WO2013024894A1 - 無方向性電磁鋼板、その製造方法、モータ鉄心用積層体及びその製造方法 - Google Patents

無方向性電磁鋼板、その製造方法、モータ鉄心用積層体及びその製造方法 Download PDF

Info

Publication number
WO2013024894A1
WO2013024894A1 PCT/JP2012/070861 JP2012070861W WO2013024894A1 WO 2013024894 A1 WO2013024894 A1 WO 2013024894A1 JP 2012070861 W JP2012070861 W JP 2012070861W WO 2013024894 A1 WO2013024894 A1 WO 2013024894A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
steel sheet
less
oriented electrical
group
electrical steel
Prior art date
Application number
PCT/JP2012/070861
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
藤倉　昌浩
義行 牛神
鉄州 村川
真一 金尾
誠 安宅
毅 市江
紘二郎 堀
伸一 松井
Original Assignee
新日鐵住金株式会社
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 新日鐵住金株式会社 filed Critical 新日鐵住金株式会社
Priority to KR1020157026924A priority Critical patent/KR20150116908A/ko
Priority to KR1020137028667A priority patent/KR101585307B1/ko
Priority to KR1020177000267A priority patent/KR20170005517A/ko
Priority to US14/129,334 priority patent/US9512500B2/en
Priority to CN201280022968.3A priority patent/CN103534376B/zh
Priority to JP2013511470A priority patent/JP5713100B2/ja
Priority to PL12823285T priority patent/PL2746415T3/pl
Priority to EP12823285.7A priority patent/EP2746415B1/en
Publication of WO2013024894A1 publication Critical patent/WO2013024894A1/ja
Priority to HK14107204.1A priority patent/HK1193849A1/zh

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/005—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment of ferrous alloys
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B32—LAYERED PRODUCTS
    • B32B—LAYERED PRODUCTS, i.e. PRODUCTS BUILT-UP OF STRATA OF FLAT OR NON-FLAT, e.g. CELLULAR OR HONEYCOMB, FORM
    • B32B15/00—Layered products comprising a layer of metal
    • B32B15/01—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic
    • B32B15/011—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic all layers being formed of iron alloys or steels
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
    • C21D8/1244—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the heat treatment(s) being of interest
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
    • C21D8/1244—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the heat treatment(s) being of interest
    • C21D8/1272—Final recrystallisation annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
    • H01F1/00—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties
    • H01F1/01—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials
    • H01F1/03—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity
    • H01F1/12—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of soft-magnetic materials
    • H01F1/14—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of soft-magnetic materials metals or alloys
    • H01F1/16—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of soft-magnetic materials metals or alloys in the form of sheets
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
    • H01F3/00—Cores, Yokes, or armatures
    • H01F3/08—Cores, Yokes, or armatures made from powder
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2201/00—Treatment for obtaining particular effects
    • C21D2201/05—Grain orientation
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/004—Dispersions; Precipitations
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y10—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
    • Y10T—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER US CLASSIFICATION
    • Y10T428/00—Stock material or miscellaneous articles
    • Y10T428/12—All metal or with adjacent metals
    • Y10T428/12493—Composite; i.e., plural, adjacent, spatially distinct metal components [e.g., layers, joint, etc.]
    • Y10T428/12771—Transition metal-base component
    • Y10T428/12861—Group VIII or IB metal-base component
    • Y10T428/12951—Fe-base component
    • Y10T428/12958—Next to Fe-base component
    • Y10T428/12965—Both containing 0.01-1.7% carbon [i.e., steel]

