for 20 seconds. For some hot-rolled plates, after hot-rolled sheet annealing, the intermediate sheet thickness is 0.4 to 1.8 mm, and the intermediate annealing conditions are maintained at 750 ° C. for 10 hours until cold rolling is performed to 0.35 mm Finishing was similarly performed soaking at 700 ° C. for 20 seconds. These steel sheets were subjected to a tensile test with the rolling direction as the longitudinal direction before and after soaking.

図３に均熱処理工程前後の引張強さの関係、図４に均熱処理工程前の引張強さと均熱処理工程後の降伏点との関係をそれぞれ示す。図３より、Ｎｂ^＊＞０の鋼に限り、冷間圧延の回数にかかわらず、均熱処理工程前の引張強さ、すなわち冷間圧延のままの引張強さが大きくなるとともに均熱処理工程後の引張強さも大きくなることがわかる。また、図４より、上記の場合と同様に、Ｎｂ^＊＞０の鋼に限り、冷間圧延の回数にかかわらず、均熱処理工程前の引張強さ、すなわち冷間圧延のままの引張強さが大きくなるとともに均熱処理工程後の降伏点も大きくなることがわかる。 FIG. 3 shows the relationship between the tensile strength before and after the soaking step, and FIG. 4 shows the relationship between the tensile strength before the soaking step and the yield point after the soaking step. From FIG. 3, only for steels with Nb ^* > 0, the tensile strength before the soaking process, that is, the tensile strength as it is in the cold rolling process is increased and the soaking process is performed after the soaking process, regardless of the number of cold rolling processes. It can be seen that the tensile strength also increases. From FIG. 4, as in the case described above, only for steels with Nb ^* > 0, the tensile strength before the soaking process, that is, the tensile strength as cold-rolled, regardless of the number of cold rollings. It can be seen that the yield point after the soaking process increases as the value increases.

ここで、冷間圧延のままの引張強さは、冷間圧延の前までに導入された転位と冷間圧延により導入された転位との合計量の指標、すなわち、均熱処理工程の前までに導入された転位の量の指標となる。本発明は、均熱処理工程の前までに導入された転位が均熱処理時に消滅するのを抑制することで鋼板の高強度化を図るものである。したがって、均熱処理後に十分に転位を残留させるためには、均熱処理工程の前までに多量の転位を導入することが必要であり、冷間圧延時に多量の転位を導入することが重要である。
しかしながら、固溶Ｎｂを含有しない鋼（Ｎｂ^＊＜０の鋼）では、均熱処理時の転位の消滅を抑制することができないため、均熱処理工程の前までに多量の転位を導入する、すなわち均熱処理工程前の引張強さを大きくしても、均熱処理後に残存する転位の量が少なくなり、均熱処理後において十分な強度を確保することはできない。これに対して、固溶Ｎｂを含有する鋼（Ｎｂ^＊＞０の鋼）では均熱処理時の転位の消滅が抑制されるため、均熱処理工程の前までに導入される転位の量が多ければ、すなわち均熱処理工程前の引張強さが大きければ、均熱処理後に残存する転位の量も多くなり、均熱処理後において強度を安定して確保することができるのである。したがって、固溶Ｎｂを含有する鋼（Ｎｂ^＊＞０の鋼）では、均熱処理後の鋼板の引張強さ、降伏点といった強度を確保するために必要な導入すべき転位の量の目安として、均熱処理前の引張強さを採用することができる。 Here, the tensile strength as it is in cold rolling is an index of the total amount of dislocations introduced before cold rolling and dislocations introduced by cold rolling, i.e., before the soaking process. It is an indicator of the amount of dislocations introduced. The present invention is intended to increase the strength of a steel sheet by suppressing the dislocations introduced before the soaking process from disappearing during the soaking process. Therefore, in order to leave dislocations sufficiently after soaking, it is necessary to introduce a large amount of dislocations before the soaking step, and it is important to introduce a large amount of dislocations during cold rolling.
However, steel that does not contain solute Nb (steel with Nb ^* <0) cannot suppress the disappearance of dislocations during soaking, so a large amount of dislocations are introduced before the soaking step, that is, soaking. Even if the tensile strength before the heat treatment process is increased, the amount of dislocations remaining after the soaking process decreases, and sufficient strength cannot be ensured after the soaking process. In contrast, in steel containing solute Nb (steel with Nb ^* > 0), the disappearance of dislocations during soaking is suppressed, so if the amount of dislocations introduced before the soaking process is large, That is, if the tensile strength before the soaking process is large, the amount of dislocations remaining after the soaking process increases, and the strength can be stably secured after the soaking process. Therefore, in steel containing solute Nb (steel with Nb ^* > 0), as a measure of the amount of dislocations to be introduced necessary to ensure strength such as tensile strength and yield point of the steel sheet after soaking, The tensile strength before soaking can be used.

