WO2012141206A1 - 高強度無方向性電磁鋼板 - Google Patents

高強度無方向性電磁鋼板 Download PDF

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有田　吉宏
藤倉　昌浩
村上　英邦
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新日本製鐵株式会社
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    • C21D8/1272—Final recrystallisation annealing

Definitions

  • the present invention relates to a high-strength non-oriented electrical steel sheet suitable for an iron core material for electrical equipment.
  • High-speed rotary motors are also used in electrical equipment such as machine tools and vacuum cleaners.
  • the outer shape of the high-speed rotation motor for electric vehicles is larger than the outer shape of the high-speed rotation motor for electric devices.
  • a DC brushless motor is mainly used as a high-speed rotation motor for an electric vehicle.
  • a magnet is embedded in the vicinity of the outer periphery of the rotor.
  • the width of the bridge portion on the outer peripheral portion of the rotor (the width from the outermost outer periphery of the rotor to the steel plate between the magnets) is very narrow as 1 to 2 mm depending on the place.
  • high-speed rotary motors for electric vehicles are required to have higher strength steel plates than conventional non-oriented electrical steel plates. In other applications, high strength may be required for non-oriented electrical steel sheets.
  • Patent Document 1 describes a non-oriented electrical steel sheet in which Mn and Ni are added to Si to enhance solid solution.
  • Mn and Ni are added to Si to enhance solid solution.
  • the toughness tends to decrease with the addition of Mn and Ni, and sufficient productivity and yield cannot be obtained.
  • the price of the added alloy is high. In particular, in recent years, the price of Ni has risend due to the global demand balance.
  • Patent Documents 2 and 3 describe non-oriented electrical steel sheets that are strengthened by dispersing carbonitrides in steel. However, sufficient strength cannot be obtained even with these non-oriented electrical steel sheets.
  • Patent Document 4 describes a non-oriented electrical steel sheet reinforced with Cu precipitates. However, it is difficult to obtain sufficient strength. In order to obtain sufficient strength, it is necessary to perform annealing at a high temperature in order to dissolve Cu once. However, if annealing is performed at a high temperature, the crystal grains become coarse. That is, even if precipitation strengthening by Cu precipitates is obtained, the strength decreases due to the coarsening of crystal grains, and sufficient strength cannot be obtained. In addition, the elongation at break is significantly reduced by the synergistic effect of precipitation strengthening and crystal grain coarsening.
  • Patent Document 5 describes a non-oriented electrical steel sheet in which the coarsening of crystal grains in Patent Document 4 is suppressed.
  • C, Nb, Zr, Ti, V, or the like is contained.
  • carbides precipitate finely in the motor heat generation temperature range of 150 ° C. to 200 ° C., and magnetic aging tends to occur.
  • Patent Document 6 describes a non-oriented electrical steel sheet that achieves both crystal grain refinement and Cu precipitation strengthening by using Al and N precipitates. However, since a large amount of Al is added, it is difficult to sufficiently suppress the growth of crystal grains. Further, when the N content is increased, casting defects are likely to occur.
  • Patent Document 7 describes a non-oriented electrical steel sheet containing Cu. However, with this technique, long-time heat treatment or the like is performed, and it is difficult to obtain good elongation at break.
  • An object of the present invention is to provide a high-strength non-oriented electrical steel sheet capable of obtaining excellent strength and elongation at break while obtaining good magnetic properties.
  • the present invention has been made to solve the above-mentioned problems, and the gist thereof is as follows.
  • the present inventors diligently studied a technique for holding crystal grains finely even when annealing at a high temperature from a viewpoint different from Patent Documents 5 and 6. As a result, the relationship between the S content and the Mn content is made appropriate, and the amount of sulfide of a predetermined size is made appropriate, so that the crystal grains are finely retained even when annealing is performed at a high temperature. I found that I can do it. In this case, an element that causes magnetic aging is not required.
  • the number density of sulfides in the obtained non-oriented electrical steel sheet was measured.
  • the measurement target was assumed to have an equivalent circle diameter of 0.1 ⁇ m to 1.0 ⁇ m.
  • Yield stress, elongation at break and iron loss were also measured.
  • iron loss iron loss W10 / 400 was measured.
  • the iron loss W10 / 400 is an iron loss under the condition of a frequency of 400 Hz and a maximum magnetic flux density of 1.0T.
  • This concept also applies to the result when the finish annealing is performed at 1000 ° C. with the material code B. That is, in this example, since the finish annealing temperature was as high as 1000 ° C., the sulfides were coarsened, the number density of sulfides was lowered, and the growth of crystal grains was not sufficiently suppressed.