Definitions

  • the present invention relates to a non-oriented electrical steel sheet suitable for an iron core material for electrical equipment, a manufacturing method thereof, and the like.
  • the iron core material used for the drive motor is required to have a low iron loss in the range of several hundred Hz to several kHz, which is higher than the commercial frequency.
  • the iron core used for the rotor is required to have a required mechanical strength in order to withstand centrifugal force and stress fluctuation. Such a requirement may be demanded for a material of an iron core used in addition to an automobile drive motor.
  • Patent Documents 1 to 12 Conventionally, techniques for reducing iron loss and / or improving strength have been proposed.
  • Japanese Patent Laid-Open No. 02-008346 Japanese Patent Laid-Open No. 06-330255 JP 2006-009048 A JP 2006-070269 A Japanese Patent Laid-Open No. 10-018005 JP 2004-084053 A JP 2004-183066 A JP 2007-039754 A Japanese Patent Laid-Open No. 10-88298 International Publication No. 2009/128428 JP 2003-105508 A Japanese Patent Laid-Open No. 11-229094
  • An object of the present invention is to provide a non-oriented electrical steel sheet capable of achieving both reduction in iron loss and improvement in strength, a method for manufacturing the same, and the like.
  • the present invention has been made to solve the above-mentioned problems, and the gist thereof is as follows.
  • the non-oriented electrical steel sheet according to (1) which contains at least one selected from the group consisting of:
  • a step of hot rolling a slab heated to a temperature of 1100 ° C. or higher and 1330 ° C. or lower to obtain a hot rolled steel sheet; Cold-rolling the hot-rolled steel sheet to obtain a cold-rolled steel sheet; A step of finish annealing the cold-rolled steel sheet; Have The slab is % By mass C: more than 0.01% and 0.05% or less, Si: 2.0% to 4.0%, Mn: 0.05% to 0.5% and Al: 0.01% to 3.0%, Containing Furthermore, containing at least one selected from the group consisting of Ti, V, Zr and Nb, The balance consists of Fe and inevitable impurities, When the contents (mass%) of Ti, V, Zr, Nb, and C are expressed as [Ti], [V], [Zr], [Nb], and [C], respectively, “Q ([Ti] / The value of the parameter Q represented by 48+ [V] / 51 + [Zr] / 91 + [Nb] / 93
  • the slab is further in mass%, N: 0.001% or more and 0.004% or less, Cu: 0.5% to 1.5% and Sn: 0.05% to 0.5%,
  • the parent phase of the metal structure is the ferrite phase, The metal structure does not include an unrecrystallized structure, The ferrite grains
  • the non-oriented electrical steel sheet is further in mass%, N: 0.001% or more and 0.004% or less, Cu: 0.5% to 1.5% and Sn: 0.05% to 0.5%,
  • a step of laminating a plurality of non-oriented electrical steel sheets to obtain a laminate The laminated body has a soaking temperature of 400 ° C. to 800 ° C., a soaking time of 2 minutes to 10 hours, and an average cooling rate of 0.0001 ° C./sec to 0.1 ° C. from the soaking temperature to 300 ° C.
  • the non-oriented electrical steel sheet is further in mass%, N: 0.001% or more and 0.004% or less, Cu: 0.5% to 1.5% and Sn: 0.05% to 0.5%,
  • composition and structure of the non-oriented electrical steel sheet are appropriately defined, it is possible to achieve both reduction in iron loss and improvement in strength.
  • the non-oriented electrical steel sheet according to the present embodiment has a predetermined composition
  • the parent phase of the metal structure is a ferrite phase
  • the metal structure does not include an unrecrystallized structure.
  • the ferrite grains constituting the ferrite phase have an average grain size of 10 ⁇ m or more and 200 ⁇ m or less, and the ferrite grains contain 10 / It exists at a density of ⁇ m 3 or more, and the average particle size of the precipitate is 0.002 ⁇ m or more and 0.2 ⁇ m or less.
  • a hot-rolled steel sheet is obtained by performing hot rolling of a slab having a predetermined composition heated to 1100 ° C. or higher and 1330 ° C. or lower. Next, cold rolling of the hot rolled steel sheet is performed to obtain a cold rolled steel sheet. Next, finish annealing of the cold rolled steel sheet is performed.
  • the non-oriented electrical steel sheet includes, for example, C: more than 0.01% and 0.05% or less, Si: 2.0% to 4.0%, Mn: 0.05% to 0.5% % Or less, and Al: 0.01% to 3.0%, and further contains at least one selected from the group consisting of Ti, V, Zr and Nb.
  • the remainder of the non-oriented electrical steel sheet is made of Fe and inevitable impurities, and the contents (mass%) of Ti, V, Zr, Nb, and C are [Ti], [V], [Zr], and [Nb], respectively.
  • C forms fine precipitates with Ti, V, Zr and Nb. This fine precipitate contributes to the improvement of steel strength. If the C content is 0.01% or less, a sufficient amount of precipitates for improving the strength cannot be obtained. If the C content is more than 0.05%, the precipitate is likely to be coarsely precipitated. Coarse precipitates are unlikely to contribute to strength improvement. In addition, if the precipitate is deposited coarsely, the iron loss is likely to deteriorate. Therefore, the C content is more than 0.01% and not more than 0.05%. Moreover, it is preferable that C content is 0.02% or more, and it is also preferable that it is 0.04% or less.
  • Si increases the specific resistance of steel and reduces iron loss. If the Si content is less than 2.0%, this effect cannot be sufficiently obtained. If the Si content exceeds 4.0%, the steel becomes brittle and rolling becomes difficult. Therefore, the Si content is set to 2.0% to 4.0%. Moreover, it is preferable that Si content is 3.5% or less.
  • Mn 0.05% to 0.5%> Similar to Si, Mn increases the specific resistance of steel and reduces iron loss. Further, Mn coarsens the sulfide to render it harmless. If the Mn content is less than 0.05%, these effects cannot be obtained sufficiently. If the Mn content is more than 0.5%, the magnetic flux density is lowered, or cracks are likely to occur during cold rolling. In addition, the increase in cost becomes significant. Therefore, the Mn content is 0.05% or more and 0.5% or less. Moreover, it is preferable that Mn content is 0.1% or more, and it is also preferable that it is 0.3% or less.
  • Al 0.01% to 3.0%> Al, like Si, increases the specific resistance of steel and reduces iron loss. Moreover, Al acts as a deoxidizing material. If the Al content is less than 0.01%, these effects cannot be obtained sufficiently. If the Al content exceeds 3.0%, the steel becomes brittle and rolling becomes difficult. Therefore, the Al content is 0.01% or more and 3.0% or less. Moreover, it is preferable that Al content is 0.3% or more, and it is also preferable that it is 2.0% or less.
  • the value of the parameter Q is less than 0.9, C is excessive with respect to Ti, V, Zr, and Nb, so that there is a strong tendency that C is present in a solid solution state in the steel sheet after finish annealing. When C exists in a solid solution state, magnetic aging tends to occur.
  • the value of the parameter Q exceeds 1.1, C is insufficient with respect to Ti, V, Zr, and Nb, so that it is difficult to obtain fine precipitates, and a desired strength cannot be obtained. Therefore, the value of the parameter Q is set to 0.9 or more and 1.1 or less. Further, the value of the parameter Q is preferably 0.95 or more, and more preferably 1.05 or less.
  • N 0.001% to 0.004%
  • Cu 0.5% to 1.5%
  • Sn 0.05% to 0.00%.
  • N like C, forms fine precipitates with Ti, V, Zr and Nb. This fine precipitate contributes to the improvement of steel strength. If the N content is less than 0.001%, a sufficient amount of precipitates for further improvement in strength cannot be obtained. Therefore, the N content is preferably 0.001% or more. If the N content is more than 0.004%, the precipitates are likely to precipitate coarsely. Therefore, the N content is 0.004% or less.
  • ⁇ Cu: 0.5% to 1.5%> The present inventors have found that when Cu is contained in steel, a precipitate containing at least one selected from the group consisting of Ti, V, Zr and Nb is likely to be finely precipitated. This fine precipitate contributes to the improvement of steel strength. If the Cu content is less than 0.5%, this effect cannot be sufficiently obtained. Therefore, the Cu content is preferably 0.5% or more. Further, the Cu content is more preferably 0.8% or more. If the Cu content is more than 1.5%, the steel tends to become brittle. Therefore, the Cu content is 1.5% or less. Moreover, it is also preferable that Cu content is 1.2% or less.
  • Sn 0.05% or more and 0.5% or less>
  • a precipitate containing at least one selected from the group consisting of Ti, V, Zr and Nb is likely to be finely precipitated. This fine precipitate contributes to the improvement of steel strength. If the Sn content is less than 0.05%, this effect cannot be sufficiently obtained. Therefore, the Sn content is preferably 0.05% or more. Further, the Sn content is more preferably 0.08% or more. If the Sn content is more than 0.5%, the steel tends to become brittle. Therefore, the Sn content is 0.5% or less. Moreover, it is also preferable that Sn content is 0.2% or less.
  • the parent phase (matrix) of the metal structure of the non-oriented electrical steel sheet according to the present embodiment is a ferrite phase, and the metal structure does not include an unrecrystallized structure. This is because the non-recrystallized structure improves the strength while remarkably deteriorating the iron loss.
  • the average grain size of the ferrite grains constituting the ferrite phase is less than 10 ⁇ m, the hysteresis loss is increased.
  • the average grain size of the ferrite grains is more than 200 ⁇ m, the effect of fine grain hardening is significantly reduced. Therefore, the average grain size of the ferrite grains is 10 ⁇ m or more and 200 ⁇ m or less.
  • the average grain size of the ferrite grains is preferably 30 ⁇ m or more, and preferably 100 ⁇ m or less.
  • the average grain size of the ferrite grains is more preferably 60 ⁇ m or less.
  • precipitates containing at least one selected from the group consisting of Ti, V, Zr, and Nb are present in the ferrite grains. Higher strength can be obtained as the precipitates are smaller and as the number density of the precipitates is higher. Furthermore, the size of the precipitate is important from the viewpoint of magnetic properties. For example, when the diameter of the precipitate is smaller than the thickness of the domain wall, deterioration (increase) of hysteresis loss due to pinning of domain wall movement can be prevented. When the average particle size of the precipitate is more than 0.2 ⁇ m, these effects cannot be obtained sufficiently. Accordingly, the average particle size of the precipitates is 0.2 ⁇ m or less. The average particle size is preferably 0.1 ⁇ m or less, more preferably 0.05 ⁇ m or less, and still more preferably 0.01 ⁇ m or less.
  • the theoretical thickness of the domain wall of pure iron is about 0.1 ⁇ m when estimated from the exchange energy and the anisotropic energy, but the actual thickness of the domain wall varies depending on the orientation in which the domain wall is formed. Moreover, when elements other than Fe are contained like a non-oriented electrical steel sheet, the thickness of a domain wall is also influenced by the kind, quantity, etc. From this viewpoint, it is considered that the average particle size of the precipitates of 0.2 ⁇ m or less is appropriate.
  • the average particle size of the precipitate is less than 0.002 ⁇ m (2 nm), the effect of increasing the mechanical strength is saturated. Moreover, it is difficult to control the average particle size of the precipitate within a range of less than 0.002 ⁇ m. Accordingly, the average particle size of the precipitates is set to 0.002 ⁇ m or more.
  • the higher the number density of the precipitates the higher the strength can be obtained. If the number density of the precipitates in the ferrite grains is less than 10 / ⁇ m 3, it is difficult to obtain a desired strength. For this reason, the number density of precipitates is set to 10 / ⁇ m 3 or more.
  • the number density is preferably 1000 pieces / ⁇ m 3 or more, more preferably 10,000 pieces / ⁇ m 3 or more, still more preferably 100,000 pieces / ⁇ m 3 or more, and 1,000,000 pieces / ⁇ m 3 or more. It is even more preferable.
  • the slab heated to a temperature of 1100 ° C. or higher and 1330 ° C. or lower is hot-rolled to obtain a hot-rolled steel plate.
  • cold rolling of the hot rolled steel sheet is performed to obtain a cold rolled steel sheet.
  • finish annealing of the cold rolled steel sheet is performed.
  • the precipitate containing Ti, V, Zr and / or Nb contained in the slab is once dissolved by heating, and in the subsequent cooling process, precipitation containing Ti, V, Zr and / or Nb. Precipitates finely.
  • the heating temperature is less than 1100 ° C., it is difficult to sufficiently dissolve the precipitate containing Ti, V, Zr and / or Nb.
  • the heating temperature is higher than 1330 ° C., the slab may be deformed or noro may be generated during heating. Therefore, the heating temperature is 1100 ° C. or higher and 1330 ° C. or lower.
  • the heating temperature is preferably 1150 ° C. or higher, and is preferably 1300 ° C. or lower.
  • finish temperature (finishing temperature) of finish rolling is preferably 750 ° C. or more and 850 ° C. or less, and the temperature at the time of winding after finish rolling (winding temperature) is preferably 600 ° C. or less.
  • winding temperature the temperature at the time of winding after finish rolling
  • the thickness of the hot rolled steel sheet is not particularly limited. However, it is not easy to make the thickness of the hot-rolled steel sheet less than 1.6 mm, and it also leads to a decrease in productivity. On the other hand, when the thickness of the hot-rolled steel sheet is 2.7 mm, it may be necessary to excessively increase the reduction ratio in the subsequent cold rolling. When the rolling reduction in cold rolling is excessively high, the texture of the non-oriented electrical steel sheet may deteriorate and the magnetic properties (magnetic flux density, iron loss) may deteriorate. Therefore, the thickness of the hot-rolled steel sheet is preferably 1.6 mm or more and 2.7 mm or less.
  • Cold rolling may be performed only once, or may be performed twice or more with intermediate annealing in between.
  • the final rolling reduction in cold rolling is preferably 60% or more and 90% or less. This is to make the metal structure (aggregate structure) of the non-oriented electrical steel sheet after finish annealing better, and to obtain a high magnetic flux density and a low iron loss.
  • the temperature shall be 900 degreeC or more and 1100 degrees C or less. This is to make the metal structure better.
  • the final rolling reduction is more preferably 65% or more, and more preferably 82% or less.
  • the soaking temperature of the finish annealing is preferably 850 ° C. or more, and the soaking time is preferably 20 seconds or more. This is because the average grain size of the ferrite grains of the non-oriented electrical steel sheet is 10 ⁇ m or more, which is better.
  • the soaking temperature of the finish annealing is 1100 ° C. or less.
  • the soaking temperature is preferably 2 minutes or less.
  • a hot-rolled steel plate ie, a hot-rolled sheet annealing.
  • the texture of the non-oriented electrical steel sheet can be made more desirable, and a higher magnetic flux density can be obtained.
  • the soaking temperature of hot-rolled sheet annealing is less than 850 ° C. and when the soaking time is less than 30 seconds, it is difficult to make the texture more desirable.
  • the soaking temperature is higher than 1100 ° C., precipitates containing Ti, V, Zr and / or Nb finely precipitated on the hot-rolled steel sheet are solid-dissolved, and then crystallized not in the crystal grains. The tendency to precipitate at the grain boundary becomes stronger.
  • the soaking temperature in the hot-rolled sheet annealing is preferably 850 ° C. or more and 1100 ° C. or less, and the soaking time is preferably 30 seconds or more and 5 minutes or less.
  • the non-oriented electrical steel sheet according to this embodiment can be manufactured.
  • the non-oriented electrical steel sheet manufactured in this way is equipped with the above metal structures, and can obtain a high intensity
  • This laminated body for motor cores includes a plurality of non-oriented electrical steel sheets according to this embodiment.
  • This laminated body for motor cores can be obtained, for example, by forming a plurality of non-oriented electrical steel sheets into a desired shape by a method such as punching, laminating, and fixing by a method such as caulking. Since the non-oriented electrical steel sheet according to the present embodiment is included, the core loss of the motor core laminate is low and the mechanical strength is high.
  • the laminated body for the motor core may be completed when the above fixing is completed.
  • the soaking temperature is 400 ° C. or more and 800 ° C. or less
  • the soaking time is 2 minutes or more and 10 hours or less
  • the average cooling rate from the soaking temperature to 300 ° C. is 0.0001 ° C./sec or more.
  • Annealing may be performed under conditions of 0.1 ° C./sec or less, and completion may be performed after such annealing is completed. By performing such annealing, the strength can be further improved by precipitation of precipitates.
  • the soaking temperature of this annealing is less than 400 ° C. and when the soaking time is less than 2 minutes, it is difficult to sufficiently precipitate the precipitate.
  • the soaking temperature is over 800 ° C. and the soaking time is over 10 hours, the energy consumption is increased and the incidental equipment is easily damaged, resulting in a significant increase in cost. Further, the precipitate may be coarsely deposited and it may be difficult to sufficiently increase the strength. Therefore, the soaking temperature is preferably 400 ° C. or more and 800 ° C. or less, and the soaking time is preferably 2 minutes or more and 10 hours or less.
  • the soaking time is more preferably 500 ° C. or more, and the soaking time is more preferably 10 minutes or more.
  • the average cooling rate from the soaking temperature to 300 ° C. is less than 0.0001 ° C./sec, carbides are likely to be coarsely precipitated.
  • the average cooling rate from the soaking temperature to 300 ° C. is preferably 0.0001 ° C./sec or more and 0.1 ° C./sec or less.
  • Example 1 steels having various compositions shown in Table 1 were melted by vacuum melting. The resulting slab was then heated at 1250 ° C. for 1 hour. Thereafter, the slab heated to a temperature of 1250 ° C. was hot-rolled to obtain a hot-rolled steel sheet. The thickness of the hot rolled steel sheet (hot rolled sheet) was 2.0 mm. Subsequently, pickling of the hot rolled steel sheet was performed, and cold rolling of the hot rolled steel sheet was performed to obtain cold rolling. The thickness of the cold rolled steel sheet (cold rolled sheet) was 0.35 mm. Next, finish annealing of the cold-rolled steel sheet was performed.
  • the soaking temperature was 1000 ° C., and the soaking time was 30 seconds.
  • various non-oriented electrical steel sheets were produced.
  • the metal structure of each non-oriented electrical steel sheet was observed.
  • the particle size was measured (JIS G 0552) and the precipitate was observed.
  • the JIS5 test piece was cut out from each non-oriented electrical steel sheet, and the mechanical characteristic was measured.
  • a 55 mm ⁇ 55 mm test piece was cut out from each non-oriented electrical steel sheet, and the magnetic properties thereof were measured by a single plate magnetic property test method (JIS C 2556).
  • iron loss (W10 / 400) was measured under the conditions of a frequency of 400 Hz and a maximum magnetic flux density of 1.0 T. Moreover, in order to see the influence of magnetic aging, the iron loss (W10 / 400) was also measured after aging treatment at 200 ° C. for 1 day. That is, for each non-oriented electrical steel sheet, the iron loss (W10 / 400) was measured before and after the aging treatment. These results are shown in Table 2.
  • Example 2 steel No. 1 shown in Table 1 was used. A11 and No. The slab of A17 was heated at the temperature shown in Table 3 for 1 hour. Subsequently, the slab heated to the temperature shown in Table 3 was hot-rolled to obtain a hot-rolled steel sheet. The thickness of the hot rolled steel sheet was 2.0 mm. Thereafter, a part (condition No. E4) of the hot-rolled steel sheet was annealed (hot-rolled sheet annealing) under the conditions shown in Table 3. Subsequently, pickling of the hot rolled steel sheet was performed, and cold rolling of the hot rolled steel sheet was performed to obtain cold rolling. The thickness of the cold rolled steel sheet was 0.35 mm.
  • Example 3 steel No. 1 shown in Table 1 was used. A11 and No. The A17 slab was heated for 1 hour. At this time, steel no. The slab heating temperature of A11 is 1250 ° C. The slab heating temperature for A11 was 1150 ° C. Subsequently, the slab heated at 1250 degreeC or 1150 degreeC was hot-rolled, and the hot-rolled steel plate was obtained. The thickness of the hot rolled steel sheet was 2.0 mm. Then, pickling of the hot-rolled steel sheet was performed, and cold rolling of the hot-rolled steel sheet was performed to obtain cold rolling. The thickness of the cold rolled steel sheet was 0.35 mm. Subsequently, finish annealing was performed on the cold-rolled steel sheet.
  • the soaking temperature was 1000 ° C., and the soaking time was 30 seconds.
  • an insulating film was formed on the surface of the cold-rolled steel sheet after finish annealing. In this way, various non-oriented electrical steel sheets were produced.
  • the condition No. G1-No. In G7 the tensile strength could be sufficiently improved.
  • 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.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Electromagnetism (AREA)
  • Power Engineering (AREA)
  • Dispersion Chemistry (AREA)
  • Manufacturing Of Steel Electrode Plates (AREA)
  • Soft Magnetic Materials (AREA)
  • Manufacturing Cores, Coils, And Magnets (AREA)
  • Iron Core Of Rotating Electric Machines (AREA)
  • Manufacture Of Motors, Generators (AREA)