Ｔｉ，ＺｒおよびＶについても上記と同様の検討を行い、本発明の鋼組成を備えていれば、均熱処理工程での転位の消滅が抑制されるため、均熱処理工程後の引張強さおよび降伏点等の強度の指標として、均熱処理工程前の引張強さを採用することができるとの知見を得た。
そして、均熱処理工程後に引張強さおよび降伏点等の強度を十分に確保するために必要な条件として、均熱処理工程の前段階で８５０ＭＰａ以上の引張強さを確保することが重要と判明し、本発明を完成させたのである。
以下、本発明の回転子用無方向性電磁鋼板の製造方法について詳細に説明する。 For Ti, Zr and V, the same examination as described above is performed, and if the steel composition of the present invention is provided, the disappearance of dislocations in the soaking process is suppressed, so the tensile strength and yield after the soaking process are reduced. It was found that the tensile strength before the soaking process can be used as an index of strength such as points.
And, as a necessary condition for sufficiently securing the strength such as the tensile strength and the yield point after the soaking process, it was found important to secure a tensile strength of 850 MPa or more in the previous stage of the soaking process, The present invention has been completed.
Hereinafter, the manufacturing method of the non-oriented electrical steel sheet for rotors of this invention is demonstrated in detail.

本発明の回転子用無方向性電磁鋼板の製造方法は、質量％で、Ｃ：０．０６％以下、Ｓｉ：３．５％以下、Ｍｎ：０．０５％以上３．０％以下、Ａｌ：２．５％以下、Ｐ：０．３０％以下、Ｓ：０．０４％以下、Ｎ：０．０２％以下、Ｎｂ：０．０２％超を含有し、Ｎｂ、Ｔｉ、ＺｒおよびＶからなる群から選択される少なくとも１種の元素を上記式（１）を満足する範囲で含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる鋼塊または鋼片に、熱間圧延を施す熱間圧延工程と、上記熱間圧延工程により得られた熱間圧延鋼板に一回または中間焼鈍をはさむ二回以上の冷間圧延を施すことにより、板厚が０．１５ｍｍ以上０．８０ｍｍ以下であり引張強さが８５０ＭＰａ以上である冷間圧延鋼板を作製する冷間圧延工程と、上記冷間圧延鋼板を８２０℃以下で均熱する均熱処理工程とを有することを特徴とするものである。
以下、本発明の回転子用無方向性電磁鋼板の製造方法における鋼塊または鋼片、および各工程について説明する。 The manufacturing method of the non-oriented electrical steel sheet for rotors of this invention is the mass%, C: 0.06% or less, Si: 3.5% or less, Mn: 0.05% or more and 3.0% or less, Al : 2.5% or less, P: 0.30% or less, S: 0.04% or less, N: 0.02% or less, Nb: more than 0.02%, from Nb, Ti, Zr and V at least one element selected from the group consisting incorporated within a range satisfying the above formula (1), the steel ingot or slab balance being F e and impurities, and hot rolling step of performing hot rolling The sheet thickness is 0.15 mm or more and 0.80 mm or less by subjecting the hot rolled steel sheet obtained by the above hot rolling process to cold rolling at least once with intermediate annealing or intermediate annealing. A cold rolling process for producing a cold rolled steel sheet having a thickness of 850 MPa or more, and 820 And a soaking process that soaks at a temperature of less than or equal to ° C.
Hereinafter, the steel ingot or steel piece and each process in the manufacturing method of the non-oriented electrical steel sheet for rotors of this invention are demonstrated.

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

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

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

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

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

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

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

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

（８）Ｎｂ，Ｚｒ，ＴｉおよびＶ
均熱処理中の転位の消滅および再結晶を抑制し、加工組織および回復組織を得るためには析出物を形成していない固溶した状態のＮｂ，Ｚｒ，ＴｉまたはＶを含有させることが必要である。したがって、Ｎｂ，Ｚｒ，ＴｉおよびＶからなる群から選択される少なくとも１種の元素を、下記式（４）を満足する範囲で含有させることが必要である。
Nb/93＋Zr/91＋Ti/48＋V/51−(C/12＋N/14)＞0 （４）
（ここで、式（４）中、Ｎｂ，Ｚｒ，Ｔｉ，Ｖ，ＣおよびＮはそれぞれの元素の含有量（質量％）を示す。） (8) Nb, Zr, Ti and V
In order to suppress dislocation annihilation and recrystallization during soaking, and to obtain a processed structure and a recovered structure, it is necessary to contain Nb, Zr, Ti, or V in a solid solution state in which precipitates are not formed. is there. Therefore, it is necessary to contain at least one element selected from the group consisting of Nb, Zr, Ti and V in a range satisfying the following formula (4).
Nb / 93 + Zr / 91 + Ti / 48 + V / 51- (C / 12 + N / 14)> 0 (4)
(Here, in the formula (4), Nb, Zr, Ti, V, C and N indicate the content (mass%) of each element.)