  • the iron loss was remarkably high with the material code E having a value of [Mn] / [S] of less than 10. This is probably because [Mn] / [S] is low and the number density of sulfides is high, and the growth of crystal grains is remarkably suppressed. Further, when the finish annealing temperature was 900 ° C., not only the iron loss was high, but also the elongation at break was low. This is presumably because the number density of sulfides was extremely high, and not only the growth of crystal grains but also recrystallization was inhibited.
  • the S content, [Mn] / [S], and the number density of the sulfides are kept within the predetermined ranges, so that the iron loss, strength, and ductility are all excellent and high strength non-directionality. It can be said that an electromagnetic steel sheet can be obtained.
  • Such a characteristic with an excellent balance is a characteristic that cannot be obtained with a steel sheet using a conventional carbonitride or a steel sheet simply added with Cu.
  • C is effective for refining crystal grains, but when the temperature of the non-oriented electrical steel sheet reaches about 200 ° C., it generates carbides and worsens iron loss. For example, when a non-oriented electrical steel sheet is used for a high-speed rotary motor for an electric vehicle, this temperature is easily reached. And when C content is over 0.010%, such magnetic aging becomes remarkable. Therefore, the C content is 0.010% or less, more preferably 0.005% or less.
  • Si is effective in reducing eddy current loss. Si is also effective for solid solution strengthening. However, when the Si content is less than 2.0%, these effects are insufficient. On the other hand, when the Si content is more than 4.0%, cold rolling during the production of the non-oriented electrical steel sheet tends to be difficult. Therefore, the Si content is set to 2.0% to 4.0%.
  • Mn reacts with S to produce sulfide.
  • Mn is an important element because crystal grains are controlled using sulfide.
  • the Mn content is less than 0.05%, S is not sufficiently fixed and hot embrittlement occurs.
  • the Mn content exceeds 0.50%, it becomes difficult to sufficiently suppress the growth of crystal grains. Therefore, the Mn content is 0.05% or more and 0.50% or less.
  • Al like Si, is effective in reducing eddy current loss and strengthening solid solution. Moreover, Al also exhibits the effect
  • N produces nitrides such as TiN and worsens iron loss.
  • the nitrogen content is 0.005% or less.
  • Cu improves the strength by precipitation strengthening. However, if the Cu content is less than 0.5%, almost the entire amount of Cu is dissolved and the effect of precipitation strengthening cannot be obtained. On the other hand, even if the Cu content is more than 3.0%, the effect is saturated and an effect sufficient for the content cannot be obtained. Therefore, the Cu content is 0.5% or more and 3.0% or less.
  • S reacts with Mn to produce sulfide.
  • S since crystal grains are controlled using sulfide, S is an important element. If the S content is less than 0.005%, this effect cannot be sufficiently obtained. On the other hand, even if the S content is more than 0.030%, the effect is saturated, and an effect commensurate with the content cannot be obtained. Moreover, hot embrittlement tends to occur as the S content increases. Therefore, the S content is set to 0.005% or more and 0.030% or less.
  • [Mn] / [S] is an important parameter for obtaining good yield stress, elongation at break and iron loss in the present invention.
  • [Mn] / [S] is more than 50, the effect of suppressing the growth of crystal grains becomes insufficient, and the yield stress and elongation at break decrease.
  • [Mn] / [S] is less than 10, the elongation at break is significantly reduced and the iron loss is remarkably deteriorated. Therefore, [Mn] / [S] is 10 or more and 50 or less. That is, when the Mn content is represented as [Mn] and the S content is represented as [S], the formula (1) is established. 10 ⁇ [Mn] / [S] ⁇ 50 (1)
  • Ni is an effective element that can increase the strength of the steel sheet without making it very brittle. However, since Ni is expensive, it is preferable to contain it as needed. In the case where Ni is contained, in order to obtain a sufficient effect, the content is preferably 0.5% or more, and is preferably 3.0% or less in consideration of cost. In addition, Ni also has an effect of suppressing whipping associated with the inclusion of Cu. In order to acquire this effect, it is preferable that Ni content is 1/2 or more of Cu content.
  • Sn has an effect of improving the texture and suppressing nitriding and oxidation during annealing.
  • the effect of compensating the magnetic flux density, which is decreased by the inclusion of Cu, by improving the texture is great.
  • Sn may be contained in a range of 0.01% to 0.10%.
  • the effects of the present invention are not impaired even if they are added for various purposes.
  • the inevitable content of these trace elements is usually about 0.005% or less for each element, but 0.01% or more can be added for various purposes.