Abstract

　Ｔｉ、Ｖ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｃの含有量（質量％）をそれぞれ［Ｔｉ］、［Ｖ］、［Ｚｒ］、［Ｎｂ］、［Ｃ］と表したとき、「Ｑ＝（［Ｔｉ］／４８＋［Ｖ］／５１＋［Ｚｒ］／９１＋［Ｎｂ］／９３）／（［Ｃ］／１２）」で表されるパラメータＱの値が０．９以上１．１以下である。金属組織の母相がフェライト相であり、金属組織は未再結晶組織を含まない。フェライト相を構成するフェライト粒の平均粒径が１０μｍ以上２００μｍ以下である。フェライト粒内に、Ｔｉ、Ｖ、Ｚｒ及びＮｂからなる群から選択された少なくとも一種を含む析出物が１０個／μｍ３以上の密度で存在する。析出物の平均粒径が０．００２μｍ以上０．２μｍ以下である。

Description

無方向性電磁鋼板、その製造方法、モータ鉄心用積層体及びその製造方法
　本発明は、電気機器の鉄心材料に好適な無方向性電磁鋼板及びその製造方法等に関する。
　近年、電気自動車及びハイブリッド自動車等の駆動モータとして、高速で回転する比較的容量が大きいモータが増えてきている。このため、駆動モータに用いられる鉄心の材料には、商用周波数よりも高い、数１００Ｈｚ～数ｋＨｚの範囲での低鉄損化が求められている。また、回転子に用いられる鉄心には、遠心力及び応力変動に耐えるため、所要の機械強度も要求される。このような要求は、自動車の駆動モータ以外に用いられる鉄心の材料に求められることもある。
　従来、鉄損の低減及び／又は強度の向上等を図った技術が提案されている（特許文献１～１２）。
　しかしながら、これらの技術では、鉄損の低減及び強度の向上の両立を達成することは困難である。また、実際には無方向性電磁鋼板を製造することが困難なものもある。
特開平０２―００８３４６号公報 特開平０６－３３０２５５号公報 特開２００６－００９０４８号公報 特開２００６－０７０２６９号公報 特開平１０－０１８００５号公報 特開２００４－０８４０５３号公報 特開２００４－１８３０６６号公報 特開２００７－０３９７５４号公報 特開平１０－８８２９８号公報 国際公開第２００９／１２８４２８号 特開２００３－１０５５０８号公報 特開平１１－２２９０９４号公報
　本発明は、鉄損の低減及び強度の向上の両立を達成することができる無方向性電磁鋼板及びその製造方法等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：０．０１％超０．０５％以下、
　Ｓｉ：２．０％以上４．０％以下、
　Ｍｎ：０．０５％以上０．５％以下、及び
　Ａｌ：０．０１％以上３．０％以下、
　を含有し、
　更に、Ｔｉ、Ｖ、Ｚｒ及びＮｂからなる群から選択された少なくとも一種を含有し、
　残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、
　Ｔｉ、Ｖ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｃの含有量（質量％）をそれぞれ［Ｔｉ］、［Ｖ］、［Ｚｒ］、［Ｎｂ］、［Ｃ］と表したとき、「Ｑ＝（［Ｔｉ］／４８＋［Ｖ］／５１＋［Ｚｒ］／９１＋［Ｎｂ］／９３）／（［Ｃ］／１２）」で表されるパラメータＱの値が０．９以上１．１以下であり、
　金属組織の母相がフェライト相であり、
　前記金属組織は未再結晶組織を含まず、
　前記フェライト相を構成するフェライト粒の平均粒径が１０μｍ以上２００μｍ以下であり、
　前記フェライト粒内に、Ｔｉ、Ｖ、Ｚｒ及びＮｂからなる群から選択された少なくとも一種を含む析出物が１０個／μｍ３以上の密度で存在し、
　前記析出物の平均粒径が０．００２μｍ以上０．２μｍ以下であることを特徴とする無方向性電磁鋼板。
　（２）　更に、質量％で、
　Ｎ：０．００１％以上０．００４％以下、
　Ｃｕ：０．５％以上１．５％以下、及び
　Ｓｎ：０．０５％以上０．５％以下、
　からなる群から選択された少なくとも一種を含有することを特徴とする（１）に記載の無方向性電磁鋼板。
　（３）　前記析出物が、炭化物、窒化物及び炭窒化物からなる群から選択された少なくとも一種であることを特徴とする（１）又は（２）に記載の無方向性電磁鋼板。
　（４）　１１００℃以上１３３０℃以下の温度に加熱したスラブの熱間圧延を行って熱間圧延鋼板を得る工程と、
　前記熱間圧延鋼板の冷間圧延を行って冷間圧延鋼板を得る工程と、
　前記冷間圧延鋼板の仕上げ焼鈍を行う工程と、
　を有し、
　前記スラブが、
　質量％で、
　Ｃ：０．０１％超０．０５％以下、
　Ｓｉ：２．０％以上４．０％以下、
　Ｍｎ：０．０５％以上０．５％以下、及び
　Ａｌ：０．０１％以上３．０％以下、
　を含有し、
　更に、Ｔｉ、Ｖ、Ｚｒ及びＮｂからなる群から選択された少なくとも一種を含有し、
　残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、
　Ｔｉ、Ｖ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｃの含有量（質量％）をそれぞれ［Ｔｉ］、［Ｖ］、［Ｚｒ］、［Ｎｂ］、［Ｃ］と表したとき、「Ｑ＝（［Ｔｉ］／４８＋［Ｖ］／５１＋［Ｚｒ］／９１＋［Ｎｂ］／９３）／（［Ｃ］／１２）」で表されるパラメータＱの値が０．９以上１．１以下であることを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法。
　（５）　前記スラブが、更に、質量％で、
　Ｎ：０．００１％以上０．００４％以下、
　Ｃｕ：０．５％以上１．５％以下、及び
　Ｓｎ：０．０５％以上０．５％以下、
　からなる群から選択された少なくとも一種を含有することを特徴とする（４）に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
　（６）　前記冷間圧延を行う工程の前に、前記熱間圧延鋼板の熱延板焼鈍を行う工程を有することを特徴とする（４）又は（５）に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
　（７）　互いに積層された複数の無方向性電磁鋼板を有し、
　前記無方向性電磁鋼板が、
　質量％で、
　Ｃ：０．０１％超０．０５％以下、
　Ｓｉ：２．０％以上４．０％以下、
　Ｍｎ：０．０５％以上０．５％以下、及び
　Ａｌ：０．０１％以上３．０％以下、
　を含有し、
　更に、Ｔｉ、Ｖ、Ｚｒ及びＮｂからなる群から選択された少なくとも一種を含有し、
　残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、
　Ｔｉ、Ｖ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｃの含有量（質量％）をそれぞれ［Ｔｉ］、［Ｖ］、［Ｚｒ］、［Ｎｂ］、［Ｃ］と表したとき、「Ｑ＝（［Ｔｉ］／４８＋［Ｖ］／５１＋［Ｚｒ］／９１＋［Ｎｂ］／９３）／（［Ｃ］／１２）」で表されるパラメータＱの値が０．９以上１．１以下であり、
　金属組織の母相がフェライト相であり、
　前記金属組織は未再結晶組織を含まず、
　前記フェライト相を構成するフェライト粒の平均粒径が１０μｍ以上２００μｍ以下であり、
　前記フェライト粒内に、Ｔｉ、Ｖ、Ｚｒ及びＮｂからなる群から選択された少なくとも一種を含む析出物が１０個／μｍ３以上の密度で存在し、
　前記析出物の平均粒径が０．００２μｍ以上０．２μｍ以下であることを特徴とするモータ鉄心用積層体。
　（８）　前記無方向性電磁鋼板が、更に、質量％で、
　Ｎ：０．００１％以上０．００４％以下、
　Ｃｕ：０．５％以上１．５％以下、及び
　Ｓｎ：０．０５％以上０．５％以下、
　からなる群から選択された少なくとも一種を含有することを特徴とする（７）に記載のモータ鉄心用積層体。
　（９）　前記析出物が、炭化物、窒化物及び炭窒化物からなる群から選択された少なくとも一種であることを特徴とする（７）又は（８）に記載のモータ鉄心用積層体。
　（１０）　複数の無方向性電磁鋼板を互いに積層して積層体を得る工程と、
　前記積層体に、均熱温度が４００℃以上８００℃以下、均熱時間が２分間以上１０時間以下、前記均熱温度から３００℃までの平均冷却速度が０．０００１℃／ｓｅｃ以上０．１℃／ｓｅｃ以下の条件下で焼鈍を行う工程と、
　を有し、
　前記無方向性電磁鋼板が、
　質量％で、
　Ｃ：０．０１％超０．０５％以下、
　Ｓｉ：２．０％以上４．０％以下、
　Ｍｎ：０．０５％以上０．５％以下、及び
　Ａｌ：０．０１％以上３．０％以下、
　を含有し、
　更に、Ｔｉ、Ｖ、Ｚｒ及びＮｂからなる群から選択された少なくとも一種を含有し、
　残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、
　Ｔｉ、Ｖ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｃの含有量（質量％）をそれぞれ［Ｔｉ］、［Ｖ］、［Ｚｒ］、［Ｎｂ］、［Ｃ］と表したとき、「Ｑ＝（［Ｔｉ］／４８＋［Ｖ］／５１＋［Ｚｒ］／９１＋［Ｎｂ］／９３）／（［Ｃ］／１２）」で表されるパラメータＱの値が０．９以上１．１以下であり、
　金属組織の母相がフェライト相であり、
　前記金属組織は未再結晶組織を含まず、
　前記フェライト相を構成するフェライト粒の平均粒径が１０μｍ以上２００μｍ以下であり、
　前記フェライト粒内に、Ｔｉ、Ｖ、Ｚｒ及びＮｂからなる群から選択された少なくとも一種を含む析出物が１０個／μｍ３以上の密度で存在し、
　前記析出物の平均粒径が０．００２μｍ以上０．２μｍ以下であることを特徴とするモータ鉄心用積層体の製造方法。
　（１１）　前記無方向性電磁鋼板が、更に、質量％で、
　Ｎ：０．００１％以上０．００４％以下、
　Ｃｕ：０．５％以上１．５％以下、及び
　Ｓｎ：０．０５％以上０．５％以下、
　からなる群から選択された少なくとも一種を含有することを特徴とする（１０）に記載のモータ鉄心用積層体の製造方法。
　（１２）　前記析出物が、炭化物、窒化物及び炭窒化物からなる群から選択された少なくとも一種であることを特徴とする（１０）又は（１１）に記載のモータ鉄心用積層体の製造方法。
　本発明によれば、無方向性電磁鋼板の組成及び組織を適切に規定しているため、鉄損の低減及び強度の向上の両立を達成することができる。
　先ず、本発明の実施形態に係る無方向性電磁鋼板及びその製造方法について説明する。