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

図１および図２に示すように、均熱処理時の均熱温度が高温の場合、固溶Ｎｂ，Ｚｒ，ＴｉおよびＶの含有量が多ければ多いほど転位の消滅および再結晶を抑制する効果は大きくなり、加工組織または回復組織を得るには有効である。
しかしながら、過度に固溶Ｎｂ，Ｚｒ，ＴｉおよびＶを含有する場合には熱間圧延時および熱延板焼鈍時にも転位の消滅および再結晶が抑制されるため、冷間圧延前の組織が未再結晶状態となる場合がある。その結果としてリジングと呼ばれる表面欠陥が生じ、鉄心に積層した場合の占積率が低下しモータ効率が低下するため好ましくない。また、冷間圧延時に割れが生じる場合もある。固溶Ｎｂ，Ｚｒ，ＴｉおよびＶの含有量の上限値はこの観点から定められ、Ｎｂ，Ｚｒ，ＴｉおよびＶは下記式（１）で示される範囲で含有させる必要がある。
0＜Nb/93＋Zr/91＋Ti/48＋V/51−(C/12＋N/14)＜5×10^-3 （１）
（ここで、式（１）中、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｖ、ＣおよびＮはそれぞれの元素の含有量（質量％）を示す。） As shown in FIGS. 1 and 2, when the soaking temperature during soaking is high, the more the content of solid solution Nb, Zr, Ti and V is, the more effective the effect of suppressing dislocation disappearance and recrystallization. It is effective for obtaining a processed structure or a recovered structure.
However, when excessively containing solute Nb, Zr, Ti, and V, dislocation disappearance and recrystallization are suppressed during hot rolling and hot-rolled sheet annealing, so that the structure before cold rolling is not yet obtained. There may be a recrystallized state. As a result, surface defects called ridging are generated, which is not preferable because the space factor when laminated on an iron core is lowered and the motor efficiency is lowered. Moreover, a crack may arise at the time of cold rolling. The upper limit of the content of the solute Nb, Zr, Ti and V is determined from this viewpoint, and Nb, Zr, Ti and V must be contained within the range represented by the following formula (1).
0 <Nb / 93 + Zr / 91 + Ti / 48 + V / 51- (C / 12 + N / 14) <5 × 10 ^-3 (1)
(Here, in the formula (1), Nb, Zr, Ti, V, C and N indicate the content (mass%) of each element.)

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

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

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

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

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

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

２．熱間圧延工程
本発明における熱間圧延工程は、上述した鋼組成を備える鋼塊または鋼片（以下、「スラブ」ともいう）に熱間圧延を施す工程である。
本工程においては、上述した鋼組成を有する鋼を、連続鋳造法あるいは鋼塊を分塊圧延する方法など一般的な方法によりスラブとし、加熱炉に装入して熱間圧延を施す。この際、スラブ温度が高い場合には加熱炉に装入しないで熱間圧延を行ってもよい。 2. Hot Rolling Step The hot rolling step in the present invention is a step of hot rolling a steel ingot or steel slab (hereinafter also referred to as “slab”) having the above-described steel composition.
In this step, the steel having the above-described steel composition is made into a slab by a general method such as a continuous casting method or a method of rolling a steel ingot, and is charged in a heating furnace and subjected to hot rolling. At this time, when the slab temperature is high, hot rolling may be performed without charging the heating furnace.

スラブ温度は特に限定されるものではないが、コストおよび熱間圧延性の観点から１０００〜１３００℃とすることが好ましい。より好ましくは１０５０〜１２５０℃である。
また、熱間圧延の各種条件は特に限定されるものではなく、例えば仕上げ温度が７００〜９５０℃、巻き取り温度が７５０℃以下など、一般的な条件に従って行えばよい。 Although slab temperature is not specifically limited, It is preferable to set it as 1000-1300 degreeC from a viewpoint of cost and hot rolling property. More preferably, it is 1050-1250 degreeC.
Moreover, various conditions of hot rolling are not specifically limited, For example, what is necessary is just to perform according to general conditions, such as finishing temperature 700-950 degreeC and coiling temperature 750 degrees C or less.

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

３．冷間圧延工程
本発明における冷間圧延工程は、上記熱間圧延工程により得られた熱間圧延鋼板に一回または中間焼鈍をはさむ二回以上の冷間圧延を施すことにより、板厚が０．１５ｍｍ以上０．８０ｍｍ以下であり引張強さが８５０ＭＰａ以上である冷間圧延鋼板を作製する工程である。 3. Cold Rolling Process In the cold rolling process of the present invention, the hot rolled steel sheet obtained by the above hot rolling process is subjected to cold rolling twice or more with one or more intermediate annealings, so that the sheet thickness is 0. This is a step of producing a cold-rolled steel sheet having a tensile strength of 850 MPa or more and 15 mm or more and 0.80 mm or less.

本工程においては、鋼板を所定の板厚に仕上げる。この際、一回の冷間圧延で所定の板厚まで仕上げてもよいし、中間焼鈍を含む二回以上の冷間圧延によって仕上げてもよい。
板厚は、０．１５ｍｍ以上０．８０ｍｍ以下とする。板厚が上記範囲未満では、過度の加工が必要となって冷間圧延時に破断するおそれがある。また、後述する均熱処理工程での生産性が悪くなるばかりか、占積率やカシメ強度が低下する可能性もある。一方、板厚が上記範囲を超えると、渦電流損失が増加するため、モータ効率が低下するおそれがある。また、冷間圧延時に導入される転位の量が低下するために、均熱処理に供する前の鋼板、すなわち冷間圧延鋼板の引張強度を確保することが困難になり、製品の機械特性が劣化するおそれもある。このような観点から、好ましい板厚は０．２０ｍｍ以上０．７０ｍｍ以下である。 In this step, the steel plate is finished to a predetermined plate thickness. Under the present circumstances, you may finish to a predetermined | prescribed board thickness by one cold rolling, and you may finish by two or more cold rolling including intermediate annealing.
The plate thickness is 0.15 mm or more and 0.80 mm or less. If the plate thickness is less than the above range, excessive processing is required and there is a risk of fracture during cold rolling. Moreover, not only productivity in the soaking process described later is deteriorated, but also the space factor and caulking strength may be lowered. On the other hand, if the plate thickness exceeds the above range, the eddy current loss increases, and thus the motor efficiency may be reduced. In addition, since the amount of dislocations introduced during cold rolling decreases, it becomes difficult to secure the tensile strength of the steel plate before being subjected to soaking, that is, the cold rolled steel plate, and the mechanical properties of the product deteriorate. There is also a fear. From such a viewpoint, a preferable plate thickness is 0.20 mm or more and 0.70 mm or less.