  • one or more of Ti, Nb, V, Zr, B, Bi, Mo, W, Sn, Sb, Mg, Ca, Ce, Co, Cr, and REM are used in consideration of cost and magnetic characteristics. In a total of 0.5% or less.
  • the number density of sulfide As apparent from the above experimental results, the number density of sulfides having an equivalent circle diameter of 0.1 ⁇ m or more and 1.0 ⁇ m or less has an appropriate range from the viewpoint of elongation at break and iron loss.
  • the number density is less than 1.0 ⁇ 10 4 pieces / mm 2 , the sulfide is insufficient, and the growth of crystal grains cannot be sufficiently suppressed, and a good iron loss is obtained, but the breaking elongation is obtained. Is extremely reduced.
  • the number density is more than 1.0 ⁇ 10 6 pieces / mm 2 , the growth of crystal grains is excessively suppressed and the iron loss is extremely deteriorated.
  • the number density of sulfides having an equivalent circle diameter of 0.1 ⁇ m or more and 1.0 ⁇ m or less is 1.0 ⁇ 10 4 pieces / mm 2 or more and 1.0 ⁇ 10 6 pieces / mm 2 or less.
  • the yield stress tends to be 700 MPa or more, and the elongation at break tends to be 10% or more.
  • the elongation at break tends to be 12% or more.
  • the recrystallization area ratio is likely to be 50% or more, and the iron loss W10 / 400 is likely to be 100 ⁇ t or less if the thickness of the steel sheet is t (mm).
  • a slab having the above composition is heated at about 1150 ° C. to 1250 ° C., hot rolled to produce a hot rolled sheet, and the hot rolled sheet is wound into a coil.
  • cold rolling is performed by unwinding the hot rolled sheet to produce a cold rolled sheet, and the cold rolled sheet is wound into a coil shape.
  • finish annealing is performed.
  • an insulating film is formed in the surface of the steel plate obtained in this way. That is, the manufacturing method according to the present embodiment is generally in accordance with a known method for manufacturing a non-oriented electrical steel sheet.
  • the conditions for each treatment are not particularly limited, but there are preferable ranges as shown below.
  • the finishing temperature of hot rolling is preferably 1000 ° C. or higher, and the winding temperature is preferably 650 ° C. or lower, and any of them can be appropriately determined according to the contents of Mn, S and Cu. preferable. This is to obtain the number density of the sulfides. If the finishing temperature is too low or the coiling temperature is too high, fine MnS may be excessively precipitated. In this case, the growth of crystal grains during finish annealing is excessively suppressed, and a good iron loss may not be obtained.
  • the temperature of the finish annealing is preferably about 800 ° C. to 1100 ° C., and the time is preferably less than 600 seconds. In finish annealing, it is preferable to perform continuous annealing.
  • hot-rolled sheet annealing before cold rolling.
  • This condition is not particularly limited, but it is preferable to set it within a range of 1000 ° C. to 1100 ° C. for 30 seconds or more.
  • MnS in the hot-rolled sheet can be grown appropriately, and variation in the degree of precipitation of MnS in the longitudinal direction can be reduced.
  • a characteristic stable in the longitudinal direction can be obtained even after finish annealing.
  • the temperature of the hot-rolled sheet annealing is less than 1000 ° C. or the time is less than 30 seconds, these effects are small.
  • material codes b and c having a [Mn] / [S] value of 10 to 50 and a sulfide number density of 1.0 ⁇ 10 4 to 1.0 ⁇ 10 6 Good yield strength, breaking elongation, and iron loss were obtained at and d.
  • the material codes g, h and i with a Ni content of 1.0% are compared with the material codes b, c and d with a Ni content of 0.02% (substantially no Ni added). Equivalent elongation at break and iron loss were obtained, and a yield strength higher by about 50 MPa was obtained.
  • the material codes l, m and n with a Ni content of 2.5% are equivalent to the material codes b, c and d with a Ni content of 0.02% (substantially no Ni added). Elongation at break and iron loss were obtained, and a yield strength higher by about 100 MPa was obtained.
  • the present invention can be used, for example, in an electromagnetic steel sheet manufacturing industry and an electric steel sheet utilizing industry such as a motor.

Abstract

　質量％で、Ｃ：０．０１０％以下、Ｓｉ：２．０％以上４．０％以下、Ｍｎ：０．０５％以上０．５０％以下、Ａｌ：０．２％以上３．０％以下、Ｎ：０．００５％以下、Ｓ：０．００５％以上０．０３０％以下、及びＣｕ：０．５％以上３．０％以下、を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる。Ｍｎ含有量を［Ｍｎ］、Ｓ含有量を［Ｓ］と表したときに、式（１）が成り立ち、円相当径が０．１μｍ以上１．０μｍ以下の硫化物が１ｍｍ２当たり１．０×１０４個以上１．０×１０６個以下含まれている。　１０≦［Ｍｎ］／［Ｓ］≦５０　・・・　（１）

Description

高強度無方向性電磁鋼板
　本発明は、電気機器の鉄心材料に好適な高強度無方向性電磁鋼板に関する。
　近年、世界的な電気機器の省エネルギ化の高まりにより、回転機の鉄心材料として用いる無方向性電磁鋼板に対して、より高性能な特性が要求されてきている。特に、最近では、電気自動車等に使用されるモータとして、小型高出力モータの需要が高い。このような電気自動車用モータでは、高速回転を可能にして高いトルクが得られるように設計されている。
　高速回転モータは、工作機械及び掃除機等の電気機器にも使用されている。但し、電気自動車用の高速回転モータの外形は、電気機器用の高速回転モータの外形よりも大きい。また、電気自動車用の高速回転モータとしては、主にＤＣブラシレスモータが用いられている。ＤＣブラシレスモータでは、ロータの外周近傍に磁石が埋め込まれている。この構造では、ロータの外周部のブリッジ部の幅（ロータの最外周から磁石間の鋼板までの幅）が、場所によっては、１～２ｍｍと非常に狭い。このため、電気自動車用の高速回転モータには、従来の無方向性電磁鋼板よりも高強度の鋼板が要求されるようになってきている。また、他の用途においても、無方向性電磁鋼板により高い強度が要求されることがある。
　特許文献１には、Ｓｉに、Ｍｎ及びＮｉを加えて固溶体強化を図った無方向性電磁鋼板が記載されている。しかしながら、この無方向性電磁鋼板によっても十分な強度を得ることができない。また、Ｍｎ及びＮｉの添加に伴って靱性が低下しやすく、十分な生産性及び歩留まりを得ることができない。また、添加される合金の価格が高い。特に、近年では、世界的な需要バランスによってＮｉの価格が高騰している。
　特許文献２及び３には、炭窒化物を鋼中に分散させて強化を図った無方向性電磁鋼板が記載されている。しかしながら、これらの無方向性電磁鋼板によっても十分な強度を得ることができない。
　特許文献４には、Ｃｕ析出物を用いて強化を図った無方向性電磁鋼板が記載されている。しかしながら、十分な強度を得ることは困難である。十分な強度を得るためには、Ｃｕを一旦固溶させるために高い温度での焼鈍を行う必要がある。しかし、高温での焼鈍を行うと、結晶粒が粗大化してしまう。つまり、Ｃｕ析出物による析出強化が得られても、結晶粒の粗大化によって強度が低下してしまい、十分な強度が得られない。また、析出強化及び結晶粒の粗大化の相乗効果により破断伸びが著しく低下してしまう。
　特許文献５には、特許文献４における結晶粒の粗大化の抑制を図った無方向性電磁鋼板が記載されている。この技術では、Ｃ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｖ等を含有させている。しかしながら、モータの発熱温度域である１５０℃～２００℃で炭化物が微細析出し、磁気時効が発生しやすい。
　特許文献６には、Ａｌ及びＮの析出物により、結晶粒の微細化及びＣｕの析出強化との両立を図った無方向性電磁鋼板が記載されている。しかし、Ａｌが多量に添加されているため、結晶粒の成長を十分に抑制することは困難である。また、Ｎ含有量を高めると、鋳造欠陥が発生しやすい。
　特許文献７には、Ｃｕを含有させた無方向性電磁鋼板が記載されている。しかし、この技術では、長時間の熱処理等を行っており、良好な破断伸び等を得ることが困難である。
特開昭６２－２５６９１７号公報 特開平０６－３３０２５５号公報 特開平１０－１８００５号公報 特開２００４－８４０５３号公報 国際公開第２００９／１２８４２８号 特開２０１０－２４５０９号公報 国際公開第２００５／３３３４９号
　本発明は、良好な磁気特性を得ながら、優れた強度及び破断伸びを得ることができる高強度無方向性電磁鋼板を提供することを目的とする。
　本発明は、上述の問題を解決するためになされたものであり、その要旨は、以下のとおりである。
　（１）　質量％で、
　Ｃ：０．０１０％以下、
　Ｓｉ：２．０％以上４．０％以下、
　Ｍｎ：０．０５％以上０．５０％以下、
　Ａｌ：０．２％以上３．０％以下、
　Ｎ：０．００５％以下、
　Ｓ：０．００５％以上０．０３０％以下、及び
　Ｃｕ：０．５％以上３．０％以下、
　を含有し、
　残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
　Ｍｎ含有量を［Ｍｎ］、Ｓ含有量を［Ｓ］と表したときに、式（１）が成り立ち、
　円相当径が０．１μｍ以上１．０μｍ以下の硫化物が１ｍｍ２当たり１．０×１０４個以上１．０×１０６個以下含まれていることを特徴とする高強度無方向性電磁鋼板。
　１０≦［Ｍｎ］／［Ｓ］≦５０　・・・　（１）
　（２）　質量％で、Ｎi：０．５％以上３．０％以下を含有すること特徴とする（１）に記載の高強度無方向性電磁鋼板。
　（３）　質量％で、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｚｒ、Ｂ、Ｂｉ、Ｍｏ、Ｗ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｃｅ、Ｃｏ、Ｃｒ、ＲＥＭの１種又は２種以上を合計で０．５％以下含有すること特徴とする（１）又は（２）に記載の高強度無方向性電磁鋼板。
　本発明によれば、Ｃｕ析出物及び硫化物の相互作用により、良好な磁気特性を得ながら、優れた強度及び破断伸びを得ることができる。
　本発明者らは、高い温度で焼鈍を行っても結晶粒を微細に保持する技術について、特許文献５及び６とは異なる観点で鋭意検討を行った。この結果、Ｓ含有量及びＭｎ含有量の関係を適切なものとし、所定のサイズの硫化物の量を適切なものとすることにより、高い温度で焼鈍を行っても結晶粒を微細に保持することができることを見出した。この場合、磁気時効を引き起こすような元素は必要とされない。
　ここで、本発明に至った実験について説明する。以下、含有量の単位である「％」は「質量％」を意味する。
　この実験では、先ず、実験室の真空溶解炉にて、Ｃ：０．００２％、Ｓｉ：３．２％、Ｍｎ：０．２０％、Ａｌ：０．７％、Ｎ：０．００２％、及びＣｕ：１．５％を含有し、更に、表１に示す量のＳを含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼を溶製し、この鋼から鋼片（スラブ）を作製した。表１中の［Ｍｎ］はＭｎ含有量（０．２０％）を示し、［Ｓ］はＳ含有量を示している。次いで、鋼片に１１００℃で６０分間の加熱を施し、直ちに熱間圧延を行って、厚さが２．０ｍｍの熱延板を得た。その後、熱延板に１０５０℃で１分間の熱延板焼鈍を施し、酸洗を行い、一回の冷間圧延を行って、厚さが０．３５ｍｍの冷延板を得た。続いて、冷延板に８００℃～１０００℃で３０秒間の仕上焼鈍を施した。仕上焼鈍の温度を表１に示す。
　次いで、得られた無方向性電磁鋼板中の硫化物の個数密度を測定した。このとき、測定対象は、円相当径が０．１μｍ以上１．０μｍ以下のものとした。また、降伏応力、破断伸び及び鉄損も測定した。鉄損としては、鉄損Ｗ１０／４００を測定した。ここで、鉄損Ｗ１０／４００は、周波数が４００Ｈｚ、最大磁束密度が１．０Ｔの条件下での鉄損である。これらの結果も表１に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　表１に示すように、［Ｍｎ］／［Ｓ］の値が１０以上５０以下の素材符号Ｂ、Ｃ及びＤで良好な特性が得られた。ただし、素材符号Ｂでも仕上焼鈍を１０００℃で行った場合には、硫化物の個数密度が低く、破断伸びが低かった。全体的に、同一素材であっても、仕上焼鈍の温度が高くなると硫化物の個数密度が低下する傾向がある。これは、仕上焼鈍中に硫化物が粗大化するためであると考えられる。そして、硫化物が粗大化すると、結晶粒の成長に対する抑止力が弱まる。この考え方は、素材符号Ｂで仕上焼鈍を１０００℃で行った場合の結果にも当てはまる。すなわち、この例では、仕上焼鈍の温度が１０００℃と高かったために、硫化物が粗大化し、硫化物の個数密度が低くなり、結晶粒の成長が十分に抑制されなかったと考えられる。
　一方、［Ｍｎ］／［Ｓ］の値が５０超の素材符号Ａでは、破断伸びが低く、かつ、降伏応力が低かった。これは、［Ｍｎ］／［Ｓ］が高いために、硫化物の個数密度が低く、結晶粒の成長が進んだためであると考えられる。
　また、［Ｍｎ］／［Ｓ］の値が１０未満の素材符号Ｅでは、鉄損が著しく高かった。これは、［Ｍｎ］／［Ｓ］が低いために、硫化物の個数密度が高く、結晶粒の成長が著しく抑制されたためであると考えられる。また、仕上焼鈍の温度を９００℃とした場合には、鉄損が高いだけでなく、破断伸びが低かった。これは、硫化物の個数密度が極端に高いため、結晶粒の成長だけでなく、再結晶が阻害されたためであると考えられる。
　以上の実験結果により、Ｓ含有量、［Ｍｎ］／［Ｓ］及び硫化物の個数密度を所定の範囲内に収めることにより、鉄損、強度及び延性のいずれもが優れた高強度無方向性電磁鋼板を得ることができるといえる。このようなバランスが優れた特性は、従来の炭窒化物を活用した鋼板や、単にＣｕのみを添加した鋼板では得られなかった特性である。
　次に、本発明における数値の限定理由について説明する。
　Ｃは結晶粒の微細化に有効であるものの、無方向性電磁鋼板の温度が２００℃程度となると、炭化物を生成し鉄損を悪化させる。例えば、無方向性電磁鋼板が電気自動車用の高速回転モータに用いられた場合、この程度の温度に達しやすい。そして、Ｃ含有量が０．０１０％超であると、このような磁気時効が顕著となる。従って、Ｃ含有量は０．０１０％以下とし、より好ましくは０．００５％以下とする。
　Ｓｉは渦電流損の低減に有効である。Ｓｉは固溶強化にも有効である。しかし、Ｓｉ含有量が２．０％未満であると、これらの効果が不十分となる。その一方で、Ｓｉ含有量が４．０％超であると、無方向性電磁鋼板の製造時の冷間圧延が困難になりやすい。従って、Ｓｉ含有量は２．０％以上４．０％以下とする。
　ＭｎはＳと反応して硫化物を生成する。本発明では、硫化物を用いて結晶粒が制御されるため、Ｍｎは重要な元素である。Ｍｎ含有量が０．０５％未満であると、Ｓの固定が不十分となって熱間脆化が生じる。その一方で、Ｍｎ含有量が０．５０％超であると、結晶粒の成長を十分に抑制することが困難となる。従って、Ｍｎ含有量は０．０５％以上０．５０％以下とする。
　Ａｌは、Ｓｉと同様に、渦電流損の低減及び固溶強化に有効である。また、Ａｌは、窒化物を粗大に析出させて無害化する作用も呈する。しかし、Ａｌ含有量が０．２％未満であると、これらの効果が不十分となる。その一方で、Ａｌ含有量が３．０％超であると、無方向性電磁鋼板の製造時の冷間圧延が困難になりやすい。従って、Ａｌ含有量は０．２％以上３．０％以下とする。
　ＮはＴｉＮ等の窒化物を生成し、鉄損を悪化させる。特に、Ｎ含有量が０．００５％超の場合に鉄損の悪化が顕著である。従って、窒素含有量は０．００５％以下とする。
　Ｃｕは析出強化によって強度を向上させる。しかし、Ｃｕ含有量が０．５％未満であると、Ｃｕのほぼ全量が固溶して析出強化の効果が得られない。その一方で、Ｃｕ含有量が３．０％超であっても、効果が飽和して、含有量に見合うほどの効果が得らえない。従って、Ｃｕ含有量は０．５％以上３．０％以下である。
　ＳはＭｎと反応して硫化物を生成する。本発明では、硫化物を用いて結晶粒が制御されるため、Ｓは重要な元素である。Ｓ含有量が０．００５％未満であると、この効果が十分に得られない。その一方で、Ｓ含有量が０．０３０％超であっても、効果が飽和して、含有量に見合うほどの効果が得らえない。また、Ｓ含有量が高くなるほど、熱間脆化が生じやすい。従って、Ｓ含有量は０．００５％以上０．０３０％以下とする。
　［Ｍｎ］／［Ｓ］は、本発明において、良好な降伏応力、破断伸び及び鉄損を得るために重要なパラメータである。［Ｍｎ］／［Ｓ］が５０超であると、結晶粒の成長を抑制する効果が不十分となり、降伏応力及び破断伸びが低下する。その一方で、［Ｍｎ］／［Ｓ］が１０未満であると、破断伸びが著しく低下するとともに、鉄損が著しく悪化する。従って、［Ｍｎ］／［Ｓ］は１０以上５０以下とする。つまり、Ｍｎ含有量を［Ｍｎ］、Ｓ含有量を［Ｓ］と表したときに、式（１）が成り立つこととする。
　１０≦［Ｍｎ］／［Ｓ］≦５０　・・・　（１）