　本実施形態に係る無方向性電磁鋼板は、所定の組成を有しており、金属組織の母相がフェライト相であり、金属組織は未再結晶組織を含まない。また、フェライト相を構成するフェライト粒の平均粒径が１０μｍ以上２００μｍ以下であり、フェライト粒内に、Ｔｉ、Ｖ、Ｚｒ及びＮｂからなる群から選択された少なくとも一種を含む析出物が１０個／μｍ３以上の密度で存在し、析出物の平均粒径が０．００２μｍ以上０．２μｍ以下である。このような構成により、鉄損の低減及び強度の向上の両立を達成することができる。この結果、モータの高効率化等に大きく寄与することができる。
　また、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板の製造方法では、１１００℃以上１３３０℃以下に加熱した所定の組成のスラブの熱間圧延を行って熱間圧延鋼板を得る。次に、熱間圧延鋼板の冷間圧延を行って冷間圧延鋼板を得る。次に、冷間圧延鋼板の仕上げ焼鈍を行う。
　ここで、無方向性電磁鋼板の組成について説明する。以下、含有量の単位である「％」は「質量％」を意味する。また、スラブの組成はそのまま無方向性電磁鋼板に引き継がれるため、ここで説明する無方向性電磁鋼板の組成は、その製造に用いるスラブの組成でもある。本実施形態に係る無方向性電磁鋼板は、例えば、Ｃ：０．０１％超０．０５％以下、Ｓｉ：２．０％以上４．０％以下、Ｍｎ：０．０５％以上０．５％以下、及びＡｌ：０．０１％以上３．０％以下を含有し、更に、Ｔｉ、Ｖ、Ｚｒ及びＮｂからなる群から選択された少なくとも一種を含有する。また、無方向性電磁鋼板の残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、Ｔｉ、Ｖ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｃの含有量（質量％）をそれぞれ［Ｔｉ］、［Ｖ］、［Ｚｒ］、［Ｎｂ］、［Ｃ］と表したとき、「Ｑ＝（［Ｔｉ］／４８＋［Ｖ］／５１＋［Ｚｒ］／９１＋［Ｎｂ］／９３）／（［Ｃ］／１２）」で表されるパラメータＱの値が０．９以上１．１以下である。
　＜Ｃ：０．０１％超０．０５％以下＞
　Ｃは、Ｔｉ、Ｖ、Ｚｒ及びＮｂと微細な析出物を形成する。この微細な析出物は鋼の強度の向上に寄与する。Ｃ含有量が０．０１％以下であると、強度の向上に十分な量の析出物が得られない。Ｃ含有量が０．０５％超であると、析出物が粗大に析出しやすい。粗大な析出物は強度の向上に寄与しにくい。また、析出物が粗大に析出すると、鉄損が劣化しやすい。従って、Ｃ含有量は０．０１％超０．０５％以下とする。また、Ｃ含有量は０．０２％以上であることが好ましく、０．０４％以下であることも好ましい。
　＜Ｓｉ：２．０％以上４．０％以下＞
　Ｓｉは、鋼の固有抵抗を高めて鉄損を低減する。Ｓｉ含有量が２．０％未満であると、この効果を十分に得られない。Ｓｉ含有量が４．０％超であると、鋼が脆化し、圧延が困難になる。従って、Ｓｉ含有量は２．０％以上４．０％以下とする。また、Ｓｉ含有量は３．５％以下であることが好ましい。
　＜Ｍｎ：０．０５％以上０．５％以下＞
　Ｍｎは、Ｓｉと同様に、鋼の固有抵抗を高めて鉄損を低減する。また、Ｍｎは、硫化物を粗大化して無害化する。Ｍｎ含有量が０．０５％未満であると、これらの効果を十分に得られない。Ｍｎ含有量が０．５％超であると、磁束密度が低下したり、冷間圧延時に割れが発生しやすくなったりする。また、コストの上昇も顕著になる。従って、Ｍｎ含有量は０．０５％以上０．５％以下とする。また、Ｍｎ含有量は０．１％以上であることが好ましく、０．３％以下であることも好ましい。
　＜Ａｌ：０．０１％以上３．０％以下＞
　Ａｌは、Ｓｉと同様に、鋼の固有抵抗を高めて鉄損を低減する。また、Ａｌは、脱酸材として作用する。Ａｌ含有量が０．０１％未満であると、これらの効果を十分に得られない。Ａｌ含有量が３．０％超であると、鋼が脆化し、圧延が困難になる。従って、Ａｌ含有量は０．０１％以上３．０％以下とする。また、Ａｌ含有量は０．３％以上であることが好ましく、２．０％以下であることも好ましい。
　＜Ｔｉ、Ｖ、Ｚｒ、Ｎｂ＞
　Ｔｉ、Ｖ、Ｚｒ及びＮｂは、Ｃ及び／又はＮと微細な析出物を形成する。この析出物は鋼の強度の向上に寄与する。パラメータＱの値が０．９未満であると、Ｔｉ、Ｖ、Ｚｒ及びＮｂに対してＣが過剰であるため、仕上げ焼鈍後にＣが鋼板内に固溶状態で存在する傾向が強くなる。Ｃが固溶状態で存在すると、磁気時効が生じやすい。パラメータＱの値が１．１超であると、Ｔｉ、Ｖ、Ｚｒ及びＮｂに対してＣが不足するため、微細な析出物を得ることが困難となり、所望の強度が得られない。従って、パラメータＱの値は０．９以上１．１以下とする。また、パラメータＱの値は０．９５以上であることが好ましく、１．０５以下であることも好ましい。
　本実施形態に係る無方向性電磁鋼板が、更に、Ｎ：０．００１％以上０．００４％以下、Ｃｕ：０．５％以上１．５％以下、及びＳｎ：０．０５％以上０．５％以下からなる群から選択された少なくとも一種を含有していてもよい。
　＜Ｎ：０．００１％以上０．００４％以下＞
　Ｎは、Ｃと同様に、Ｔｉ、Ｖ、Ｚｒ及びＮｂと微細な析出物を形成する。この微細な析出物は鋼の強度の向上に寄与する。Ｎ含有量が０．００１％未満であると、強度の更なる向上に十分な量の析出物が得られない。従って、Ｎ含有量は０．００１％以上であることが好ましい。Ｎ含有量が０．００４％超であると、析出物が粗大に析出しやすい。従って、Ｎ含有量は０．００４％以下とする。
　＜Ｃｕ：０．５％以上１．５％以下＞
　本発明者らは、Ｃｕが鋼に含有されていると、Ｔｉ、Ｖ、Ｚｒ及びＮｂからなる群から選択された少なくとも一種を含有する析出物が微細に析出しやすいことを見出した。この微細な析出物は鋼の強度の向上に寄与する。Ｃｕ含有量が０．５％未満であると、この効果を十分に得られない。従って、Ｃｕ含有量は０．５％以上であることが好ましい。また、Ｃｕ含有量は０．８％以上であることがより好ましい。Ｃｕ含有量が１．５％超であると、鋼が脆化しやすい。従って、Ｃｕ含有量は１．５％以下とする。また、Ｃｕ含有量は１．２％以下であることも好ましい。
　Ｃｕが鋼に含有されている場合に、上記の析出物が微細に析出する理由は明確でないが、本発明者らは、マトリックス内にＣｕの局所的な濃度分布が生じて、炭化物の析出サイトになるためであると推定している。従って、上記の析出物を析出させる際にＣｕが析出していなくてもよい。その一方で、Ｃｕの析出物は無方向性電磁鋼板の強度の向上に寄与する。従って、Ｃｕが析出していてもよい。
　＜Ｓｎ：０．０５％以上０．５％以下＞
　本発明者らは、Ｓｎが鋼に含有されていると、Ｔｉ、Ｖ、Ｚｒ及びＮｂからなる群から選択された少なくとも一種を含有する析出物が微細に析出しやすいことも見出した。この微細な析出物は鋼の強度の向上に寄与する。Ｓｎ含有量が０．０５％未満であると、この効果を十分に得られない。従って、Ｓｎ含有量は０．０５％以上であることが好ましい。また、Ｓｎ含有量は０．０８％以上であることがより好ましい。Ｓｎ含有量が０．５％超であると、鋼が脆化しやすい。従って、Ｓｎ含有量は０．５％以下とする。また、Ｓｎ含有量は０．２％以下であることも好ましい。
　＜その他の成分＞
　０．５％以上５％以下のＮｉ、０．００５以上０．１％以下のＰが含有されていてもよい。Ｎｉ及びＰは、鋼板の固溶硬化等に寄与する。
　次に、無方向性電磁鋼板の金属組織について説明する。
　上述のように、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板の金属組織の母相（マトリックス）はフェライト相であり、金属組織に未再結晶組織は含まれていない。未再結晶組織は強度を向上する一方で、鉄損を著しく劣化させるためである。また、フェライト相を構成するフェライト粒の平均粒径が１０μｍ未満であると、ヒステリシス損失が高くなる。フェライト粒の平均粒径が２００μｍ超であると、細粒硬化の効果が著しく低下する。従って、フェライト粒の平均粒径は１０μｍ以上２００μｍ以下とする。フェライト粒の平均粒径は３０μｍ以上であることが好ましく、１００μｍ以下であることも好ましい。更に、フェライト粒の平均粒径は６０μｍ以下であることがより好ましい。
　本実施形態では、Ｔｉ、Ｖ、Ｚｒ及びＮｂからなる群から選択された少なくとも一種を含む析出物がフェライト粒内に存在している。この析出物が小さいほど、また、この析出物の個数密度が高いほど、高い強度を得ることができる。更に、析出物のサイズは、磁気特性の観点からも重要である。例えば、析出物の直径が磁壁の厚さより小さい場合、磁壁移動のピン止めによるヒステリシス損失の劣化（増加）を防ぐことができる。析出物の平均粒径が０．２μｍ超であると、これらの効果を十分に得られない。従って、析出物の平均粒径は０．２μｍ以下とする。この平均粒径は０．１μｍ以下であることが好ましく、０．０５μｍ以下であることがより好ましく、０．０１μｍ以下であることが更に好ましい。
　なお、純鉄の磁壁の理論上の厚さは、交換エネルギー及び異方性エネルギーから見積ると０．１μｍ程度であるが、実際の磁壁の厚さは、磁壁が形成される方位によって変化する。また、無方向性電磁鋼板のように、Ｆｅ以外の元素が含まれている場合には、磁壁の厚さは、その種類及び量等の影響も受ける。この観点からも０．２μｍ以下という析出物の平均粒径は妥当であると考えられる。
　析出物の平均粒径が０．００２μｍ（２ｎｍ）未満であると、機械的強度の上昇の効果が飽和する。また、０．００２μｍ未満の範囲で析出物の平均粒径を制御することは困難である。従って、析出物の平均粒径は０．００２μｍ以上とする。
　また、析出物の個数密度が高いほど、高い強度を得ることができ、フェライト粒内の析出物の個数密度が１０個／μｍ３未満であると、所望の強度を得にくい。このため、析出物の個数密度は、１０個／μｍ３以上とする。この個数密度は１０００個／μｍ３以上であることが好ましく、１００００個／μｍ３以上であることがより好ましく、１０００００個／μｍ３以上であることが更に好ましく、１００００００個／μｍ３以上であることがより一層好ましい。
　次に、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、上述のように、１１００℃以上１３３０℃以下の温度に加熱したスラブの熱間圧延を行って熱間圧延鋼板を得る。次に、熱間圧延鋼板の冷間圧延を行って冷間圧延鋼板を得る。次に、冷間圧延鋼板の仕上げ焼鈍を行う。
　熱間圧延では、加熱により、スラブに含まれる、Ｔｉ、Ｖ、Ｚｒ及び／又はＮｂを含む析出物を一旦固溶させ、その後の降温過程において、Ｔｉ、Ｖ、Ｚｒ及び／又はＮｂを含む析出物を微細に析出させる。加熱温度が１１００℃未満であると、Ｔｉ、Ｖ、Ｚｒ及び／又はＮｂを含む析出物を十分に固溶させることが困難である。加熱温度が１３３０℃超であると、加熱中にスラブが変形したり、ノロが発生したりするおそれがある。従って、加熱温度は１１００℃以上１３３０℃以下とする。加熱温度は１１５０℃以上とすることが好ましく、１３００℃以下とすることも好ましい。