本発明においては、均熱処理工程の前までに導入された転位の均熱処理工程における消滅を抑制して、均熱処理後に転位を十分に残存させることにより高強度化を達成しているため、導入された転位の量が少ない場合には均熱処理後に十分な強度を確保できない。上述したように、均熱処理工程の前までに導入された転位の量は均熱処理工程に供される前の鋼板、すなわち冷間圧延鋼板の引張強さで判別することができる。Ｎｂ，Ｚｒ，ＴｉおよびＶを適正量含有させることにより均熱処理工程における転位の消滅が抑制される鋼の場合、冷間圧延鋼板の引張強さが所定の範囲であれば、均熱処理工程の前までに十分な転位が導入されているため均熱処理工程後に転位を十分に残存させることができ、均熱処理工程後に高い強度を安定して確保することができる。そのため、冷間圧延鋼板の引張強さは、圧延方向を長手方向とした測定値で８５０ＭＰａ以上とする。好ましくは９００ＭＰａ以上である。
ここで、冷間圧延鋼板の引張強さは圧延方向を長手方向として採取した引張試験片にて測定することができる。 In the present invention, the dislocations introduced before the soaking process are suppressed from disappearing in the soaking process, and the dislocations are sufficiently left after soaking so as to achieve high strength. When the amount of dislocations is small, sufficient strength cannot be secured after soaking. As described above, the amount of dislocations introduced before the soaking process can be determined by the tensile strength of the steel sheet before being subjected to the soaking process, that is, the cold-rolled steel sheet. In the case of steel in which the disappearance of dislocations in the soaking process is suppressed by containing appropriate amounts of Nb, Zr, Ti and V, if the tensile strength of the cold-rolled steel sheet is within a predetermined range, before the soaking process Since sufficient dislocations have been introduced up to this point, the dislocations can remain sufficiently after the soaking process, and high strength can be stably ensured after the soaking process. Therefore, the tensile strength of the cold-rolled steel sheet is 850 MPa or more as a measured value with the rolling direction as the longitudinal direction. Preferably it is 900 MPa or more.
Here, the tensile strength of the cold-rolled steel sheet can be measured with a tensile specimen taken with the rolling direction as the longitudinal direction.

このように本工程においては、所望の鉄損レベルに応じて板厚を適宜選定し、均熱処理工程の前段階における引張強さを十分に確保できるように、すなわち均熱処理工程の前に十分な量の転位を導入できるように冷間圧延を実施すれば本発明の効果を得ることができる。 As described above, in this step, the plate thickness is appropriately selected according to the desired iron loss level, and sufficient tensile strength in the previous stage of the soaking step can be secured, that is, sufficient before the soaking step. The effect of the present invention can be obtained if cold rolling is performed so that an amount of dislocations can be introduced.

後述するように、均熱処理工程前に鋼板の平坦度を矯正する目的で軽加工を行う、すなわち矯正工程を行う場合は、矯正工程後の鋼板が上述の引張強さを満足していれば本発明の効果を得ることができる。 As will be described later, when light processing is performed for the purpose of correcting the flatness of the steel sheet before the soaking process, that is, when the correction process is performed, the steel sheet after the correction process satisfies the above-described tensile strength. The effects of the invention can be obtained.

上述したように転位が十分に導入されれば本発明の効果を得ることができるため、冷間圧延時の鋼板温度、圧下率、圧延ロール径など、冷間圧延の各種条件は特に限定されるものではなく、被圧延材の鋼組成、目的とする鋼板の板厚などにより適宜選択するものとする。 Since the effects of the present invention can be obtained if dislocations are sufficiently introduced as described above, various conditions for cold rolling such as steel plate temperature, rolling reduction, and rolling roll diameter during cold rolling are particularly limited. However, it is appropriately selected depending on the steel composition of the material to be rolled, the thickness of the target steel plate, and the like.