　Ｎｉは鋼板をあまり脆化させずに高強度化できる有効な元素である。ただし、Ｎｉは高価であるため、必要に応じて含有させることが好ましい。Ｎｉが含有される場合、十分な効果を得るために、その含有量は０．５％以上であることが好ましく、コストを考慮して３．０％以下であることが好ましい。また、Ｎｉには、Ｃｕの含有に伴うヘゲ疵を抑制する効果もある。この効果を得るために、Ｎｉ含有量は、Ｃｕ含有量の１／２以上であることが好ましい。
　また、Ｓｎには集合組織の改善及び焼鈍時の窒化及び酸化を抑制する効果がある。特に、Ｃｕの含有によって低下する磁束密度を集合組織の改善によって補償する効果が大きい。この効果を得るために、Ｓｎが０．０１％以上０．１０％以下の範囲で含有されていてもよい。
　また、その他の微量元素については、不可避的に含まれる程度の量に加え、様々な目的で添加しても本発明の効果は何ら損なわれるものではない。これらの微量元素についての不可避的な含有量は通常、各元素とも０．００５％以下程度であるが、様々な目的で０．０１％以上を添加することが可能である。この場合もコストや磁気特性との兼ね合いから、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｚｒ、Ｂ、Ｂｉ、Ｍｏ、Ｗ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｃｅ、Ｃｏ、Ｃｒ、ＲＥＭの１種又は２種以上を合計で０．５％以下含有することができる。
　次に、硫化物の個数密度について説明する。上述の実験結果から明らかなように、円相当径が０．１μｍ以上１．０μｍ以下の硫化物の個数密度には、破断伸び及び鉄損の観点から適正な範囲が存在する。この個数密度が１．０×１０４個／ｍｍ２未満であると、硫化物が不足して、結晶粒の成長を十分に抑制することができず、良好な鉄損が得られるものの破断伸びが極端に低下する。その一方で、この個数密度が１．０×１０６個／ｍｍ２超であると、結晶粒の成長が過剰に抑制されて鉄損が極端に悪化する。更に再結晶まで抑制されることもあり、この場合には、鉄損のみならず破断伸びも悪化する。従って、円相当径が０．１μｍ以上１．０μｍ以下の硫化物の個数密度は、１．０×１０４個／ｍｍ２以上１．０×１０６個／ｍｍ２以下とする。
　これらの条件が満たされる場合、例えば、降伏応力は７００ＭＰａ以上となりやすく、破断伸びは１０％以上となりやすい。また、好ましい条件が満たされる場合、破断伸びは１２％以上となりやすい。また、例えば、再結晶面積率は５０％以上となりやすく、鋼板の厚さをｔ（ｍｍ）とすると、鉄損Ｗ１０／４００は１００×ｔ以下となりやすい。
　次に、本発明の実施形態に係る高強度無方向性電磁鋼板の製造方法について説明する。
　本実施形態では、先ず、上記の組成のスラブを１１５０℃～１２５０℃程度で加熱し、熱間圧延を行って熱延板を作製し、熱延板をコイル状に巻き取る。次いで、熱延板を巻き解きながら冷間圧延して冷延板を作製し、冷延板をコイル状に巻き取る。その後、仕上焼鈍を行う。そして、このようにして得られた鋼板の表面に絶縁皮膜を形成する。つまり、本実施形態に係る製造方法は、おおむね公知の無方向性電磁鋼板の製造方法に準じる。
　各処理の条件は特に限定されるものではないが、以下に示すように好ましい範囲が存在する。例えば、熱間圧延の仕上温度は１０００℃以上であることが好ましく、巻取温度は６５０℃以下であることが好ましく、いずれも、Ｍｎ、Ｓ及びＣｕの含有量に応じて適宜決定することが好ましい。上記の硫化物の個数密度を得るためである。仕上温度が低すぎたり、巻取温度が高すぎたりすると、微細なＭｎＳが過剰に析出することがある。この場合、仕上焼鈍時の結晶粒の成長が過剰に抑制されて、良好な鉄損が得られなくなることがある。
　仕上焼鈍の温度は、おおむね８００℃～１１００℃とすることが好ましく、時間は６００秒間未満とすることが好ましい。また、仕上焼鈍では、連続焼鈍を行うことが好ましい。
　磁束密度の向上の観点から、冷間圧延の前に熱延板焼鈍を行うことが好ましい。この条件は特に限定されないが、１０００℃～１１００℃の範囲内で３０秒間以上とすることが好ましい。この温度範囲内で熱延板焼鈍を行うことにより、熱延板中のＭｎＳを適度に成長させ、長手方向におけるＭｎＳの析出の程度のばらつきを小さくすることができる。この結果、仕上焼鈍後においても長手方向に安定した特性が得られる。熱延板焼鈍の温度が１０００℃未満であるか、時間が３０秒間未満であると、これらの効果が小さい。その一方で、熱延板焼鈍の温度が１１００℃超であると、硫化物の一部が固溶し、仕上焼鈍後の結晶粒径が細かくなり過ぎて、良好な鉄損が得られなくなることがある。
　次に、本発明者らが行った実験について説明する。これらの実験における条件等は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した例であり、本発明は、これらの例に限定されるものではない。
　先ず、実験室の真空溶解炉にて、Ｓｉ：３．３％、Ｍｎ：０．１０％、Ａｌ：０．８％、Ｎ：０．００２％、及びＣｕ：１．２％を含有し、更に、表２に示す量のＮｉ及びＳを含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼を溶製し、この鋼から鋼片（スラブ）を作製した。次いで、鋼片に１１００℃で６０分間の加熱を施し、直ちに熱間圧延を行って、厚さが２．０ｍｍの熱延板を得た。その後、熱延板に１０２０℃で６０秒間の熱延板焼鈍を施し、酸洗を行い、一回の冷間圧延を行って、厚さが０．３０ｍｍの冷延板を得た。続いて、冷延板に９００℃で４５秒間の仕上焼鈍を施した。
　次いで、得られた無方向性電磁鋼板中の硫化物の個数密度を測定した。このとき、測定対象は、円相当径が０．１μｍ以上１．０μｍ以下のものとした。また、降伏応力、破断伸び及び鉄損も測定した。鉄損としては、鉄損Ｗ１０／４００を測定した。これらの結果も表２に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表２に示すように、［Ｍｎ］／［Ｓ］の値が１０以上５０以下で硫化物の個数密度が１．０×１０４個以上１．０×１０６個以下の素材符号ｂ、ｃ及びｄにおいて、良好な降伏強度、破断伸び及び鉄損が得られた。また、Ｎｉ含有量が１．０％の素材符号ｇ、ｈ及びｉでは、Ｎｉ含有量が％の０．０２％（実質的にＮｉ無添加）の素材符号ｂ、ｃ及びｄと比較して、同等の破断伸び及び鉄損が得られ、更に、約５０ＭＰａ高い降伏強度が得られた。Ｎｉ含有量が２．５％の素材符号ｌ、ｍ及びｎでは、Ｎｉ含有量が％の０．０２％（実質的にＮｉ無添加）の素材符号ｂ、ｃ及びｄと比較して、同等の破断伸び及び鉄損が得られ、更に、約１００ＭＰａ高い降伏強度が得られた。
　なお、上記実施形態は、何れも本発明を実施するにあたっての具体化の例を示したものに過ぎず、これらによって本発明の技術的範囲が限定的に解釈されてはならないものである。すなわち、本発明はその技術思想、又はその主要な特徴から逸脱することなく、様々な形で実施することができる。
　本発明は、例えば、電磁鋼板製造産業及びモータ等の電磁鋼板利用産業において利用することができる。

Claims (3)

  1. 　質量％で、
    　Ｃ：０．０１０％以下、
    　Ｓｉ：２．０％以上４．０％以下、
    　Ｍｎ：０．０５％以上０．５０％以下、
    　Ａｌ：０．２％以上３．０％以下、
    　Ｎ：０．００５％以下、
    　Ｓ：０．００５％以上０．０３０％以下、及び
    　Ｃｕ：０．５％以上３．０％以下、
    　を含有し、
    　残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
    　Ｍｎ含有量を［Ｍｎ］、Ｓ含有量を［Ｓ］と表したときに、式（１）が成り立ち、
    　円相当径が０．１μｍ以上１．０μｍ以下の硫化物が１ｍｍ２当たり１．０×１０４個以上１．０×１０６個以下含まれていることを特徴とする高強度無方向性電磁鋼板。
    　１０≦［Ｍｎ］／［Ｓ］≦５０　・・・　（１）
  2. 　質量％で、Ｎi：０．５％以上３．０％以下を含有すること特徴とする請求項１に記載の高強度無方向性電磁鋼板。
  3. 　質量％で、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｚｒ、Ｂ、Ｂｉ、Ｍｏ、Ｗ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｃｅ、Ｃｏ、Ｃｒ、ＲＥＭの１種又は２種以上を合計で０．５％以下含有すること特徴とする請求項１又は２に記載の高強度無方向性電磁鋼板。
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