　熱間圧延では、例えば、粗圧延及び仕上げ圧延を行う。仕上げ圧延の終了温度（仕上げ温度）は７５０℃以上８５０℃以下とすることが好ましく、仕上げ圧延後の巻取り時の温度（巻取り温度）は６００℃以下とすることが好ましい。いずれも、Ｔｉ、Ｖ、Ｚｒ及び／又はＮｂを含む析出物をなるべく微細に析出させるためである。
　熱間圧延鋼板の厚さは特に限定されない。ただし、熱間圧延鋼板の厚さを１．６ｍｍ未満にすることは容易ではなく、また、生産性の低下にもつながる。一方、熱間圧延鋼板の厚さが２．７ｍｍであると、その後の冷間圧延における圧下率を過剰に高くする必要が生じることがある。冷間圧延における圧下率が過剰に高い場合、無方向性電磁鋼板の集合組織が劣化して磁気特性（磁束密度、鉄損）が劣化することがある。従って、熱間圧延鋼板の厚さは１．６ｍｍ以上２．７ｍｍ以下とすることが好ましい。
　冷間圧延は、１回のみ行ってもよく、中間焼鈍を間に挟みながら２回以上行ってもよい。冷間圧延における最後の圧下率は６０％以上９０％以下とすることが好ましい。仕上げ焼鈍後の無方向性電磁鋼板の金属組織（集合組織）をより良好なものとし、高い磁束密度及び低い鉄損を得るためである。また、中間焼鈍を行う場合、その温度は９００℃以上１１００℃以下とすることが好ましい。金属組織をより良好なものとするためである。最後の圧下率は６５％以上とすることがより好ましく、８２％以下とすることもより好ましい。
　仕上げ焼鈍の均熱温度は８５０℃以上とすることが好ましく、均熱時間は２０秒間以上とすることが好ましい。無方向性電磁鋼板のフェライト粒の平均粒径を１０μｍ以上で、より良好なものとするためである。
　なお、仕上げ焼鈍の均熱温度が１１００℃超であると、冷間圧延鋼板に微細に析出しているＴｉ、Ｖ、Ｚｒ及び／又はＮｂを含む析出物が固溶してしまい、その後に結晶粒内ではなく結晶粒界に析出する傾向が強くなる。従って、仕上げ焼鈍の均熱温度は１１００℃以下とすることが好ましい。なお、均熱温度が２分間超であると、生産性の低下が顕著となる。従って、均熱温度は２分間以下とすることが好ましい。
　なお、冷間圧延を行う前に、熱間圧延鋼板の焼鈍、すなわち熱延板焼鈍を行ってもよい。適切な熱延板焼鈍を行うことにより、無方向性電磁鋼板の集合組織をより望ましいものとし、より優れた磁束密度を得ることが可能となる。熱延板焼鈍の均熱温度が８５０℃未満の場合、及び均熱時間が３０秒間未満の場合、集合組織をより望ましいものとすることが困難である。均熱温度が１１００℃超であると、熱間圧延鋼板に微細に析出しているＴｉ、Ｖ、Ｚｒ及び／又はＮｂを含む析出物が固溶してしまい、その後に結晶粒内ではなく結晶粒界に析出する傾向が強くなる。均熱時間が５分間超であると、生産性の低下が顕著となる。従って、熱延板焼鈍における均熱温度は８５０℃以上１１００℃以下とすることが好ましく、均熱時間は３０秒間以上５分間以下とすることが好ましい。
　このようにして本実施形態に係る無方向性電磁鋼板を製造することができる。そして、このようにして製造された無方向性電磁鋼板は、上記のような金属組織を備えており、高い強度及び低い鉄損を得ることができる。つまり、熱間圧延の際に上記の析出物が生成し、仕上げ焼鈍の際に再結晶が生じて上記のフェライト相が生成する。なお、仕上げ焼鈍後に、必要に応じて絶縁皮膜を形成してもよい。
　次に、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板を用いて構成されたモータ鉄心用の積層体について説明する。
　このモータ鉄心用積層体には、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板が複数含まれている。このモータ鉄心用積層体は、例えば、複数の無方向性電磁鋼板を打ち抜き等の方法で所望の形状とし、積層し、かしめ等の方法で固定することにより得ることができる。本実施形態に係る無方向性電磁鋼板が含まれているため、このモータ鉄心用積層体の鉄損が低く、機械的強度が高い。
　モータ鉄心用積層体は、上記のような固定が済んだ時点で完成としてもよい。また、上記の固定の後に、均熱温度が４００℃以上８００℃以下、均熱時間が２分間以上１０時間以下、前記均熱温度から３００℃までの平均冷却速度が０．０００１℃／ｓｅｃ以上０．１℃／ｓｅｃ以下の条件下で焼鈍を行い、このような焼鈍が済んでから完成としてもよい。このような焼鈍を行うことにより、析出物の析出によって強度をより向上させることができる。
　この焼鈍の均熱温度が４００℃未満の場合、及び均熱時間が２分間未満の場合、析出物を十分に析出させることが困難である。均熱温度が８００℃超の場合、及び均熱時間が１０時間超の場合、エネルギーの消費量が大きくなったり、付帯設備が傷みやすくなったりし、コストの上昇が顕著になる。更に、析出物が粗大に析出して、十分に強度を上昇させることが困難なこともある。従って、均熱温度は４００℃以上８００℃以下とすることが好ましく、均熱時間は２分間以上１０時間以下とすることが好ましい。また、均熱時間は５００℃以上とすることがより好ましく、均熱時間は１０分間以上とすることがより好ましい。均熱温度から３００℃までの平均冷却速度が０．０００１℃／ｓｅｃ未満であると、炭化物が粗大に析出しやすい。この平均冷却速度が０．１℃／ｓｅｃ超であると、析出物を十分に析出させることが困難である。従って、均熱温度から３００℃までの平均冷却速度は０．０００１℃／ｓｅｃ以上０．１℃／ｓｅｃ以下とすることが好ましい。
　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。
　（実験例１）
　先ず、表１に示す種々の組成の鋼を真空溶解にて溶製した。次いで、得られたスラブを１２５０℃で１時間加熱した。その後、１２５０℃の温度に加熱したスラブの熱間圧延を行って熱間圧延鋼板を得た。熱間圧延鋼板（熱延板）の厚さは２．０ｍｍとした。続いて、熱間圧延鋼板の酸洗を行い、熱間圧延鋼板の冷間圧延を行って冷間圧延を得た。冷間圧延鋼板（冷延板）の厚さは０．３５ｍｍとした。次いで、冷間圧延鋼板の仕上げ焼鈍を行った。仕上げ焼鈍では、均熱温度を１０００℃とし、均熱時間を３０秒間とした。このようにして、種々の無方向性電磁鋼板を作製した。その後、各無方向性電磁鋼板について、金属組織の観察を行った。金属組織の観察では、例えば、粒径の測定（ＪＩＳ　Ｇ　０５５２）及び析出物の観察を行った。また、各無方向性電磁鋼板からＪＩＳ５号試験片を切り出し、その機械的特性を測定した。更に、各無方向性電磁鋼板から５５ｍｍ×５５ｍｍの試験片を切り出し、その磁気特性を単板磁気特性試験法（ＪＩＳ　Ｃ　２５５６）で測定した。磁気特性としては、周波数が４００Ｈｚ、最大磁束密度が１．０Ｔの条件下での鉄損（Ｗ１０／４００）を測定した。また、磁気時効の影響を見るために、鉄損（Ｗ１０／４００）は、２００℃で１日間の時効処理後にも測定した。つまり、各無方向性電磁鋼板について、時効処理の前後で鉄損（Ｗ１０／４００）を測定した。これらの結果を表２に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表２に示すように、本発明の範囲内にある条件Ｎｏ．Ｃ１～Ｎｏ．Ｃ１９において、５５０ＭＰａ以上の引張強度及び３５Ｗ／ｋｇ以下の鉄損（Ｗ１０／４００）を得ることができた。一方、本発明の範囲から外れる条件Ｎｏ．Ｄ１～Ｎｏ．Ｄ８では、引張強度及び鉄損の両立が困難であった。
　（実験例２）
　先ず、表１に示す鋼Ｎｏ．Ａ１１及びＮｏ．Ａ１７のスラブを表３に示す温度で１時間加熱した。次いで、表３に示す温度に加熱したスラブの熱間圧延を行って熱間圧延鋼板を得た。熱間圧延鋼板の厚さは２．０ｍｍとした。その後、一部（条件Ｎｏ．Ｅ４）の熱間圧延鋼板の焼鈍（熱延板焼鈍）を表３に示す条件下で行った。続いて、熱間圧延鋼板の酸洗を行い、熱間圧延鋼板の冷間圧延を行って冷間圧延を得た。冷間圧延鋼板の厚さは０．３５ｍｍとした。次いで、冷間圧延鋼板の仕上げ焼鈍を行った。仕上げ焼鈍では、均熱温度を１０００℃とし、均熱時間を３０秒間とした。このようにして、種々の無方向性電磁鋼板を作製した。その後、各無方向性電磁鋼板について、実験例１と同様の評価を行った。この結果も表３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　表３に示すように、本発明の範囲内にある条件Ｎｏ．Ｅ１～Ｎｏ．Ｅ６において、５５０ＭＰａ以上の引張強度及び３５Ｗ／ｋｇ以下の鉄損（Ｗ１０／４００）を得ることができた。一方、本発明の範囲から外れる条件Ｎｏ．Ｆ１～Ｎｏ．Ｆ２では、引張強度及び鉄損の両立が困難であった。
　（実験例３）
　先ず、表１に示す鋼Ｎｏ．Ａ１１及びＮｏ．Ａ１７のスラブを１時間加熱した。このとき、鋼Ｎｏ．Ａ１１のスラブ加熱温度は１２５０℃とし、鋼Ｎｏ．Ａ１１のスラブ加熱温度は１１５０℃とした。次いで、１２５０℃又は１１５０℃に加熱したスラブの熱間圧延を行って熱間圧延鋼板を得た。熱間圧延鋼板の厚さは２．０ｍｍとした。その後、熱間圧延鋼板の酸洗を行い、熱間圧延鋼板の冷間圧延を行って冷間圧延を得た。冷間圧延鋼板の厚さは０．３５ｍｍとした。続いて、冷間圧延鋼板の仕上げ焼鈍を行った。仕上げ焼鈍では、均熱温度を１０００℃とし、均熱時間を３０秒間とした。次いで、仕上げ焼鈍後の冷間圧延鋼板の表面に絶縁皮膜を形成した。このようにして、種々の無方向性電磁鋼板を作製した。
　その後、各無方向性電磁鋼板から、圧延方向のサイズが３００ｍｍ、圧延方向に直交する方向のサイズが６０ｍｍの鋼板を３０枚打ち抜いた。このような形状及びサイズの鋼板は、実際のモータコアに用いられることがある。そして、３０枚の鋼板を互いに積層して積層体を得た。続いて、各積層体の焼鈍を表４に示す条件下で行った。次いで、各積層体から試験用の鋼板を抜き出し、この鋼板について、実験例１と同様の評価を行った。つまり、モータコアに用いられる積層体を想定した評価を行った。この結果も表４に示す。ここでは、焼鈍の条件が上記の好ましい条件から外れるものを比較例とした。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　表４に示すように、好ましい焼鈍を行った条件Ｎｏ．Ｇ１～Ｎｏ．Ｇ７において、引張強度を十分に向上させることができた。一方、焼鈍の条件が好ましい範囲から外れる条件Ｎｏ．Ｈ１～Ｎｏ．Ｈ６では、引張強度を十分に向上させることができなかったり、生産性が低かったり、鉄損が大きかったりした。
　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 (16)