４．均熱処理工程
本発明における均熱処理工程は、上記冷間圧延鋼板を８２０℃以下で均熱する工程である。
本発明は、均熱処理で進行する転位の消滅および再結晶を抑制し、転位を残存させることを骨子としている。したがって、再結晶抑制効果が小さい場合には、均熱温度を通常の無方向性電磁鋼板の均熱温度よりも著しく低温化する必要がある。通常の無方向性電磁鋼板の連続焼鈍ラインでの均熱処理を前提とすれば、炉温が下がり、かつ安定化するまでは均熱処理に供することはできない。さらに、一旦炉温を下げた後は、通常の無方向性電磁鋼板の均熱温度まで炉温が上がり、かつ安定化するまでは、通常の無方向性電磁鋼板を均熱処理に供することもできない。これらのことから、再結晶抑制効果が小さい場合には、生産性を著しく低下させることが容易に想像できる。 4). Soaking process The soaking process in the present invention is a process of soaking the cold-rolled steel sheet at 820 ° C. or less.
The gist of the present invention is to suppress the disappearance and recrystallization of dislocations proceeding by soaking, and leave the dislocations. Therefore, when the recrystallization suppressing effect is small, it is necessary to make the soaking temperature significantly lower than the soaking temperature of a normal non-oriented electrical steel sheet. Assuming soaking in a continuous annealing line of a normal non-oriented electrical steel sheet, it cannot be subjected to soaking until the furnace temperature is lowered and stabilized. Furthermore, once the furnace temperature is lowered, the normal non-oriented electrical steel sheet cannot be subjected to soaking treatment until the furnace temperature rises to the soaking temperature of the normal non-oriented electrical steel sheet and stabilizes. . From these facts, it can be easily imagined that the productivity is remarkably lowered when the recrystallization suppressing effect is small.

本発明においてはＮｂ，Ｚｒ，ＴｉおよびＶのうち、Ｎｂを積極的に含有させることを特徴としているため、再結晶を抑制する効果が大きい。したがって、均熱処理工程での均熱温度が高くとも加工組織および回復組織を得ることができ、特殊な均熱温度の機会を設ける必要がないため生産性を向上させることができる。具体的には、均熱処理工程の均熱温度が８２０℃以下であれば、所望の機械特性を得ることができる。機械特性の観点から好ましくは７８０℃以下、さらに好ましくは７５０℃以下である。この均熱温度は通常の無方向性電磁鋼板で実施する範囲内であり、生産性を阻害することはない。
一方、均熱温度が低ければ低いほど再結晶の進行が抑制されるが、均熱温度が低すぎると鋼板の平坦が矯正されずに回転子に積層した場合の占積率が低下する場合がある。また、均熱処理を施すことにより冷間圧延のままの状態よりも鉄損を改善する効果も得られることから、均熱温度が低すぎると鉄損の増加に繋がる。さらに、均熱温度が低すぎると、上述のとおり生産性が著しく低下する。そこで、平坦矯正および鉄損改善の観点から、好ましい均熱温度の下限値を５００℃とする。さらに好ましくは６００℃以上である。 In the present invention, among Nb, Zr, Ti, and V, Nb is positively contained, so that the effect of suppressing recrystallization is great. Therefore, even if the soaking temperature in the soaking process is high, a processed structure and a recovered structure can be obtained, and productivity can be improved because there is no need to provide a special soaking temperature opportunity. Specifically, if the soaking temperature in the soaking process is 820 ° C. or less, desired mechanical properties can be obtained. From the viewpoint of mechanical properties, it is preferably 780 ° C. or lower, more preferably 750 ° C. or lower. This soaking temperature is within the range to be implemented with a normal non-oriented electrical steel sheet, and does not hinder productivity.
On the other hand, the lower the soaking temperature, the more the progress of recrystallization is suppressed, but if the soaking temperature is too low, the flatness of the steel sheet is not corrected and the space factor when laminated on the rotor may decrease. is there. Moreover, since the effect which improves a core loss rather than the state of cold rolling is also acquired by performing soaking, it will lead to an increase in an iron loss if soaking temperature is too low. Furthermore, when the soaking temperature is too low, the productivity is significantly reduced as described above. Therefore, from the viewpoint of flatness correction and iron loss improvement, a preferable lower limit value of the soaking temperature is set to 500 ° C. More preferably, it is 600 degreeC or more.

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

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

５．熱延板焼鈍工程
本発明においては、上記熱間圧延工程により得られた熱間圧延鋼板に熱延板焼鈍を施す熱延板焼鈍工程を行ってもよい。この熱延板焼鈍工程は、熱間圧延工程と冷間圧延工程との間に行われる工程である。
熱延板焼鈍工程は必ずしも必須の工程ではないが、熱延板焼鈍工程を行うことにより、鋼板の延性が向上し冷間圧延工程での破断を抑制できる。また、製品表面における凹凸欠陥の生成を軽減する効果も有する。 5. Hot-rolled sheet annealing process In the present invention, a hot-rolled sheet annealing process may be performed in which hot-rolled sheet annealing is performed on the hot-rolled steel sheet obtained by the hot-rolling process. This hot-rolled sheet annealing process is a process performed between a hot rolling process and a cold rolling process.
The hot-rolled sheet annealing process is not necessarily an essential process, but by performing the hot-rolled sheet annealing process, the ductility of the steel sheet is improved, and breakage in the cold rolling process can be suppressed. It also has the effect of reducing the formation of irregularities on the product surface.

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

６．その他
本発明においては、上記均熱処理工程後に、一般的な方法に従って、有機成分のみ、無機成分のみ、あるいは有機無機複合物からなる絶縁皮膜を鋼板表面に塗布するコーティング工程を行うことが好ましい。環境負荷軽減の観点から、クロムを含有しない絶縁皮膜を塗布しても構わない。また、コーティング工程は、加熱・加圧することにより接着能を発揮する絶縁コーティングを施す工程であってもよい。接着能を発揮するコーティング材料としては、アクリル樹脂、フェノール樹脂、エポキシ樹脂またはメラミン樹脂などを用いることができる。 6). Others In the present invention, after the soaking step, it is preferable to perform a coating step in which an insulating film made of only an organic component, only an inorganic component, or an organic-inorganic composite is applied to the steel sheet surface according to a general method. From the viewpoint of reducing environmental burden, an insulating film not containing chromium may be applied. Further, the coating process may be a process of applying an insulating coating that exhibits adhesive ability by heating and pressurizing. As a coating material exhibiting adhesive ability, an acrylic resin, a phenol resin, an epoxy resin, a melamine resin, or the like can be used.

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

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

［実施例１〜２６］
下記の表１に示す鋼組成を有する鋼を真空溶製し、これらの鋼を１１５０℃に加熱し、仕上げ温度８２０℃で熱間圧延を行い５８０℃で巻き取り、厚さが２．０ｍｍの熱間圧延鋼板を得た。これらの熱間圧延鋼板のうち一部を除いて水素雰囲気中にて１０時間保持する箱焼鈍、あるいは１０００℃で６０秒間保持する連続焼鈍による熱延板焼鈍を施し、一回の冷間圧延にて種々の板厚に仕上げた。また、一部の熱間圧延鋼板については、上記の熱延板焼鈍後、中間板厚まで冷間圧延した後、水素雰囲気中にて７５０℃または８００℃で１０時間保持する箱焼鈍、あるいは１０００℃で６０秒間保持する連続焼鈍による中間焼鈍を実施し、二回目の冷間圧延で種々の板厚に仕上げた。さらに、一部の熱間圧延鋼板については熱延板焼鈍を施すことなく、一回あるいは中間焼鈍を含む二回の冷間圧延にて種々の板厚に仕上げた。その後、実施例１〜９および１１〜２６では種々の温度で３０秒間保持する連続焼鈍による均熱処理を施した。実施例１０では５００℃で１０時間保持する箱焼鈍により均熱処理を施した。
下記の表２に、各鋼板の熱延板焼鈍条件、冷間圧延条件、および均熱処理条件をそれぞれ示す。 [Examples 1 to 26]
Steels having the steel compositions shown in Table 1 below are vacuum-melted, these steels are heated to 1150 ° C., hot-rolled at a finishing temperature of 820 ° C., wound up at 580 ° C., and a thickness of 2.0 mm. A hot rolled steel sheet was obtained. Except for some of these hot-rolled steel sheets, box annealing that is held for 10 hours in a hydrogen atmosphere or hot-rolled sheet annealing by continuous annealing that is held at 1000 ° C. for 60 seconds is performed for one cold rolling. And finished in various thicknesses. For some hot-rolled steel sheets, after the above-described hot-rolled sheet annealing, after cold rolling to an intermediate sheet thickness, box annealing that is held at 750 ° C. or 800 ° C. for 10 hours in a hydrogen atmosphere, or 1000 Intermediate annealing was performed by continuous annealing held at 60 ° C. for 60 seconds, and finished to various plate thicknesses by the second cold rolling. Furthermore, some hot-rolled steel sheets were finished to various plate thicknesses by performing cold rolling once or twice including intermediate annealing without performing hot-rolled sheet annealing. Thereafter, in Examples 1 to 9 and 11 to 26, soaking was performed by continuous annealing that was held at various temperatures for 30 seconds. In Example 10, soaking was performed by box annealing held at 500 ° C. for 10 hours.
Table 2 below shows hot-rolled sheet annealing conditions, cold-rolling conditions, and soaking conditions for each steel sheet.

［比較例１〜１１］
上記表１に示す鋼組成を有する鋼を用いて、実施例１〜２６と同様にして鋼板を作製した。 [Comparative Examples 1 to 11]
A steel plate was produced in the same manner as in Examples 1 to 26, using steel having the steel composition shown in Table 1 above.

［評価］
実施例１〜２６および比較例１〜１１の鋼板について、均熱処理の前段階における機械特性、ならびに均熱処理後の機械特性および磁気特性を評価した。 [Evaluation]
For the steel plates of Examples 1 to 26 and Comparative Examples 1 to 11, mechanical properties in the pre-stage of soaking, and mechanical and magnetic properties after soaking were evaluated.

機械特性は、圧延方向を長手方向としたＪＩＳ５号試験片を用いた引張試験を行い評価した。均熱処理の前段階については引張強さ：ＴＳにて、均熱処理後については降伏点：ＹＰおよび引張強さ：ＴＳにて評価した。
磁気特性は、５５ｍｍ角の単板試験片にて、最大磁束密度：１．０Ｔ、励磁周波数：４００Ｈｚでの鉄損Ｗ_{１０／４００}と磁化力５０００Ａ／ｍでの磁束密度Ｂ_５０とを測定した。測定は圧延方向と圧延直角方向について実施し、それらの平均値を採用した。
表２に、評価結果をそれぞれ示す。 Mechanical properties were evaluated by conducting a tensile test using a JIS No. 5 test piece with the rolling direction as the longitudinal direction. The pre-stage of soaking was evaluated by tensile strength: TS, and after soaking was evaluated by yield point: YP and tensile strength: TS.
Magnetic properties were measured using a 55 mm square single plate test piece with a maximum magnetic flux density of 1.0 T, an excitation frequency of 400 Hz, and an iron loss W of _10/400 and a magnetic flux density of _{50 A} at a magnetic force of 5000 A / m. . The measurement was carried out in the rolling direction and the direction perpendicular to the rolling, and the average value thereof was adopted.
Table 2 shows the evaluation results.