  1. 　質量％で、
    　Ｃ：０．０１％超０．０５％以下、
    　Ｓｉ：２．０％以上４．０％以下、
    　Ｍｎ：０．０５％以上０．５％以下、及び
    　Ａｌ：０．０１％以上３．０％以下、
    　を含有し、
    　更に、Ｔｉ、Ｖ、Ｚｒ及びＮｂからなる群から選択された少なくとも一種を含有し、
    　残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、
    　Ｔｉ、Ｖ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｃの含有量（質量％）をそれぞれ［Ｔｉ］、［Ｖ］、［Ｚｒ］、［Ｎｂ］、［Ｃ］と表したとき、「Ｑ＝（［Ｔｉ］／４８＋［Ｖ］／５１＋［Ｚｒ］／９１＋［Ｎｂ］／９３）／（［Ｃ］／１２）」で表されるパラメータＱの値が０．９以上１．１以下であり、
    　金属組織の母相がフェライト相であり、
    　前記金属組織は未再結晶組織を含まず、
    　前記フェライト相を構成するフェライト粒の平均粒径が１０μｍ以上２００μｍ以下であり、
    　前記フェライト粒内に、Ｔｉ、Ｖ、Ｚｒ及びＮｂからなる群から選択された少なくとも一種を含む析出物が１０個／μｍ３以上の密度で存在し、
    　前記析出物の平均粒径が０．００２μｍ以上０．２μｍ以下であることを特徴とする無方向性電磁鋼板。
  2. 　更に、質量％で、
    　Ｎ：０．００１％以上０．００４％以下、
    　Ｃｕ：０．５％以上１．５％以下、及び
    　Ｓｎ：０．０５％以上０．５％以下、
    　からなる群から選択された少なくとも一種を含有することを特徴とする請求項１に記載の無方向性電磁鋼板。
  3. 　前記析出物が、炭化物、窒化物及び炭窒化物からなる群から選択された少なくとも一種であることを特徴とする請求項１に記載の無方向性電磁鋼板。
  4. 　前記析出物が、炭化物、窒化物及び炭窒化物からなる群から選択された少なくとも一種であることを特徴とする請求項２に記載の無方向性電磁鋼板。
  5. 　１１００℃以上１３３０℃以下の温度に加熱したスラブの熱間圧延を行って熱間圧延鋼板を得る工程と、
    　前記熱間圧延鋼板の冷間圧延を行って冷間圧延鋼板を得る工程と、
    　前記冷間圧延鋼板の仕上げ焼鈍を行う工程と、
    　を有し、
    　前記スラブが、
    　質量％で、
    　Ｃ：０．０１％超０．０５％以下、
    　Ｓｉ：２．０％以上４．０％以下、
    　Ｍｎ：０．０５％以上０．５％以下、及び
    　Ａｌ：０．０１％以上３．０％以下、
    　を含有し、
    　更に、Ｔｉ、Ｖ、Ｚｒ及びＮｂからなる群から選択された少なくとも一種を含有し、
    　残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、
    　Ｔｉ、Ｖ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｃの含有量（質量％）をそれぞれ［Ｔｉ］、［Ｖ］、［Ｚｒ］、［Ｎｂ］、［Ｃ］と表したとき、「Ｑ＝（［Ｔｉ］／４８＋［Ｖ］／５１＋［Ｚｒ］／９１＋［Ｎｂ］／９３）／（［Ｃ］／１２）」で表されるパラメータＱの値が０．９以上１．１以下であることを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法。
  6. 　前記スラブが、更に、質量％で、
    　Ｎ：０．００１％以上０．００４％以下、
    　Ｃｕ：０．５％以上１．５％以下、及び
    　Ｓｎ：０．０５％以上０．５％以下、
    　からなる群から選択された少なくとも一種を含有することを特徴とする請求項５に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
  7. 　前記冷間圧延を行う工程の前に、前記熱間圧延鋼板の熱延板焼鈍を行う工程を有することを特徴とする請求項５に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
  8. 　前記冷間圧延を行う工程の前に、前記熱間圧延鋼板の熱延板焼鈍を行う工程を有することを特徴とする請求項６に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
  9. 　互いに積層された複数の無方向性電磁鋼板を有し、
    　前記無方向性電磁鋼板が、
    　質量％で、
    　Ｃ：０．０１％超０．０５％以下、
    　Ｓｉ：２．０％以上４．０％以下、
    　Ｍｎ：０．０５％以上０．５％以下、及び
    　Ａｌ：０．０１％以上３．０％以下、
    　を含有し、
    　更に、Ｔｉ、Ｖ、Ｚｒ及びＮｂからなる群から選択された少なくとも一種を含有し、
    　残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、
    　Ｔｉ、Ｖ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｃの含有量（質量％）をそれぞれ［Ｔｉ］、［Ｖ］、［Ｚｒ］、［Ｎｂ］、［Ｃ］と表したとき、「Ｑ＝（［Ｔｉ］／４８＋［Ｖ］／５１＋［Ｚｒ］／９１＋［Ｎｂ］／９３）／（［Ｃ］／１２）」で表されるパラメータＱの値が０．９以上１．１以下であり、
    　金属組織の母相がフェライト相であり、
    　前記金属組織は未再結晶組織を含まず、
    　前記フェライト相を構成するフェライト粒の平均粒径が１０μｍ以上２００μｍ以下であり、
    　前記フェライト粒内に、Ｔｉ、Ｖ、Ｚｒ及びＮｂからなる群から選択された少なくとも一種を含む析出物が１０個／μｍ３以上の密度で存在し、
    　前記析出物の平均粒径が０．００２μｍ以上０．２μｍ以下であることを特徴とするモータ鉄心用積層体。
  10. 　前記無方向性電磁鋼板が、更に、質量％で、
    　Ｎ：０．００１％以上０．００４％以下、
    　Ｃｕ：０．５％以上１．５％以下、及び
    　Ｓｎ：０．０５％以上０．５％以下、
    　からなる群から選択された少なくとも一種を含有することを特徴とする請求項９に記載のモータ鉄心用積層体。
  11. 　前記析出物が、炭化物、窒化物及び炭窒化物からなる群から選択された少なくとも一種であることを特徴とする請求項９に記載のモータ鉄心用積層体。
  12. 　前記析出物が、炭化物、窒化物及び炭窒化物からなる群から選択された少なくとも一種であることを特徴とする請求項１０に記載のモータ鉄心用積層体。
  13. 　複数の無方向性電磁鋼板を互いに積層して積層体を得る工程と、
    　前記積層体に、均熱温度が４００℃以上８００℃以下、均熱時間が２分間以上１０時間以下、前記均熱温度から３００℃までの平均冷却速度が０．０００１℃／ｓｅｃ以上０．１℃／ｓｅｃ以下の条件下で焼鈍を行う工程と、
    　を有し、
    　前記無方向性電磁鋼板が、
    　質量％で、
    　Ｃ：０．０１％超０．０５％以下、
    　Ｓｉ：２．０％以上４．０％以下、
    　Ｍｎ：０．０５％以上０．５％以下、及び
    　Ａｌ：０．０１％以上３．０％以下、
    　を含有し、
    　更に、Ｔｉ、Ｖ、Ｚｒ及びＮｂからなる群から選択された少なくとも一種を含有し、
    　残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、
    　Ｔｉ、Ｖ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｃの含有量（質量％）をそれぞれ［Ｔｉ］、［Ｖ］、［Ｚｒ］、［Ｎｂ］、［Ｃ］と表したとき、「Ｑ＝（［Ｔｉ］／４８＋［Ｖ］／５１＋［Ｚｒ］／９１＋［Ｎｂ］／９３）／（［Ｃ］／１２）」で表されるパラメータＱの値が０．９以上１．１以下であり、
    　金属組織の母相がフェライト相であり、
    　前記金属組織は未再結晶組織を含まず、
    　前記フェライト相を構成するフェライト粒の平均粒径が１０μｍ以上２００μｍ以下であり、
    　前記フェライト粒内に、Ｔｉ、Ｖ、Ｚｒ及びＮｂからなる群から選択された少なくとも一種を含む析出物が１０個／μｍ３以上の密度で存在し、
    　前記析出物の平均粒径が０．００２μｍ以上０．２μｍ以下であることを特徴とするモータ鉄心用積層体の製造方法。
  14. 　前記無方向性電磁鋼板が、更に、質量％で、
    　Ｎ：０．００１％以上０．００４％以下、
    　Ｃｕ：０．５％以上１．５％以下、及び
    　Ｓｎ：０．０５％以上０．５％以下、
    　からなる群から選択された少なくとも一種を含有することを特徴とする請求項１３に記載のモータ鉄心用積層体の製造方法。
  15. 　前記析出物が、炭化物、窒化物及び炭窒化物からなる群から選択された少なくとも一種であることを特徴とする請求項１３に記載のモータ鉄心用積層体の製造方法。
  16. 　前記析出物が、炭化物、窒化物及び炭窒化物からなる群から選択された少なくとも一種であることを特徴とする請求項１４に記載のモータ鉄心用積層体の製造方法。
PCT/JP2012/070861 2011-08-18 2012-08-16 無方向性電磁鋼板、その製造方法、モータ鉄心用積層体及びその製造方法 WO2013024894A1 (ja)

Priority Applications (9)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR1020157026924A KR20150116908A (ko) 2011-08-18 2012-08-16 무방향성 전자기 강판, 그 제조 방법, 모터 철심용 적층체 및 그 제조 방법
KR1020137028667A KR101585307B1 (ko) 2011-08-18 2012-08-16 무방향성 전자기 강판, 그 제조 방법, 모터 철심용 적층체 및 그 제조 방법
KR1020177000267A KR20170005517A (ko) 2011-08-18 2012-08-16 무방향성 전자기 강판, 그 제조 방법, 모터 철심용 적층체 및 그 제조 방법
US14/129,334 US9512500B2 (en) 2011-08-18 2012-08-16 Non-oriented electrical steel sheet, method of manufacturing the same, laminate for motor iron core, and method of manufacturing the same
CN201280022968.3A CN103534376B (zh) 2011-08-18 2012-08-16 无方向性电磁钢板、其制造方法、马达铁芯用层叠体及其制造方法
JP2013511470A JP5713100B2 (ja) 2011-08-18 2012-08-16 無方向性電磁鋼板、その製造方法、モータ鉄心用積層体及びその製造方法
PL12823285T PL2746415T3 (pl) 2011-08-18 2012-08-16 Blacha cienka z niezorientowanej stali elektrotechnicznej, sposób jej wytwarzania, laminat na rdzeń ferromagnetyczny do silników i sposób jego wytwarzania
EP12823285.7A EP2746415B1 (en) 2011-08-18 2012-08-16 Non-oriented electrical steel sheet, method of manufacturing the same, laminate for motor iron core, and method of manufacturing the same
HK14107204.1A HK1193849A1 (zh) 2011-08-18 2014-07-15 無方向性電磁鋼板、其製造方法、馬達鐵芯用層叠體及其製造方法

Applications Claiming Priority (4)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2011-179111 2011-08-18
JP2011179111 2011-08-18
JP2011-179081 2011-08-18
JP2011179081 2011-08-18

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2013024894A1 true WO2013024894A1 (ja) 2013-02-21

Family

ID=47715210

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2012/070861 WO2013024894A1 (ja) 2011-08-18 2012-08-16 無方向性電磁鋼板、その製造方法、モータ鉄心用積層体及びその製造方法

Country Status (9)

Country Link
US (1) US9512500B2 (ja)
EP (1) EP2746415B1 (ja)
JP (1) JP5713100B2 (ja)
KR (3) KR20150116908A (ja)
CN (1) CN103534376B (ja)
HK (1) HK1193849A1 (ja)
PL (1) PL2746415T3 (ja)
TW (1) TWI499677B (ja)
WO (1) WO2013024894A1 (ja)