比較例１の鋼板はＳｉ含有量が高いために冷間圧延時に破断した。また、比較例２の鋼板はＡｌ含有量が高いために磁束密度が低かった。比較例３の鋼板はＰ含有量が高いために冷間圧延時に破断した。さらに、比較例４の鋼板はＣおよびＭｎの含有量が高く、鋼組織がマルテンサイト組織であるために鉄損が著しく増大し、磁束密度も低かった。比較例５の鋼板はＮｂ，Ｚｒ，ＴｉおよびＶの含有量が本発明範囲外であるために均熱処理にて転位の消滅が十分に抑制されず、均熱処理工程の前までに導入された転位の量が十分であっても、均熱処理後の降伏点および引張強さともに劣っていた。比較例６の鋼板は均熱処理工程の前までに導入される転位の量が十分でなかったため、降伏点および引張強さともに劣っていた。比較例７の鋼板は均熱温度が高過ぎるために降伏点および引張強さともに劣っていた。比較例８の鋼板は均熱処理工程の前までに導入される転位の量が十分でなく、かつ均熱温度が高過ぎるために降伏点および引張強さともに劣っていた。比較例９の鋼板はＮｂ，Ｚｒ，ＴｉおよびＶの含有量が本発明範囲の上限を超えているために冷間圧延時に破断した。比較例１０の鋼板は冷間圧延後の板厚が本発明範囲の上限を超えていたために鉄損が増加した。比較例１１の鋼板は、冷間圧延後の板厚が本発明範囲の下限を下回っていたため、冷間圧延時に耳割れが発生した。このため均熱処理に供することができなかった。
これに対して本発明で規定する要件を満足する実施例１〜２６の鋼板では、熱延板焼鈍の方法、冷間圧延の回数にかかわらず、磁気特性・機械特性とも優れた値を示していた。 The steel plate of Comparative Example 1 broke during cold rolling because of the high Si content. Moreover, since the steel plate of Comparative Example 2 had a high Al content, the magnetic flux density was low. Since the steel plate of Comparative Example 3 had a high P content, it broke during cold rolling. Further, the steel sheet of Comparative Example 4 had a high C and Mn content, and the steel structure was a martensite structure, so that the iron loss was remarkably increased and the magnetic flux density was low. Since the steel sheet of Comparative Example 5 has Nb, Zr, Ti and V contents outside the scope of the present invention, dislocation disappearance is not sufficiently suppressed by soaking, and dislocations introduced before the soaking process are introduced. Even if the amount was sufficient, the yield point and tensile strength after soaking were inferior. The steel plate of Comparative Example 6 was inferior in both yield point and tensile strength because the amount of dislocations introduced before the soaking process was not sufficient. The steel plate of Comparative Example 7 was inferior in yield point and tensile strength because the soaking temperature was too high. The steel plate of Comparative Example 8 was inferior in yield point and tensile strength because the amount of dislocations introduced before the soaking process was not sufficient and the soaking temperature was too high. The steel plate of Comparative Example 9 broke during cold rolling because the Nb, Zr, Ti and V contents exceeded the upper limit of the range of the present invention. In the steel plate of Comparative Example 10, the iron loss increased because the plate thickness after cold rolling exceeded the upper limit of the range of the present invention. In the steel plate of Comparative Example 11, the thickness after cold rolling was less than the lower limit of the range of the present invention, so that ear cracks occurred during cold rolling. For this reason, it could not be used for soaking.
On the other hand, in the steel plates of Examples 1 to 26 that satisfy the requirements specified in the present invention, both the magnetic properties and the mechanical properties are excellent regardless of the hot-rolled sheet annealing method and the number of cold rolling. It was.

また、均熱温度が比較的高い条件であっても再結晶抑制効果が大きいため優れた磁気特性および機械特性を有していることがわかった。さらに、実施例１３および１４を比較することにより、Ｓ含有量が変化しても機械特性は変化しないことがわかった。また、実施例１７〜２６に示されるように、Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｃｏ，Ｗ，Ｓｎ，Ｓｂ，Ｓｅ，Ｂｉ，Ｇｅ，Ｔｅ，Ｂ，Ｃａ，Ｍｇ，ＲＥＭを適正量含有する場合も本発明の効果が得られることがわかった。さらに、Ｔａ，Ｈｆ，Ａｓ，Ａｕ，Ｂｅ，Ｚｎ，Ｐｂ，Ｔｃ，Ｒｅ，Ｒｕ，Ｏｓ，Ｒｈ，Ｉｒ，Ｐｄ，Ｐｔ，Ａｇ，Ｃｄ，Ｈｇ，Ｐｏの含有量が適正である場合にも本発明の効果が得られることがわかった。 Further, it was found that even under conditions where the soaking temperature is relatively high, the recrystallization suppressing effect is large, and thus excellent magnetic properties and mechanical properties are obtained. Furthermore, by comparing Examples 13 and 14, it was found that the mechanical properties did not change even when the S content changed. Further, as shown in Examples 17 to 26, when Cu, Ni, Cr, Mo, Co, W, Sn, Sb, Se, Bi, Ge, Te, B, Ca, Mg, and REM are contained in appropriate amounts. It was also found that the effect of the present invention can be obtained. Furthermore, even when the contents of Ta, Hf, As, Au, Be, Zn, Pb, Tc, Re, Ru, Os, Rh, Ir, Pd, Pt, Ag, Cd, Hg, and Po are appropriate. It has been found that the effects of the invention can be obtained.

７００℃で２０秒間保持の均熱処理を行った鋼板についての、Ｎｂ^＊（＝Ｎｂ／９３−Ｃ／１２−Ｎ／１４）およびＴｉ^＊（＝Ｔｉ／４８−Ｃ／１２−Ｎ／１４）と引張強さとの関係を示す図である。Nb ^* (= Nb / 93-C / 12-N / 14) and Ti ^* (= Ti / 48-C / 12-N / 14) for a steel plate subjected to soaking at 700 ° C. for 20 seconds. It is a figure which shows the relationship with tensile strength. ７５０℃で２０秒間保持の均熱処理を行った鋼板についての、Ｎｂ^＊（＝Ｎｂ／９３−Ｃ／１２−Ｎ／１４）およびＴｉ^＊（＝Ｔｉ／４８−Ｃ／１２−Ｎ／１４）と引張強さとの関係を示す図である。Nb ^* (= Nb / 93-C / 12-N / 14) and Ti ^* (= Ti / 48-C / 12-N / 14) for a steel sheet subjected to soaking at 750 ° C. for 20 seconds It is a figure which shows the relationship with tensile strength. 均熱処理工程前後の引張強さの関係を示す図である。It is a figure which shows the relationship of the tensile strength before and behind a soaking process. 均熱処理工程前の引張強さと均熱処理工程後の降伏点との関係を示す図である。It is a figure which shows the relationship between the tensile strength before a soaking process, and the yield point after a soaking process.

Claims

In mass%, C: 0.06% or less, Si: 3.5% or less, Mn: 0.05% or more and 3.0% or less, Al: 2.5% or less, P: 0.30% or less, S : 0.04% or less, N: 0.02% or less, Nb: more than 0.02%, and at least one element selected from the group consisting of Nb, Ti, Zr and V is represented by the following formula (1 ) In the range that satisfies the above), with the remainder being hot rolled to a steel ingot or steel slab comprising Fe and impurities, and a hot rolled steel sheet obtained by the hot rolling step. Cold rolling process for producing a cold rolled steel sheet having a sheet thickness of 0.15 mm or more and 0.80 mm or less and a tensile strength of 850 MPa or more by performing cold rolling twice or more with intermediate or intermediate annealing. And a soaking process for soaking the cold-rolled steel sheet at 820 ° C. or lower. The manufacturing method of the non-oriented electrical steel sheet for rotors to be used.
0 <Nb / 93 + Zr / 91 + Ti / 48 + V / 51- (C / 12 + N / 14) <5 × 10 ^-3 (1)
(Here, in the formula (1), Nb, Zr, Ti, V, C and N indicate the content (mass%) of each element.)

The steel ingot or steel slab contains at least one element selected from the group consisting of Cu, Ni, Cr, Mo, Co and W in the following mass%, instead of a part of the Fe. The manufacturing method of the non-oriented electrical steel sheet for rotors of Claim 1 characterized by the above-mentioned.
Cu: 0.01% to 8.0% (excluding 0.15%)
Ni: 0.01% or more and 2.0% or less Cr: 0.01% or more and 15.0% or less Mo: 0.005% or more and 4.0% or less Co: 0.01% or more and 4.0% or less W: 0.01% to 4.0%

The steel ingot or steel slab contains at least one element selected from the group consisting of Sn, Sb, Se, Bi, Ge, Te and B in the following mass%, instead of a part of the Fe. The manufacturing method of the non-oriented electrical steel sheet for rotors of Claim 1 or Claim 2 characterized by the above-mentioned.
Sn: 0.5% or less Sb: 0.5% or less Se: 0.3% or less Bi: 0.2% or less Ge: 0.5% or less Te: 0.3% or less B: 0.01% or less

2. The steel ingot or steel slab contains at least one element selected from the group consisting of Ca, Mg, and REM in the following mass%, instead of a part of the Fe. The manufacturing method of the non-oriented electrical steel sheet for rotors as described in any one of Claims 1-3.
Ca: 0.03% or less Mg: 0.02% or less REM: 0.1% or less

The steel ingot or steel slab is replaced with a part of the Fe, Ta, Hf, As, Au, Be, Zn, Pb, Tc, Re, Ru, Os, Rh, Ir, Pd, Pt, Ag, Cd. The method for producing a non-oriented electrical steel sheet for rotors according to any one of claims 1 to 4, characterized by containing 0.1% or less of H, Hg and Po in total.

The non-oriented electrical steel sheet for a rotor according to any one of claims 1 to 5, further comprising a hot-rolled sheet annealing step for subjecting the hot-rolled steel sheet to hot-rolled sheet annealing. Production method.