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP2746418A4 (en) * 2011-08-18 2015-05-06 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp NON-ORIENTED ELECTROMAGNETIC STEEL PLATE, METHOD OF MANUFACTURING THEREOF, LAMINATE FOR A MOTOR IRON CORE, AND METHOD OF MAKING THIS LAMINATE

Families Citing this family (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2016175121A1 (ja) * 2015-04-27 2016-11-03 新日鐵住金株式会社 無方向性電磁鋼板
KR102175064B1 (ko) * 2015-12-23 2020-11-05 주식회사 포스코 무방향성 전기강판 및 그 제조방법
JP6658471B2 (ja) * 2016-11-25 2020-03-04 トヨタ自動車株式会社 ロータコアの製造方法およびモータコアの製造方法
CN106702260B (zh) * 2016-12-02 2018-11-23 武汉钢铁有限公司 一种高磁感低铁损无取向硅钢及其生产方法
CN110536971B (zh) * 2017-03-30 2022-12-02 杰富意钢铁株式会社 无方向性电磁钢板的制造方法、马达铁芯的制造方法和马达铁芯
CN114788134A (zh) * 2019-12-16 2022-07-22 杰富意钢铁株式会社 马达铁芯及其制造方法
KR102297751B1 (ko) * 2019-12-18 2021-09-02 주식회사 포스코 무방향성 전기강판 및 그 제조방법
BR112023012742A2 (pt) * 2021-03-31 2024-01-02 Nippon Steel Corp Chapa de aço elétrico não orientado, e, método para fabricar chapa de aço elétrico não orientado

Citations (15)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH028346A (ja) 1988-06-27 1990-01-11 Nippon Steel Corp 高張力電磁鋼板及びその製造方法
JPH06330255A (ja) 1993-05-21 1994-11-29 Nippon Steel Corp 高張力無方向性電磁鋼板およびその製造方法
JPH1018005A (ja) 1996-06-28 1998-01-20 Sumitomo Metal Ind Ltd 磁気特性に優れた高強度無方向性電磁鋼板およびその製造方法
JPH1088298A (ja) 1996-09-19 1998-04-07 Nkk Corp 無方向性電磁鋼板
JPH11229094A (ja) 1998-02-10 1999-08-24 Nippon Steel Corp セミプロセス無方向性電磁鋼板
JP2003105508A (ja) 2001-09-27 2003-04-09 Nippon Steel Corp 加工性の優れた無方向性電磁鋼板及びその製造方法
JP2004084053A (ja) 2002-06-26 2004-03-18 Nippon Steel Corp 磁気特性の著しく優れた電磁鋼板とその製造方法
JP2004183066A (ja) 2002-12-05 2004-07-02 Jfe Steel Kk 打ち抜き性及び鉄損の優れた時効硬化性無方向性電磁鋼板、その製造方法及びそれを用いたローターの製造方法
JP2005264315A (ja) * 2004-02-17 2005-09-29 Nippon Steel Corp 電磁鋼板とその製造方法
JP2006009048A (ja) 2004-06-22 2006-01-12 Sumitomo Metal Ind Ltd 回転子用無方向性電磁鋼板およびその製造方法
JP2006070269A (ja) 2004-09-04 2006-03-16 Bayer Materialscience Ag エステル交換触媒としての金属アセチルアセトネート
JP2007039721A (ja) * 2005-08-01 2007-02-15 Sumitomo Metal Ind Ltd 回転子用無方向性電磁鋼板の製造方法
JP2007039754A (ja) 2005-08-04 2007-02-15 Sumitomo Metal Ind Ltd Ｃｕ含有無方向性電磁鋼板の製造方法
JP2008050685A (ja) * 2006-07-26 2008-03-06 Nippon Steel Corp 高強度無方向性電磁鋼板
WO2009128428A1 (ja) 2008-04-14 2009-10-22 新日本製鐵株式会社 高強度無方向性電磁鋼板及びその製造方法

Family Cites Families (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5752350A (en) * 1980-09-16 1982-03-27 Toshiba Corp Manufacture of core of rotary electric machine
KR100709056B1 (ko) 2002-12-05 2007-04-18 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 무방향성 전자강판 및 그 제조방법
JP4853392B2 (ja) * 2007-06-12 2012-01-11 住友金属工業株式会社 回転子用無方向性電磁鋼板およびその製造方法
TWI457449B (zh) * 2011-08-18 2014-10-21 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp A non-oriented electrical steel sheet, a manufacturing method thereof, a laminate for a motor core, and a method of manufacturing the same

Patent Citations (15)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH028346A (ja) 1988-06-27 1990-01-11 Nippon Steel Corp 高張力電磁鋼板及びその製造方法
JPH06330255A (ja) 1993-05-21 1994-11-29 Nippon Steel Corp 高張力無方向性電磁鋼板およびその製造方法
JPH1018005A (ja) 1996-06-28 1998-01-20 Sumitomo Metal Ind Ltd 磁気特性に優れた高強度無方向性電磁鋼板およびその製造方法
JPH1088298A (ja) 1996-09-19 1998-04-07 Nkk Corp 無方向性電磁鋼板
JPH11229094A (ja) 1998-02-10 1999-08-24 Nippon Steel Corp セミプロセス無方向性電磁鋼板
JP2003105508A (ja) 2001-09-27 2003-04-09 Nippon Steel Corp 加工性の優れた無方向性電磁鋼板及びその製造方法
JP2004084053A (ja) 2002-06-26 2004-03-18 Nippon Steel Corp 磁気特性の著しく優れた電磁鋼板とその製造方法
JP2004183066A (ja) 2002-12-05 2004-07-02 Jfe Steel Kk 打ち抜き性及び鉄損の優れた時効硬化性無方向性電磁鋼板、その製造方法及びそれを用いたローターの製造方法
JP2005264315A (ja) * 2004-02-17 2005-09-29 Nippon Steel Corp 電磁鋼板とその製造方法
JP2006009048A (ja) 2004-06-22 2006-01-12 Sumitomo Metal Ind Ltd 回転子用無方向性電磁鋼板およびその製造方法
JP2006070269A (ja) 2004-09-04 2006-03-16 Bayer Materialscience Ag エステル交換触媒としての金属アセチルアセトネート
JP2007039721A (ja) * 2005-08-01 2007-02-15 Sumitomo Metal Ind Ltd 回転子用無方向性電磁鋼板の製造方法
JP2007039754A (ja) 2005-08-04 2007-02-15 Sumitomo Metal Ind Ltd Ｃｕ含有無方向性電磁鋼板の製造方法
JP2008050685A (ja) * 2006-07-26 2008-03-06 Nippon Steel Corp 高強度無方向性電磁鋼板
WO2009128428A1 (ja) 2008-04-14 2009-10-22 新日本製鐵株式会社 高強度無方向性電磁鋼板及びその製造方法

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
See also references of EP2746415A4

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP2746418A4 (en) * 2011-08-18 2015-05-06 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp NON-ORIENTED ELECTROMAGNETIC STEEL PLATE, METHOD OF MANUFACTURING THEREOF, LAMINATE FOR A MOTOR IRON CORE, AND METHOD OF MAKING THIS LAMINATE
US9721706B2 (en) 2011-08-18 2017-08-01 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Non-oriented electrical steel sheet, manufacturing method thereof, laminate for motor iron core, and manufacturing method thereof

Also Published As

Publication number Publication date
CN103534376A (zh) 2014-01-22
EP2746415A4 (en) 2015-09-02
KR20170005517A (ko) 2017-01-13
JPWO2013024894A1 (ja) 2015-03-05
EP2746415A1 (en) 2014-06-25
KR20150116908A (ko) 2015-10-16
EP2746415B1 (en) 2019-04-24
KR101585307B1 (ko) 2016-01-13
US9512500B2 (en) 2016-12-06
KR20130136570A (ko) 2013-12-12
HK1193849A1 (zh) 2014-10-03
TW201319269A (zh) 2013-05-16
TWI499677B (zh) 2015-09-11
US20140113159A1 (en) 2014-04-24
JP5713100B2 (ja) 2015-05-07
PL2746415T3 (pl) 2019-10-31
CN103534376B (zh) 2016-08-17

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP5321764B2 (ja) 無方向性電磁鋼板、その製造方法、モータ鉄心用積層体及びその製造方法
JP5713100B2 (ja) 無方向性電磁鋼板、その製造方法、モータ鉄心用積層体及びその製造方法
KR100973627B1 (ko) 무방향성 전자 강판 및 그 제조 방법
JP6728199B2 (ja) スズ含有無方向性ケイ素鋼板の製造方法、得られた鋼板および当該鋼板の使用
WO2019017426A1 (ja) 無方向性電磁鋼板
JP5825494B2 (ja) 無方向性電磁鋼板およびその製造方法
JP5126788B2 (ja) 回転子用無方向性電磁鋼板およびその製造方法
JP2019019355A (ja) 電磁鋼板及びその製造方法、ロータ用モータコア及びその製造方法、ステータ用モータコア及びその製造方法、並びに、モータコアの製造方法
JP2007039721A (ja) 回転子用無方向性電磁鋼板の製造方法
JP2020509184A (ja) 無方向性電磁鋼板およびその製造方法
JP6606988B2 (ja) 回転子用無方向性電磁鋼板およびその製造方法
WO2020091039A1 (ja) 無方向性電磁鋼板
JP5447167B2 (ja) 無方向性電磁鋼板およびその製造方法
JP2013192417A (ja) モータコアおよびその製造方法
JP2017106059A (ja) 無方向性電磁鋼板およびその製造方法
JP2011089204A (ja) 回転子用無方向性電磁鋼板およびその製造方法
JP5825479B2 (ja) 高強度無方向性電磁鋼板の製造方法
CN117120651B (zh) 无取向电磁钢板及其制造方法
JP2008223045A (ja) 時効熱処理用無方向性電磁鋼板ならびに無方向性電磁鋼板およびその製造方法
JP2013036120A (ja) 時効熱処理用無方向性電磁鋼板ならびに無方向性電磁鋼板およびその製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2013511470

Country of ref document: JP

Kind code of ref document: A

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

Ref document number: 12823285

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

DPE2 Request for preliminary examination filed before expiration of 19th month from priority date (pct application filed from 20040101)
ENP Entry into the national phase

Ref document number: 20137028667

Country of ref document: KR

Kind code of ref document: A

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 14129334

Country of ref document: US

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE