WO2016002904A1 - 無方向性電磁鋼板及びその製造方法 - Google Patents

無方向性電磁鋼板及びその製造方法 Download PDF

Info

Publication number
WO2016002904A1
WO2016002904A1 PCT/JP2015/069197 JP2015069197W WO2016002904A1 WO 2016002904 A1 WO2016002904 A1 WO 2016002904A1 JP 2015069197 W JP2015069197 W JP 2015069197W WO 2016002904 A1 WO2016002904 A1 WO 2016002904A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
less
steel sheet
content
iron loss
annealing
Prior art date
Application number
PCT/JP2015/069197
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
村上　健一
義顕 名取
松本　卓也
弘樹 堀
脇坂　岳顕
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 CN201580033694.1A priority Critical patent/CN106661686B/zh
Priority to EP15814427.9A priority patent/EP3165624B1/en
Priority to US15/313,284 priority patent/US10354784B2/en
Priority to MX2016015754A priority patent/MX2016015754A/es
Priority to KR1020167034487A priority patent/KR101898368B1/ko
Priority to PL15814427T priority patent/PL3165624T3/pl
Priority to BR112016028787-8A priority patent/BR112016028787B1/pt
Priority to JP2016531457A priority patent/JP6341281B2/ja
Publication of WO2016002904A1 publication Critical patent/WO2016002904A1/ja

Links

Classifications

    • 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
    • H01F1/0302—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity characterised by unspecified or heterogeneous hardness or specially adapted for magnetic hardness transitions
    • H01F1/0306—Metals or alloys, e.g. LAVES phase alloys of the MgCu2-type
    • 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
    • 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
    • C21D8/1216—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the working step(s) being of interest
    • C21D8/1222—Hot rolling
    • 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
    • C21D8/1216—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the working step(s) being of interest
    • C21D8/1233—Cold rolling
    • 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
    • C21D8/1261—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 following hot rolling
    • 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
    • C21D8/1266—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 between cold rolling steps
    • 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
    • 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
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • 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
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • 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
    • C22C38/004—Very low carbon steels, i.e. having a carbon content of less than 0,01%
    • 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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • 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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • 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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
    • 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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
    • H01F1/00—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties
    • H01F1/01—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials
    • H01F1/03—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity
    • H01F1/12—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of soft-magnetic materials
    • H01F1/14—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of soft-magnetic materials metals or alloys
    • H01F1/16—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
    • H01F41/00—Apparatus or processes specially adapted for manufacturing or assembling magnets, inductances or transformers; Apparatus or processes specially adapted for manufacturing materials characterised by their magnetic properties
    • H01F41/02—Apparatus or processes specially adapted for manufacturing or assembling magnets, inductances or transformers; Apparatus or processes specially adapted for manufacturing materials characterised by their magnetic properties for manufacturing cores, coils, or magnets
    • H01F41/0206—Manufacturing of magnetic cores by mechanical means
    • H01F41/0233—Manufacturing of magnetic circuits made from sheets
    • H—ELECTRICITY
    • H02—GENERATION; CONVERSION OR DISTRIBUTION OF ELECTRIC POWER
    • H02K—DYNAMO-ELECTRIC MACHINES
    • H02K1/00—Details of the magnetic circuit
    • H02K1/02—Details of the magnetic circuit characterised by the magnetic material
    • 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

Definitions

  • the present invention relates to a non-oriented electrical steel sheet and a manufacturing method thereof.
  • Non-oriented electrical steel sheets are used for various motors.
  • non-oriented electrical steel sheets are used in compressor motors for air conditioners and refrigerators, and drive motors for electric vehicles and hybrid vehicles. Since the compressor motor of the air conditioner and the refrigerator is mainly driven by an inverter system, in order to improve the efficiency, the iron loss is reduced at the commercial frequencies (50 Hz and 60 Hz), and at a high frequency (100 Hz to 1000 Hz). Reduction of iron loss is important.
  • the driving motor of the automobile changes the rotation speed according to the traveling speed of the automobile. In addition, a high motor torque is required when the automobile starts.
  • non-oriented electrical steel sheets are desired to have a high magnetic flux density, a low iron loss at a commercial frequency, and a low iron loss at a high frequency (hereinafter sometimes referred to as “high-frequency iron loss”).
  • high-frequency iron loss since the motor core is roughly classified into an integral type and a divided type, and the integral motor core is mainly used, it is desirable that the magnetic characteristics be isotropic. However, these cannot be satisfied by conventional non-oriented electrical steel sheets.
  • An object of the present invention is to provide a non-oriented electrical steel sheet and a method for producing the same, which can have high magnetic flux density, low iron loss at a commercial frequency, low high-frequency iron loss, and isotropic magnetic characteristics. .
  • the present inventors have intensively studied to solve the above problems.
  • the parallelism of high magnetic flux density, low iron loss at commercial frequency, and low high-frequency iron loss includes an appropriate amount of Sb or Sn, or both, and an appropriate amount of P, Ni, and C. It became clear that the small thickness was important.
  • the step of performing the second annealing includes: Holding the cold-rolled steel sheet within a second temperature range of 900 ° C. to 1100 ° C. for 10 seconds to 240 seconds; Thereafter, a step of cooling a temperature range from 900 ° C. to 300 ° C.
  • a step of performing hot-rolled sheet annealing before the cold rolling The method for producing a non-oriented electrical steel sheet according to (3), wherein intermediate annealing is performed during the cold rolling as the first annealing.
  • the chemical composition of the non-oriented electrical steel sheet according to the embodiment of the present invention and the steel slab used for the production thereof will be described. Although details will be described later, the non-oriented electrical steel sheet according to the embodiment of the present invention is manufactured through hot rolling, hot-rolled sheet annealing, cold rolling, finish annealing, and the like of a steel slab. Therefore, the chemical composition of the non-oriented electrical steel sheet and the steel slab considers not only the characteristics of the non-oriented electrical steel sheet but also these treatments.
  • “%”, which is a unit of content of each element contained in a non-oriented electrical steel sheet or steel slab means “mass%” unless otherwise specified.
  • the non-oriented non-oriented electrical steel sheet according to the present embodiment includes Si: 3.0% to 3.6%, Al: 0.50% to 1.25%, Mn: 0.5% to 1.5%, Sb or Sn, or both:
  • Sb content is represented as [Sb] and Sn content is represented as [Sn]
  • [Sb] + [Sn] / 2 is 0.0025% to 0.05%
  • Pb 0.0050% or less
  • V 0.0050% or less
  • the impurities include those contained in raw materials such as ore and scrap
  • Si 3.0% to 3.66% Si increases the specific resistance and reduces the iron loss.
  • the Si content is 3.0% or more, preferably 3.2% or more.
  • the Si content is 3.6% or less.
  • Al 0.50% to 1.25%
  • Al increases the specific resistance and reduces iron loss, particularly high-frequency iron loss.
  • the Al content is 0.50% or more.
  • the Al content exceeds 1.25%, the hysteresis loss increases and the iron loss at the commercial frequency increases. Therefore, the Al content is set to 1.25% or less.
  • Mn reduces iron loss.
  • the Mn content is 0.5% or more, preferably 0.7% or more.
  • the Mn content is 1.5% or less.
  • Sb and Sn improve the magnetic flux density.
  • Sb exhibits twice the effect of Sn.
  • Sb content is represented as [Sb] and the Sn content is represented as [Sn]
  • [Sb] + [Sn] / 2 is set to 0.0025% or more.
  • [Sb] + [Sn] / 2 is set to 0.05% or less.
  • P 0.010% to 0.150%)
  • the present inventors have revealed that P contributes to the improvement of the magnetic flux density.
  • the P content is 0.010% or more, preferably 0.015% or more.
  • the P content is 0.150% or less, preferably 0.100% or less.
  • Ni 0.010% to 0.200%
  • Ni contributes to improvement of magnetic flux density. If the Ni content is less than 0.010%, a sufficient magnetic flux density cannot be obtained. Therefore, the Ni content is 0.010% or more, preferably 0.020% or more. On the other hand, if the Ni content exceeds 0.200%, the iron loss increases. Therefore, the Ni content is 0.200% or less, preferably 0.100% or less.
  • C (C: 0.0010% to 0.0040%)
  • C contributes to the improvement of the magnetic flux density. If the C content is less than 0.0010%, sufficient magnetic flux density cannot be obtained. Therefore, the C content is 0.0010% or more, preferably 0.0020% or more.
  • the C content is 0.0040% or less, preferably 0.0030% or less.
  • N is not an essential element but is contained as an impurity in steel, for example. N causes magnetic aging and increases iron loss. Therefore, the lower the N content, the better. Such an increase in iron loss is significant when the N content exceeds 0.0030%. For this reason, N content shall be 0.0030% or less. Considerable cost is required to reduce the N content to less than 0.0001%. Therefore, it is not necessary to reduce the N content to less than 0.0001%.
  • S is not an essential element but is contained as an impurity in steel, for example. S forms fine precipitates and increases iron loss. Therefore, the lower the S content, the better. Such an increase in iron loss is significant when the S content exceeds 0.0020%. For this reason, S content shall be 0.0020% or less. Considerable cost is required to reduce the S content to less than 0.0001%. Therefore, it is not necessary to reduce the S content to less than 0.0001%.
  • Ti is not an essential element but is contained as an impurity in steel, for example. Ti forms fine precipitates and increases iron loss. Therefore, the lower the Ti content, the better. Such an increase in iron loss is significant when the Ti content exceeds 0.0030%. For this reason, Ti content shall be 0.0030% or less. Considerable cost is required to reduce the Ti content to less than 0.0001%. Therefore, it is not necessary to reduce the Ti content to less than 0.0001%.
  • Cu is not an essential element but is contained as an impurity in steel, for example.
  • Cu may form fine sulfides and deteriorate the magnetic properties. Therefore, the lower the Cu content, the better.
  • the formation of such Cu sulfide is remarkable when the Cu content exceeds 0.0500%. For this reason, Cu content shall be 0.0500% or less.
  • Considerable cost is required to reduce the Cu content to less than 0.0001%. Therefore, it is not necessary to reduce the Cu content to less than 0.0001%.
  • Cr 0.0500% or less
  • Cr is not an essential element but is contained as an impurity in steel, for example. Cr may form carbides and deteriorate the magnetic properties. Therefore, the lower the Cr content, the better. Such Cr carbide formation is significant when the Cr content exceeds 0.0500%. For this reason, Cr content shall be 0.0500% or less. Considerable cost is required to reduce the Cr content to less than 0.0001%. Therefore, it is not necessary to reduce the Cr content to less than 0.0001%.
  • Mo 0.0500% or less
  • Mo is not an essential element but is contained as an impurity in steel, for example. Mo may form carbides and deteriorate the magnetic properties. Therefore, the lower the Mo content, the better. The formation of such Mo carbide is remarkable when the Mo content exceeds 0.0500%. For this reason, Mo content shall be 0.0500% or less. Considerable cost is required to reduce the Mo content to less than 0.0001%. Therefore, it is not necessary to reduce the Mo content to less than 0.0001%.
  • Bi (Bi: 0.0050% or less) Bi is not an essential element but is contained as an impurity in steel, for example. Bi may make Mn sulfide fine and deteriorate the magnetic properties. Therefore, the lower the Bi content, the better. Such refinement of Mn sulfide is significant when the Bi content exceeds 0.0050%. For this reason, Bi content shall be 0.0050% or less. Considerable cost is required to reduce the Bi content to less than 0.0001%. Therefore, it is not necessary to reduce the Bi content to less than 0.0001%.
  • Pb 0.0050% or less
  • Pb is not an essential element but is contained as an impurity in steel, for example.
  • Pb may make Mn sulfide fine and deteriorate the magnetic properties. Therefore, the lower the Pb content, the better.
  • Such refinement of Mn sulfide is remarkable when the Pb content exceeds 0.0050%. For this reason, Pb content shall be 0.0050% or less.
  • Considerable cost is required to reduce the Pb content to less than 0.0001%. Therefore, it is not necessary to reduce the Pb content to less than 0.0001%.
  • V is not an essential element but is contained as an impurity in steel, for example.
  • V may form carbides or nitrides to deteriorate the magnetic properties. Therefore, the lower the V content, the better.
  • Such V carbide or nitride formation is significant when the V content exceeds 0.0050%. For this reason, V content shall be 0.0050% or less.
  • Considerable cost is required to reduce the V content to less than 0.0001%. Therefore, it is not necessary to reduce the V content to less than 0.0001%.
  • B is not an essential element but is contained as an impurity in steel, for example.
  • B may form a precipitate containing nitride or Fe to deteriorate the magnetic properties. Therefore, the lower the B content, the better.
  • the formation of such nitrides or precipitates is significant when the B content exceeds 0.0050%. For this reason, B content shall be 0.0050% or less.
  • Considerable cost is required to reduce the B content to less than 0.0001%. Therefore, it is not necessary to reduce the B content to less than 0.0001%.
  • the thickness of the non-oriented electrical steel sheet according to the embodiment of the present invention is 0.15 mm or more and 0.30 mm or less. If the thickness exceeds 0.30 mm, excellent high-frequency iron loss cannot be obtained. Accordingly, the thickness is 0.30 mm or less. If the thickness is less than 0.15 mm, it is difficult to pass through the annealing line for finish annealing. Accordingly, the thickness is 0.15 mm or more.
  • the non-oriented electrical steel sheet according to the present embodiment has a magnetic flux density B50: “0.2 ⁇ t + 1.52” T or more, a magnetic flux density difference ⁇ B50: 0.08 T or less, Iron loss W10 / 50: 0.95 W / kg or less, and iron loss W10 / 400: “20 ⁇ t + 7.5” W / kg or less.
  • the magnetic flux density B50 is a magnetic flux density in a magnetic field of 5000 A / m.
  • the magnetic flux density B50 of the non-oriented electrical steel sheet the magnetic flux density B50 in the rolling direction (hereinafter sometimes referred to as “L direction”) and the direction orthogonal to the rolling direction and the plate thickness direction (hereinafter referred to as “C direction”)
  • the average value with the magnetic flux density B50 is used.
  • the magnetic flux density B50 is set to “0.2 ⁇ t + 1.52” T or more.
  • the magnetic flux density B50 is preferably as large as possible.
  • Magnetic flux density difference ⁇ B50 0.08T or less If the difference ⁇ B50 in the magnetic flux density B50 between the L direction and the C direction is more than 0.08T, the anisotropy is excessive, and excellent characteristics cannot be obtained in the integrated motor core. Therefore, the magnetic flux density difference ⁇ B50 is set to 0.08T or less.
  • the iron loss W10 / 50 is an iron loss at a magnetic flux density of 1.0 T and a frequency of 50 Hz.
  • the iron loss W10 / 50 of the non-oriented electrical steel sheet an average value of the iron loss W10 / 50 in the L direction and the iron loss W10 / 50 in the C direction is used. If the iron loss W10 / 50 is more than 0.95 W / kg, the energy loss of the motor core manufactured using this non-oriented electrical steel sheet becomes excessive, leading to an increase in heat generation and an increase in generator size. Accordingly, the iron loss W10 / 50 is set to 0.95 W / kg or less.
  • the iron loss W10 / 50 is preferably as small as possible.
  • the iron loss W10 / 400 is an iron loss at a magnetic flux density of 1.0 T and a frequency of 400 Hz.
  • As the iron loss W10 / 400 of the non-oriented electrical steel sheet an average value of the iron loss W10 / 400 in the L direction and the iron loss W10 / 400 in the C direction is used. If the iron loss W10 / 400 is more than “20 ⁇ t + 7.5” W / kg, the energy loss of the motor core manufactured using this non-oriented electrical steel sheet becomes excessive, increasing the heat generation amount and the generator physique. Leads to an increase. Therefore, the iron loss W10 / 400 is set to “20 ⁇ t + 7.5” W / kg or less.
  • the iron loss W10 / 400 is preferably as small as possible.
  • Magnetic flux density B50, iron loss W10 / 50, iron loss W10 / 400 are, for example, the Epstein test method specified in JIS C 2550, or the single plate magnetic property test method (single sheet tester specified in JIS C 2556). : SST).
  • the ratio of the number of intragranular carbides to the total number of intragranular carbides precipitated in crystal grains and intergranular carbides precipitated in crystal grain boundaries is 0.50 or less.
  • this ratio is more than 0.50, the intragranular carbide is excessive and the iron loss becomes high. Therefore, this ratio is 0.50 or less.
  • Both the number of intragranular carbides and the number of grain boundary carbides can be specified by scanning microscope observation.
  • hot rolling for example, a steel slab such as a slab having the above chemical composition is heated (slab heating) to perform rough rolling and finish rolling.
  • the temperature of slab heating is preferably 1000 ° C. or higher and 1250 ° C. or lower.
  • the thickness of the hot-rolled steel sheet obtained by hot rolling is preferably 1.6 mm or more and 2.6 mm or less.
  • the hot rolled steel sheet is annealed (hot rolled sheet annealing). After hot-rolled sheet annealing, the hot-rolled steel sheet is cold-rolled to obtain a cold-rolled steel sheet. Cold rolling may be performed only once, or may be performed twice or more with intermediate annealing in between.
  • the hot rolled steel sheet in the case of not performing the intermediate annealing, in the hot rolled sheet annealing, in the case of performing the intermediate annealing, in the intermediate annealing, is held in the first temperature range of 850 ° C. to 1100 ° C. for 10 seconds to 120 seconds, and thereafter The temperature range from 850 ° C. to 600 ° C. is cooled at a rate of 5 ° C./second to 50 ° C./second.
  • hot-rolled sheet annealing is an example of the first annealing.
  • intermediate annealing is an example of the first annealing.
  • the first holding temperature is 850 ° C. or higher, preferably 950 ° C. or higher.
  • the first holding temperature is set to 1100 ° C. or lower. If the holding time (first holding time) is less than 10 seconds, the crystal grains are not sufficiently coarsened, and a sufficient magnetic flux density B50 cannot be obtained. Accordingly, the first holding time is 10 seconds or longer.
  • the first holding time is 120 seconds or less.
  • the cooling rate after the holding is less than 5 ° C./s, sufficient magnetic flux density B50 cannot be obtained, and the iron loss W10 / 50 and the iron loss W10 / 400 increase. Therefore, the first cooling rate is 5 ° C./s or more, preferably 20 ° C./s or more. If the first cooling rate is higher than 50 ° C./s, the steel plate is greatly deformed and breakage is likely to occur in the subsequent cold rolling. Accordingly, the first cooling rate is set to 50 ° C./s or less.
  • finish annealing is an example of the second annealing.
  • the cold-rolled steel sheet is held in the second temperature range of 900 ° C. to 1100 ° C. for 10 seconds to 240 seconds, and then the temperature range from 900 ° C. to 300 ° C. is 10 ° C./second to 40 ° C./second. Cool at the rate of seconds.
  • the holding temperature is less than 900 ° C., the crystal grains are not sufficiently coarsened, and excellent magnetic properties cannot be obtained. Therefore, the second holding temperature is 900 ° C. or higher, preferably 950 ° C. or higher.
  • the second holding temperature is 1100 ° C. or lower, preferably 1050 ° C. or lower. If the holding time (second holding time) is less than 10 seconds, the crystal grains are not sufficiently coarsened, and excellent magnetic properties cannot be obtained. Therefore, the second holding time is 10 seconds or longer, preferably 15 seconds or longer. If the second holding time is longer than 240 seconds, the crystal grains become excessively coarse and the high-frequency iron loss increases. Therefore, the second holding time is 240 seconds or shorter, preferably 200 seconds or shorter.
  • the second cooling rate is set to 40 ° C./s or less, preferably 30 ° C./s or less.
  • the second cooling rate is set to 10 ° C./s or less.
  • the non-oriented electrical steel sheet according to this embodiment can be manufactured.
  • an insulating film may be formed by coating and baking.
  • Such a non-oriented electrical steel sheet according to the present embodiment is used, for example, in the iron core of a motor, and can greatly contribute to the reduction of energy consumption of an air conditioner, a refrigerator, an electric vehicle, a hybrid vehicle, and the like.
  • non-oriented electrical steel sheet according to the embodiment of the present invention will be specifically described with reference to examples.
  • the following examples are merely examples of the non-oriented electrical steel sheets according to the embodiments of the present invention, and the non-oriented electrical steel sheets according to the present invention are not limited to the following examples.
  • the steel ingot was heated in a heating furnace at 1150 ° C. for 1 hour, removed from the heating furnace, and subjected to hot rolling for a total of 6 passes to obtain a hot-rolled steel sheet having a thickness of 2.0 mm.
  • the hot-rolled steel sheet was held at 1000 ° C. for 60 seconds in the hot-rolled sheet annealing.
  • the cooling rate from 850 ° C. to 600 ° C. in the cooling after holding was 25 ° C./s.
  • the hot-rolled steel sheet was cold-rolled to obtain a cold-rolled steel sheet having a thickness of 0.30 mm.
  • the cold-rolled steel sheet was held at 1000 ° C. for 20 seconds in finish annealing.
  • the cooling rate from 900 ° C. to 300 ° C. in the cooling after holding was 15 ° C./s.
  • an insulating film was formed by coating and baking. In this way, a non-oriented electrical steel sheet was produced.
  • the chemical composition was within the range of the present invention, and good magnetic properties were obtained.
  • the Si content and the Mn content were in the preferred ranges, and particularly excellent magnetic properties were obtained.
  • Sample No. In 1-1 the iron loss was high because the Si content was less than the lower limit of the range of the present invention.
  • Sample No. In 1-3 since the Al content was less than the lower limit of the range of the present invention, the iron loss was high.
  • Sample No. In 1-5 the iron loss was high because the Mn content was less than the lower limit of the range of the present invention.
  • Sample No. In 1-10 the Mn content exceeded the upper limit of the range of the present invention, so the iron loss was high.
  • Sample No. In No. 1-13 since the Al content exceeded the upper limit of the range of the present invention, the iron loss at the commercial frequency was high and the magnetic flux density difference was large.
  • Sample No. In 1-16 since the Si content exceeded the upper limit of the range of the present invention, fracture occurred during cold rolling, and the magnetic properties could not be measured.
  • the steel ingot was heated at 1100 ° C. for 1 hour in a heating furnace, removed from the heating furnace, and subjected to hot rolling for a total of 6 passes to obtain a hot-rolled steel sheet having a thickness of 2.0 mm.
  • hot-rolled sheet annealing was performed.
  • Table 1 shows the first holding temperature T1, the first holding time t1, and the first cooling rate R1 in the hot-rolled sheet annealing.
  • the hot-rolled steel sheet was cold-rolled to obtain a cold-rolled steel sheet having a thickness of 0.25 mm.
  • the cold-rolled steel sheet was kept at 980 ° C. for 25 seconds in the finish annealing.
  • the cooling rate from 900 ° C. to 300 ° C. in the cooling after holding was 20 ° C./s.
  • an insulating film was formed by coating and baking. In this way, a non-oriented electrical steel sheet was produced.
  • sample No. 2-3, no. 2-5 ⁇ No. 2-9 and no. In No. 2-11 the first annealing condition was within the scope of the present invention, and excellent magnetic properties were obtained.
  • Sample No. In 2-1 since the first holding temperature T1 was less than the lower limit of the range of the present invention, the iron loss was high and the magnetic flux density was low.
  • Sample No. In 2-2 since the first holding time t1 was less than the lower limit of the range of the present invention, the iron loss was high and the magnetic flux density was low.
  • Sample No. In 2-4 since the first cooling rate R1 was less than the lower limit of the range of the present invention, the iron loss was high and the magnetic flux density was low.
  • Sample No. In No. 2-10 since the first cooling rate R1 exceeded the upper limit of the range of the present invention, the steel sheet was greatly deformed, fracture occurred during cold rolling, and the magnetic properties could not be measured. Sample No. In No.
  • the steel ingot was heated at 1170 ° C. for 1 hour in a heating furnace, taken out from the heating furnace, and subjected to hot rolling for a total of 6 passes to obtain a hot-rolled steel sheet having a thickness of 2.1 mm. Thereafter, the hot-rolled steel sheet was kept at 980 ° C. for 50 seconds in the hot-rolled sheet annealing. The cooling rate from 850 ° C. to 600 ° C. in the cooling after holding was 29 ° C./s. Subsequently, the hot-rolled steel sheet was cold-rolled to obtain a cold-rolled steel sheet having a thickness of 0.25 mm. Next, finish annealing was performed. Table 3 shows the second holding temperature T2, the second holding time t2, and the second cooling rate R2 in the finish annealing. Thereafter, an insulating film was formed by coating and baking. In this way, a non-oriented electrical steel sheet was produced.
  • the steel ingot was heated in a heating furnace at 1140 ° C. for 1 hour, removed from the heating furnace, and subjected to hot rolling for a total of 6 passes to obtain a hot-rolled steel sheet having a thickness of 2.0 mm. Thereafter, the hot-rolled steel sheet was kept at 880 ° C. for 40 seconds in the hot-rolled sheet annealing. The cooling rate from 850 ° C. to 600 ° C. in the cooling after holding was 29 ° C./s. Subsequently, the hot-rolled steel sheet was cold-rolled to obtain a cold-rolled steel sheet having a thickness of 0.30 mm. Next, the cold-rolled steel sheet was held at 1000 ° C. for 12 seconds in finish annealing. The cooling rate from 900 ° C. to 300 ° C. in the cooling after holding was 25 ° C./s. Thereafter, an insulating film was formed by coating and baking. In this way, a non-oriented electrical steel sheet was produced.
  • sample no. 4-2 to No. In No. 4-9 the chemical composition was within the range of the present invention, and excellent magnetic properties were obtained.
  • Sample No. 4-6 ⁇ No. In No. 4-8 the P content, Ni content and C content were in the preferred ranges, and particularly excellent magnetic properties were obtained.
  • the steel ingot was heated at 1160 ° C. for 1 hour in a heating furnace, taken out from the heating furnace, and subjected to hot rolling for a total of 6 passes to obtain a hot-rolled steel sheet having a thickness of 2.0 mm.
  • the hot-rolled steel sheet was held at 1000 ° C. for 60 seconds in the hot-rolled sheet annealing.
  • the cooling rate from 850 ° C. to 600 ° C. in the cooling after holding was 28 ° C./s.
  • the hot-rolled steel sheet was cold-rolled to obtain a cold-rolled steel sheet having a thickness of 0.15 mm.
  • finish annealing was performed. Table 5 shows the second holding temperature T2, the second holding time t2, and the second cooling rate R2 in the finish annealing.
  • an insulating film was formed by coating and baking. In this way, a non-oriented electrical steel sheet was produced.
  • the present invention can be used, for example, in the non-oriented electrical steel sheet manufacturing industry and the non-oriented electrical steel sheet utilization industry.

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)

Abstract

　無方向性電磁鋼板は、質量％で、Ｓｉ：３．０％～３．６％、Ａｌ：０．５０％～１．２５％、Ｍｎ：０．５％～１．５％、Ｓｂ若しくはＳｎ又はこれらの両方：Ｓｂ含有量を［Ｓｂ］、Ｓｎ含有量を［Ｓｎ］と表したとき、［Ｓｂ］＋［Ｓｎ］／２が０．００２５％～０．０５％、Ｐ：０．０１０％～０．１５０％、Ｎｉ：０．０１０％～０．２００％、Ｃ：０．００１０％～０．００４０％等の所定の化学組成を有する。無方向性電磁鋼板の厚さは０．１５ｍｍ～０．３０ｍｍである。無方向性電磁鋼板は、厚さをｔ（ｍｍ）と表したとき、磁束密度Ｂ５０：「０．２×ｔ＋１．５２」Ｔ以上、磁束密度差ΔＢ５０：０．０８Ｔ以下、鉄損Ｗ１０／５０：０．９５Ｗ／ｋｇ以下、かつ鉄損Ｗ１０／４００：「２０×ｔ＋７．５」Ｗ／ｋｇ以下で表される磁気特性を有する。結晶粒内に析出した粒内炭化物及び結晶粒界に析出した粒界炭化物の総数に対する前記粒内炭化物の数の割合が０．５０以下である。

Description

無方向性電磁鋼板及びその製造方法
　本発明は、無方向性電磁鋼板及びその製造方法に関する。
　種々のモータに無方向性電磁鋼板が使用されている。例えば、エアコンディショナ及び冷蔵庫のコンプレッサモータ、並びに電気自動車及びハイブリッド自動車の駆動モータに無方向性電磁鋼板が使用されている。エアコンディショナ及び冷蔵庫のコンプレッサモータは主にインバータ方式で駆動されるため、その効率の向上のためには、商用周波数（５０Ｈｚ及び６０Ｈｚ）における鉄損の低減、及び高い周波数（１００Ｈｚ～１０００Ｈｚ）における鉄損の低減が重要である。自動車の駆動モータは、自動車の走行速度に応じて回転速度を変化させる。また、自動車の発進時には高いモータトルクが必要とされる。
　これらのことから、無方向性電磁鋼板には、高い磁束密度、商用周波数における低い鉄損、及び高い周波数における低い鉄損（以下、「高周波鉄損」ということがある）が望まれる。更に、モータコアは一体型及び分割型に大別され、主に一体型モータコアが使用されているため、磁気特性は等方的であることが望まれる。しかしながら、従来の無方向性電磁鋼板では、これらを満たすことができない。
特開２０１０－１８５１１９号公報 特開２００３－２１３３８５号公報 特開２０１３－９１８３７号公報 特開２００７－１６２０９６号公報 特開平７－１８８７５２号公報 特開２０１３－４４０１０号公報
　本発明は、高い磁束密度、商用周波数における低い鉄損、低い高周波鉄損、及び磁気特性の等方性を並立することができる無方向性電磁鋼板及びその製造方法を提供することを目的とする。
　本発明者らは、上記課題を解決すべく鋭意検討を行った。この結果、高い磁束密度、商用周波数における低い鉄損、及び低い高周波鉄損の並立には、Ｓｂ若しくはＳｎ又はこれらの両方が適量含まれること、並びにＰ、Ｎｉ及びＣが適量含まれること、板厚が小さいこと等が重要であることが明らかになった。
　本発明者らは、このような知見に基づいて更に鋭意検討を重ねた結果、以下に示す発明の諸態様に想到した。
　（１）
　質量％で、
　Ｓｉ：３．０％～３．６％、
　Ａｌ：０．５０％～１．２５％、
　Ｍｎ：０．５％～１．５％、
　Ｓｂ若しくはＳｎ又はこれらの両方：Ｓｂ含有量を［Ｓｂ］、Ｓｎ含有量を［Ｓｎ］と表したとき、［Ｓｂ］＋［Ｓｎ］／２が０．００２５％～０．０５％、
　Ｐ：０．０１０％～０．１５０％、
　Ｎｉ：０．０１０％～０．２００％、
　Ｃ：０．００１０％～０．００４０％、
　Ｎ：０．００３０％以下、
　Ｓ：０．００２０％以下、
　Ｔｉ：０．００３０％以下、
　Ｃｕ：０．０５００％以下、
　Ｃｒ：０．０５００％以下、
　Ｍｏ：０．０５００％以下、
　Ｂｉ：０．００５０％以下、
　Ｐｂ：０．００５０％以下、
　Ｖ：０．００５０％以下、
　Ｂ：０．００５０％以下、かつ
　残部：Ｆｅ及び不純物、
で表される化学組成を有し、
　厚さが０．１５ｍｍ～０．３０ｍｍであり、
　厚さをｔ（ｍｍ）と表したとき、
　磁束密度Ｂ５０：「０．２×ｔ＋１．５２」Ｔ以上、
　磁束密度差ΔＢ５０：０．０８Ｔ以下、
　鉄損Ｗ１０／５０：０．９５Ｗ／ｋｇ以下、かつ
　鉄損Ｗ１０／４００：「２０×ｔ＋７．５」Ｗ／ｋｇ以下、
で表される磁気特性を有し、
　結晶粒内に析出した粒内炭化物及び結晶粒界に析出した粒界炭化物の総数に対する前記粒内炭化物の数の割合が０．５０以下であることを特徴とする無方向性電磁鋼板。
　（２）
　前記化学組成において、
　Ｐ：０．０１５％～０．１００％、
　Ｎｉ：０．０２０％～０．１００％、若しくは
　Ｃ：０．００２０％～０．００３０％、
　又はこれらの任意の組み合わせが満たされることを特徴とする（１）に記載の無方向性電磁鋼板。
　（３）
　鋼片の熱間圧延を行って熱延鋼板を得る工程と、
　前記熱延鋼板の冷間圧延を行って冷延鋼板を得る工程と、
　前記冷間圧延の完了前に前記熱延鋼板の第１の焼鈍を行う工程と、
　前記冷延鋼板の第２の焼鈍を行う工程と、
　を有し、
　前記第１の焼鈍を行う工程は、
　　前記熱延鋼板を８５０℃～１１００℃の第１の温度範囲内に１０秒間～１２０秒間保持する工程と、
　　その後に、８５０℃から６００℃までの温度域を５℃／秒～５０℃／秒の速度で冷却する工程と、
　を有し、
　前記第２の焼鈍を行う工程は、
　　前記冷延鋼板を９００℃～１１００℃の第２の温度範囲内に１０秒間～２４０秒間保持する工程と、
　　その後に、９００℃から３００℃までの温度域を１０℃／秒～４０℃／秒の速度で冷却する工程と、
　を有し、
　前記鋼片は、
　質量％で、
　Ｓｉ：３．０％～３．６％、
　Ａｌ：０．５０％～１．２５％、
　Ｍｎ：０．５％～１．５％、
　Ｓｂ若しくはＳｎ又はこれらの両方：Ｓｂ含有量を［Ｓｂ］、Ｓｎ含有量を［Ｓｎ］と表したとき、［Ｓｂ］＋［Ｓｎ］／２が０．００２５％～０．０５％、
　Ｐ：０．０１０％～０．１５０％、
　Ｎｉ：０．０１０％～０．２００％、
　Ｃ：０．００１０％～０．００４０％、
　Ｎ：０．００３０％以下、
　Ｓ：０．００２０％以下、
　Ｔｉ：０．００３０％以下、
　Ｃｕ：０．０５００％以下、
　Ｃｒ：０．０５００％以下、
　Ｍｏ：０．０５００％以下、
　Ｂｉ：０．００５０％以下、
　Ｐｂ：０．００５０％以下、
　Ｖ：０．００５０％以下、
　Ｂ：０．００５０％以下、かつ
　残部：Ｆｅ及び不純物、
で表される化学組成を有することを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法。
　（４）
　前記第１の焼鈍として、前記冷間圧延の前に熱延板焼鈍を行うことを特徴とする（３）に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
　（５）
　前記冷間圧延の前に熱延板焼鈍を行う工程を有し、
　前記第１の焼鈍として、前記冷間圧延の間に中間焼鈍を行うことを特徴とする（３）に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
　（６）
　前記化学組成において、
　Ｐ：０．０１５％～０．１００％、
　Ｎｉ：０．０２０％～０．１００％、若しくは
　Ｃ：０．００２０％～０．００３０％、
　又はこれらの任意の組み合わせが満たされることを特徴とする（３）～（５）のいずれかに記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
　（７）
　前記冷延鋼板の厚さを０．１５ｍｍ～０．３０ｍｍとすることを特徴とする（３）～（６）のいずれかに記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
　本発明によれば、化学組成並びに粒内炭化物及び粒界炭化物の総数に対する粒内炭化物の数の割合等が適切であるため、優れた磁気特性を得ることができる。
　以下、本発明の実施形態について詳細に説明する。
　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に用いる鋼片の化学組成について説明する。詳細は後述するが、本発明の実施形態に係る無方向性電磁鋼板は、鋼片の熱間圧延、熱延板焼鈍、冷間圧延、仕上げ焼鈍等を経て製造される。従って、無方向性電磁鋼板及び鋼片の化学組成は、無方向性電磁鋼板の特性のみならず、これらの処理を考慮したものである。以下の説明において、無方向性電磁鋼板又は鋼片に含まれる各元素の含有量の単位である「％」は、特に断りがない限り「質量％」を意味する。本実施形態に係る無方向無方向性電磁鋼板は、Ｓｉ：３．０％～３．６％、Ａｌ：０．５０％～１．２５％、Ｍｎ：０．５％～１．５％、Ｓｂ若しくはＳｎ又はこれらの両方：Ｓｂ含有量を［Ｓｂ］、Ｓｎ含有量を［Ｓｎ］と表したとき、［Ｓｂ］＋［Ｓｎ］／２が０．００２５％～０．０５％、Ｐ：０．０１０％～０．１５０％、Ｎｉ：０．０１０％～０．２００％、Ｃ：０．００１０％～０．００４０％、Ｎ：０．００３０％以下、Ｓ：０．００２０％以下、Ｔｉ：０．００３０％以下、Ｃｕ：０．０５００％以下、Ｃｒ：０．０５００％以下、Ｍｏ：０．０５００％以下、Ｂｉ：０．００５０％以下、Ｐｂ：０．００５０％以下、Ｖ：０．００５０％以下、Ｂ：０．００５０％以下、かつ残部：Ｆｅ及び不純物で表される化学組成を有している。不純物としては、鉱石やスクラップ等の原材料に含まれるもの、製造工程において含まれるもの、が例示される。
　（Ｓｉ：３．０％～３．６％）
　Ｓｉは、固有抵抗を増加させ、鉄損を低減する。Ｓｉ含有量が３．０％未満であると、鉄損を十分に低減することができない。従って、Ｓｉ含有量は３．０％以上とし、好ましくは３．２％以上とする。一方、Ｓｉ含有量が３．６％超であると、靱性が劣化し、冷間圧延が困難となる。従って、Ｓｉ含有量は３．６％以下とする。
　（Ａｌ：０．５０％～１．２５％）
　Ａｌは、固有抵抗が増加させ、鉄損、特に、高周波鉄損を低減する。Ａｌ含有量が０．５０％未満であると、高周波鉄損を十分に低減することができない。従って、Ａｌ含有量は０．５０％以上とする。一方、Ａｌ含有量が１．２５％超であると、ヒステリシス損失が増加し、商用周波数での鉄損が増加する。従って、Ａｌ含有量は１．２５％以下とする。
　（Ｍｎ：０．５％～１．５％）
　Ｍｎは鉄損を低減する。Ｍｎ含有量が０．５％未満であると、鉄損を十分に低減することができない。微細な析出物が形成されて鉄損が増加することもある。従って、Ｍｎ含有量は、０．５％以上とし、好ましくは０．７％以上とする。一方、Ｍｎ含有量が１．５％超であると、Ｍｎ炭化物が多く形成され、鉄損が増加する。従って、Ｍｎ含有量は１．５％以下とする。
　（Ｓｂ若しくはＳｎ又はこれらの両方：［Ｓｂ］＋［Ｓｎ］／２で０．００２５％～０．０５％）
　Ｓｂ及びＳｎは、磁束密度を向上させる。ＳｂはＳｎの２倍の効果を発揮する。Ｓｂ含有量を［Ｓｂ］、Ｓｎ含有量を［Ｓｎ］と表したとき、［Ｓｂ］＋［Ｓｎ］／２が０．００２５％未満であると、十分な磁束密度が得られない。従って、［Ｓｂ］＋［Ｓｎ］／２は０．００２５％以上とする。一方、［Ｓｂ］＋［Ｓｎ］／２が０．０５％超であると、磁束密度の向上の効果が飽和し、徒にコストが上昇する。従って、［Ｓｂ］＋［Ｓｎ］／２は０．０５％以下とする。
　（Ｐ：０．０１０％～０．１５０％）
　本発明者らにより、Ｐが磁束密度の向上に寄与することが明らかになった。Ｐ含有量が０．０１０％未満であると、十分な磁束密度が得られない。従って、Ｐ含有量は０．０１０％以上とし、好ましくは０．０１５％以上とする。一方、Ｐ含有量が０．１５０％超であると、鉄損が増加する。従って、Ｐ含有量は０．１５０％以下とし、好ましくは０．１００％以下とする。
　（Ｎｉ：０．０１０％～０．２００％）
　本発明者らにより、Ｎｉが磁束密度の向上に寄与することが明らかになった。Ｎｉ含有量が０．０１０％未満であると、十分な磁束密度が得られない。従って、Ｎｉ含有量は０．０１０％以上とし、好ましくは０．０２０％以上とする。一方、Ｎｉ含有量が０．２００％超であると、鉄損が増加する。従って、Ｎｉ含有量は０．２００％以下とし、好ましくは０．１００％以下とする。
　（Ｃ：０．００１０％～０．００４０％）
　本発明者らにより、Ｃが磁束密度の向上に寄与することが明らかになった。Ｃ含有量が０．００１０％未満であると、十分な磁束密度が得られない。従って、Ｃ含有量は０．００１０％以上とし、好ましくは０．００２０％以上とする。０．５％以上のＭｎが含有されている場合にＣ含有量が０．００４０％超であると、Ｍｎ炭化物が多く形成され、鉄損が増加する。従って、Ｃ含有量は０．００４０％以下とし、好ましくは０．００３０％以下とする。
　（Ｎ：０．００３０％以下）
　Ｎは、必須元素ではなく、例えば鋼中に不純物として含有される。Ｎは、磁気時効を引き起こし、鉄損を増加させる。従って、Ｎ含有量は低ければ低いほどよい。このような鉄損の増加は、Ｎ含有量が０．００３０％超で顕著である。このため、Ｎ含有量は０．００３０％以下とする。Ｎ含有量を０．０００１％未満まで低下させるためには相当なコストを要する。従って、Ｎ含有量を０．０００１％未満まで低下させなくてもよい。
　（Ｓ：０．００２０％以下）
　Ｓは、必須元素ではなく、例えば鋼中に不純物として含有される。Ｓは、微細析出物を形成し、鉄損を増加させる。従って、Ｓ含有量は低ければ低いほどよい。このような鉄損の増加は、Ｓ含有量が０．００２０％超で顕著である。このため、Ｓ含有量は０．００２０％以下とする。Ｓ含有量を０．０００１％未満まで低下させるためには相当なコストを要する。従って、Ｓ含有量を０．０００１％未満まで低下させなくてもよい。
　（Ｔｉ：０．００３０％以下）
　Ｔｉは、必須元素ではなく、例えば鋼中に不純物として含有される。Ｔｉは、微細析出物を形成し、鉄損を増加させる。従って、Ｔｉ含有量は低ければ低いほどよい。このような鉄損の増加は、Ｔｉ含有量が０．００３０％超で顕著である。このため、Ｔｉ含有量は０．００３０％以下とする。Ｔｉ含有量を０．０００１％未満まで低下させるためには相当なコストを要する。従って、Ｔｉ含有量を０．０００１％未満まで低下させなくてもよい。
　（Ｃｕ：０．０５００％以下）
　Ｃｕは、必須元素ではなく、例えば鋼中に不純物として含有される。Ｃｕは、微細な硫化物を形成して磁気特性を劣化させるおそれがある。従って、Ｃｕ含有量は低ければ低いほどよい。このようなＣｕ硫化物の形成は、Ｃｕ含有量が０．０５００％超で顕著である。このため、Ｃｕ含有量は０．０５００％以下とする。Ｃｕ含有量を０．０００１％未満まで低下させるためには相当なコストを要する。従って、Ｃｕ含有量を０．０００１％未満まで低下させなくてもよい。
　（Ｃｒ：０．０５００％以下）
　Ｃｒは、必須元素ではなく、例えば鋼中に不純物として含有される。Ｃｒは、炭化物を形成して磁気特性を劣化させるおそれがある。従って、Ｃｒ含有量は低ければ低いほどよい。このようなＣｒ炭化物の形成は、Ｃｒ含有量が０．０５００％超で顕著である。このため、Ｃｒ含有量は０．０５００％以下とする。Ｃｒ含有量を０．０００１％未満まで低下させるためには相当なコストを要する。従って、Ｃｒ含有量を０．０００１％未満まで低下させなくてもよい。
　（Ｍｏ：０．０５００％以下）
　Ｍｏは、必須元素ではなく、例えば鋼中に不純物として含有される。Ｍｏは、炭化物を形成して磁気特性を劣化させるおそれがある。従って、Ｍｏ含有量は低ければ低いほどよい。このようなＭｏ炭化物の形成は、Ｍｏ含有量が０．０５００％超で顕著である。このため、Ｍｏ含有量は０．０５００％以下とする。Ｍｏ含有量を０．０００１％未満まで低下させるためには相当なコストを要する。従って、Ｍｏ含有量を０．０００１％未満まで低下させなくてもよい。
　（Ｂｉ：０．００５０％以下）
　Ｂｉは、必須元素ではなく、例えば鋼中に不純物として含有される。Ｂｉは、Ｍｎ硫化物を微細にして磁気特性を劣化させるおそれがある。従って、Ｂｉ含有量は低ければ低いほどよい。このようなＭｎ硫化物の微細化は、Ｂｉ含有量が０．００５０％超で顕著である。このため、Ｂｉ含有量は０．００５０％以下とする。Ｂｉ含有量を０．０００１％未満まで低下させるためには相当なコストを要する。従って、Ｂｉ含有量を０．０００１％未満まで低下させなくてもよい。
　（Ｐｂ：０．００５０％以下）
　Ｐｂは、必須元素ではなく、例えば鋼中に不純物として含有される。Ｐｂは、Ｍｎ硫化物を微細にして磁気特性を劣化させるおそれがある。従って、Ｐｂ含有量は低ければ低いほどよい。このようなＭｎ硫化物の微細化は、Ｐｂ含有量が０．００５０％超で顕著である。このため、Ｐｂ含有量は０．００５０％以下とする。Ｐｂ含有量を０．０００１％未満まで低下させるためには相当なコストを要する。従って、Ｐｂ含有量を０．０００１％未満まで低下させなくてもよい。
　（Ｖ：０．００５０％以下）
　Ｖは、必須元素ではなく、例えば鋼中に不純物として含有される。Ｖは、炭化物又は窒化物を形成して磁気特性を劣化させるおそれがある。従って、Ｖ含有量は低ければ低いほどよい。このようなＶ炭化物又は窒化物の形成は、Ｖ含有量が０．００５０％超で顕著である。このため、Ｖ含有量は０．００５０％以下とする。Ｖ含有量を０．０００１％未満まで低下させるためには相当なコストを要する。従って、Ｖ含有量を０．０００１％未満まで低下させなくてもよい。
　（Ｂ：０．００５０％以下）
　Ｂは、必須元素ではなく、例えば鋼中に不純物として含有される。Ｂは、窒化物又はＦｅを含む析出物を形成して磁気特性を劣化させるおそれがある。従って、Ｂ含有量は低ければ低いほどよい。このような窒化物又は析出物の形成は、Ｂ含有量が０．００５０％超で顕著である。このため、Ｂ含有量は０．００５０％以下とする。Ｂ含有量を０．０００１％未満まで低下させるためには相当なコストを要する。従って、Ｂ含有量を０．０００１％未満まで低下させなくてもよい。
　次に、本発明の実施形態に係る無方向性電磁鋼板の厚さについて説明する。本実施形態に係る無方向無方向性電磁鋼板の厚さは０．１５ｍｍ以上０．３０ｍｍ以下である。厚さが０．３０ｍｍ超であると、優れた高周波鉄損を得ることができない。従って、厚さは０．３０ｍｍ以下とする。厚さを０．１５ｍｍ未満であると、仕上げ焼鈍の焼鈍ラインの通板が困難である。従って、厚さは０．１５ｍｍ以上とする。
　次に、本発明の実施形態に係る無方向無方向性電磁鋼板の磁気特性について説明する。本実施形態に係る無方向性電磁鋼板は、厚さをｔ（ｍｍ）と表したとき、磁束密度Ｂ５０：「０．２×ｔ＋１．５２」Ｔ以上、磁束密度差ΔＢ５０：０．０８Ｔ以下、鉄損Ｗ１０／５０：０．９５Ｗ／ｋｇ以下、かつ鉄損Ｗ１０／４００：「２０×ｔ＋７．５」Ｗ／ｋｇ以下で表される磁気特性を有する。
　（磁束密度Ｂ５０：「０．２×ｔ＋１．５２」Ｔ以上）
　磁束密度Ｂ５０とは、５０００Ａ／ｍの磁場における磁束密度である。無方向性電磁鋼板の磁束密度Ｂ５０としては、圧延方向（以下、「Ｌ方向」ということがある）の磁束密度Ｂ５０と圧延方向及び板厚方向に直交する方向（以下、「Ｃ方向」ということがある）の磁束密度Ｂ５０との平均値を用いる。磁束密度Ｂ５０が「０．２×ｔ＋１．５２」Ｔ未満であると、この無方向性電磁鋼板を用いて製造されたモータが十分なモータトルクを確保できない。このようなモータを搭載した自動車、例えばハイブリッド自動車、電気自動車は発進の際に支障を受ける。従って、磁束密度Ｂ５０は「０．２×ｔ＋１．５２」Ｔ以上とする。磁束密度Ｂ５０は、大きければ大きいほど好ましい。
　（磁束密度差ΔＢ５０：０．０８Ｔ以下）
　Ｌ方向とＣ方向との間の磁束密度Ｂ５０の差ΔＢ５０が０．０８Ｔ超であると、異方性が過剰であり、一体型モータコアにおいて優れた特性が得られない。従って、磁束密度差ΔＢ５０は０．０８Ｔ以下とする。
　（鉄損Ｗ１０／５０：０．９５Ｗ／ｋｇ以下）
　鉄損Ｗ１０／５０とは、１．０Ｔの磁束密度、５０Ｈｚの周波数における鉄損である。無方向性電磁鋼板の鉄損Ｗ１０／５０としては、Ｌ方向の鉄損Ｗ１０／５０とＣ方向の鉄損Ｗ１０／５０との平均値を用いる。鉄損Ｗ１０／５０が０．９５Ｗ／ｋｇ超であると、この無方向性電磁鋼板を用いて製造されたモータコアのエネルギ損失が過大となり、発熱量の増加及び発電機体格の増加につながる。従って、鉄損Ｗ１０／５０は０．９５Ｗ／ｋｇ以下とする。鉄損Ｗ１０／５０は小さければ小さいほど好ましい。
　（鉄損Ｗ１０／４００：「２０×ｔ＋７．５」Ｗ／ｋｇ以下）
　鉄損Ｗ１０／４００とは、１．０Ｔの磁束密度、４００Ｈｚの周波数における鉄損である。無方向性電磁鋼板の鉄損Ｗ１０／４００としては、Ｌ方向の鉄損Ｗ１０／４００とＣ方向の鉄損Ｗ１０／４００との平均値を用いる。鉄損Ｗ１０／４００が「２０×ｔ＋７．５」Ｗ／ｋｇ超であると、この無方向性電磁鋼板を用いて製造されたモータコアのエネルギ損失が過大となり、発熱量の増加及び発電機体格の増加につながる。従って、鉄損Ｗ１０／４００は「２０×ｔ＋７．５」Ｗ／ｋｇ以下とする。鉄損Ｗ１０／４００は小さければ小さいほど好ましい。
　磁束密度Ｂ５０、鉄損Ｗ１０／５０、鉄損Ｗ１０／４００は、例えば、ＪＩＳ　Ｃ　２５５０に規定されているエプスタイン試験法、又はＪＩＳ　Ｃ　２５５６に規定されている単板磁気特性試験法（single sheet tester：ＳＳＴ）により測定することができる。
　次に、本発明の実施形態に係る無方向性電磁鋼板に含まれる炭化物について説明する。本実施形態に係る無方向性電磁鋼板では、結晶粒内に析出した粒内炭化物及び結晶粒界に析出した粒界炭化物の総数に対する粒内炭化物の数の割合が０．５０以下である。この割合が０．５０超であると、粒内炭化物が過剰であり、鉄損が高くなる。従って、この割合は０．５０以下とする。粒内炭化物の数及び粒界炭化物の数は、いずれも走査顕微鏡観察により特定することができる。
　次に、実施形態に係る無方向無方向性電磁鋼板の製造方法について説明する。この製造方法では、熱間圧延、熱延板焼鈍、冷間圧延及び仕上げ焼鈍等を行う。
　熱間圧延においては、例えば、上記化学組成を有するスラブ等の鋼片の加熱（スラブ加熱）を行い、粗圧延及び仕上げ圧延を行う。スラブ加熱の温度は、好ましくは１０００℃以上１２５０℃以下とする。熱間圧延により得られる熱延鋼板の厚さは、好ましくは１．６ｍｍ以上２．６ｍｍ以下とする。熱間圧延後には、熱延鋼板の焼鈍（熱延板焼鈍）を行う。熱延板焼鈍後には、熱延鋼板の冷間圧延を行って冷延鋼板を得る。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。
　中間焼鈍を行わない場合は熱延板焼鈍において、中間焼鈍を行う場合は中間焼鈍において、熱延鋼板を８５０℃～１１００℃の第１の温度範囲内に１０秒間～１２０秒間保持し、その後に、８５０℃から６００℃までの温度域を５℃／秒～５０℃／秒の速度で冷却する。中間焼鈍を行わない場合は熱延板焼鈍が第１の焼鈍の一例であり、中間焼鈍を行う場合は中間焼鈍が第１の焼鈍の一例である。保持する温度（第１の保持温度）が８５０℃未満であると、結晶粒が十分に粗大化せず、十分な磁束密度Ｂ５０が得られない。従って、第１の保持温度は８５０℃以上とし、好ましくは９５０℃以上とする。第１の保持温度が１１００℃超であると、靱性が低下し、その後の冷間圧延で破断が生じやすい。従って、第１の保持温度は１１００℃以下とする。保持する時間（第１の保持時間）が１０秒間未満であると、結晶粒が十分に粗大化せず、十分な磁束密度Ｂ５０が得られない。従って、第１の保持時間は１０秒間以上とする。第１の保持時間が１２０秒間超であると、靱性が低下し、その後の冷間圧延で破断が生じやすい。従って、第１の保持時間は１２０秒間以下とする。保持後の冷却の速度（第１の冷却速度）が５℃／ｓ未満であると、十分な磁束密度Ｂ５０が得られず、鉄損Ｗ１０／５０及び鉄損Ｗ１０／４００が高くなる。従って、第１の冷却速度は５℃／ｓ以上とし、好ましくは２０℃／ｓ以上とする。第１の冷却速度が５０℃／ｓ超であると、鋼板が大きく変形し、その後の冷間圧延で破断が生じやすい。従って、第１の冷却速度は５０℃／ｓ以下とする。
　冷間圧延後には、冷延鋼板の仕上げ焼鈍を行う。仕上げ焼鈍が第２の焼鈍の一例である。仕上げ焼鈍では、冷延鋼板を９００℃～１１００℃の第２の温度範囲内に１０秒間～２４０秒間保持し、その後に、９００℃から３００℃までの温度域を１０℃／秒～４０℃／秒の速度で冷却する。保持する温度（第２の保持温度）が９００℃未満であると、結晶粒が十分に粗大化せず、優れた磁気特性が得られない。従って、第２の保持温度は９００℃以上とし、好ましくは９５０℃以上する。第２の保持温度が１１００℃超であると、結晶粒が過度に粗大化し、高周波鉄損が増加する。従って、第２の保持温度は１１００℃以下とし、好ましくは１０５０℃以下とする。保持する時間（第２の保持時間）が１０秒間未満であると、結晶粒が十分に粗大化せず、優れた磁気特性が得られない。従って、第２の保持時間は１０秒間以上とし、好ましくは１５秒間以上とする。第２の保持時間が２４０秒間超であると、結晶粒が過度に粗大化し、高周波鉄損が増加する。従って、第２の保持時間は２４０秒間以下とし、好ましくは２００秒間以下とする。保持後の冷却の速度（第２の冷却速度）が４０℃／ｓ超であると、粒内炭化物及び粒界炭化物の総数に対する粒内炭化物の数の割合が０．５０超となり、鉄損が高くなる。従って、第２の冷却速度は４０℃／ｓ以下とし、好ましくは３０℃／ｓ以下とする。第２の冷却速度が１０℃／ｓ未満では、鉄損の低下の効果が飽和し、生産性が低下する。従って、第２の冷却速度は１０℃／ｓ以下とする。
　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。仕上げ焼鈍の後に、塗布及び焼き付けにより絶縁被膜を形成してもよい。
　このような本実施形態に係る無方向性電磁鋼板は、例えばモータの鉄心に用いられ、エアコンディショナ、冷蔵庫、電気自動車及びハイブリッド自動車等のエネルギ消費量の低減に大きく寄与することができる。
　以上、本発明の好適な実施形態について詳細に説明したが、本発明はかかる例に限定されない。本発明の属する技術の分野における通常の知識を有する者であれば、特許請求の範囲に記載された技術的思想の範疇内において、各種の変更例または修正例に想到し得ることは明らかであり、これらについても、当然に本発明の技術的範囲に属するものと了解される。
　次に、本発明の実施形態に係る無方向性電磁鋼板について、実施例を示しながら具体的に説明する。以下に示す実施例は、本発明の実施形態に係る無方向性電磁鋼板のあくまでも一例にすぎず、本発明に係る無方向性電磁鋼板が下記の例に限定されるものではない。
　（第１の試験）
　第１の試験では、真空溶解炉を用い、質量％で、Ｃ：０．００２２％、Ｓ：０．００１２％、Ｔｉ：０．００１５％、Ｎ：０．００１８％、Ｓｎ：０．０２２％、Ｐ：０．０１６％、Ｎｉ：０．０３１％、及びＣｕ：０．０２４％を含み、残部がＳｉ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｆｅ及び不純物からなる鋼塊を作製した。各鋼塊のＳｉ、Ａｌ及びＭｎの含有量を表１に示す。
　次いで、鋼塊を加熱炉において１１５０℃で１時間加熱し、加熱炉から取り出し、合計６パスの熱間圧延を行って、厚さが２．０ｍｍの熱延鋼板を得た。その後、熱延板焼鈍において熱延鋼板を１０００℃に６０秒間保持した。保持後の冷却での８５０℃から６００℃までの冷却速度は２５℃／ｓであった。続いて、熱延鋼板の冷間圧延を行って、厚さが０．３０ｍｍの冷延鋼板を得た。次いで、仕上げ焼鈍において冷延鋼板を１０００℃に２０秒間保持した。保持後の冷却での９００℃から３００℃までの冷却速度は１５℃／ｓであった。その後、塗布及び焼き付けにより絶縁被膜を形成した。このようにして無方向性電磁鋼板を製造した。
　そして、各無方向性電磁鋼板から５５ｍｍ角の試料を６個作製し、各試料のＬ方向及びＣ方向の鉄損Ｗ１０／４００、鉄損１０／５０及び磁束密度Ｂ５０をＳＳＴ法にて測定した。試料毎に、Ｌ方向の鉄損Ｗ１０／４００とＣ方向の鉄損Ｗ１０／４００との平均値、Ｌ方向の鉄損Ｗ１０／５０とＣ方向の鉄損Ｗ１０／５０との平均値、Ｌ方向の磁束密度Ｂ５０とＣ方向の磁束密度Ｂ５０との平均値、及びＬ方向の磁束密度Ｂ５０とＣ方向の磁束密度Ｂ５０との差ΔＢ５０を算出した。これら平均値を用いて、無方向性電磁鋼板毎に、６個の試料の鉄損Ｗ１０／４００の平均値、６個の試料の鉄損Ｗ１０／５０の平均値、及び６個の試料の鉄損Ｂ５０の平均値を算出した。無方向性電磁鋼板毎に、６個の試料のＬ方向の磁束密度Ｂ５０の平均値、６個の試料のＣ方向の磁束密度Ｂ５０の平均値、６個の試料の磁束密度差ΔＢ５０の平均値を算出した。これらの結果も表１に示す。表１中の下線は、その数値が本発明の範囲から外れていることを示す。
　無方向性電磁鋼板毎に、面積が０．２５ｍｍ２の視野内で走査顕微鏡観察を行い、粒内炭化物及び粒界炭化物の総数に対する粒内炭化物の数の割合を求めたところ、この割合は、いずれの無方向性電磁鋼板においても０．５０以下であった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　表１に示すように、試料Ｎｏ．１－２、Ｎｏ．１－４、Ｎｏ．１－６～Ｎｏ．１－９、Ｎｏ．１－１１、Ｎｏ．１－１２、Ｎｏ．１－１４及びＮｏ．１－１５では、化学組成が本発明の範囲内にあり、良好な磁気特性が得られた。試料Ｎｏ．１－７～Ｎｏ．１－９、Ｎｏ．１－１１、Ｎｏ．１－１４及びＮｏ．１－１５において、Ｓｉ含有量及びＭｎ含有量が好ましい範囲内にあり、特に優れた磁気特性が得られた。
　試料Ｎｏ．１－１では、Ｓｉ含有量が本発明の範囲の下限未満であったため、鉄損が高かった。試料Ｎｏ．１－３では、Ａｌ含有量が本発明の範囲の下限未満であったため、鉄損が高かった。試料Ｎｏ．１－５では、Ｍｎ含有量が本発明の範囲の下限未満であったため、鉄損が高かった。試料Ｎｏ．１－１０では、Ｍｎ含有量が本発明の範囲の上限超であったため、鉄損が高かった。試料Ｎｏ．１－１３では、Ａｌ含有量が本発明の範囲の上限超であったため、商用周波数での鉄損が高く、磁束密度差が大きかった。試料Ｎｏ．１－１６では、Ｓｉ含有量が本発明の範囲の上限超であったため、冷間圧延中に破断が生じ、磁気特性を測定できなかった。
　（第２の試験）
　第２の試験では、真空溶解炉を用い、質量％で、Ｓｉ：３．２％、Ａｌ：０．８０％、Ｍｎ：０．９％、Ｃ：０．００２９％、Ｓ：０．００１９％、Ｔｉ：０．００１２％、Ｎ：０．００２４％、Ｓｂ：０．０１０％、Ｓｎ：０．０４２％、Ｐ：０．０２５％、Ｎｉ：０．０２４％、及びＣｒ：０．０２％を含み、残部がＦｅ及び不純物からなる鋼塊を作製した。
　次いで、鋼塊を加熱炉において１１００℃で１時間加熱し、加熱炉から取り出し、合計６パスの熱間圧延を行って、厚さが２．０ｍｍの熱延鋼板を得た。その後、熱延板焼鈍を行った。熱延板焼鈍における第１の保持温度Ｔ１、第１の保持時間ｔ１及び第１の冷却速度Ｒ１を表２に示す。続いて、熱延鋼板の冷間圧延を行って、厚さが０．２５ｍｍの冷延鋼板を得た。次いで、仕上げ焼鈍において冷延鋼板を９８０℃に２５秒間保持した。保持後の冷却での９００℃から３００℃までの冷却速度は２０℃／ｓであった。その後、塗布及び焼き付けにより絶縁被膜を形成した。このようにして無方向性電磁鋼板を製造した。
　そして、第１の試験と同様にして、磁気特性の測定を行った。この結果も表２に示す。表２中の下線は、その数値が本発明の範囲から外れていることを示す。第１の試験と同様にして、粒内炭化物及び粒界炭化物の総数に対する粒内炭化物の数の割合を求めたところ、この割合は、いずれの無方向性電磁鋼板においても０．５０以下であった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表２に示すように、試料Ｎｏ．２－３、Ｎｏ．２－５～Ｎｏ．２－９及びＮｏ．２－１１では、第１の焼鈍の条件が本発明の範囲内にあり、優れた磁気特性が得られた。試料Ｎｏ．２－７～Ｎｏ．２－９及びＮｏ．２－１１において、第１の保持温度及び第１の冷却速度が好ましい範囲にあり、特に優れた磁気特性が得られた。
　試料Ｎｏ．２－１では、第１の保持温度Ｔ１が本発明の範囲の下限未満であったため、鉄損が高く、磁束密度が低かった。試料Ｎｏ．２－２では、第１の保持時間ｔ１が本発明の範囲の下限未満であったため、鉄損が高く、磁束密度が低かった。試料Ｎｏ．２－４では、第１の冷却速度Ｒ１が本発明の範囲の下限未満であったため、鉄損が高く、磁束密度が低かった。試料Ｎｏ．２－１０では、第１の冷却速度Ｒ１が本発明の範囲の上限超であったため、鋼板が大きく変形し、冷間圧延中に破断が生じ、磁気特性を測定できなかった。試料Ｎｏ．２－１２では、第１の保持時間ｔ１が本発明の範囲の上限超であったため、靱性が低下し、冷間圧延中に破断が生じ、磁気特性を測定できなかった。試料Ｎｏ．２－１３では、第１の保持温度Ｔ１が本発明の範囲の上限超であったため、靱性が低下し、冷間圧延中に破断が生じ、磁気特性を測定できなかった。
　（第３の試験）
　第３の試験では、真空溶解炉を用い、質量％で、Ｓｉ：３．４％、Ａｌ：０．８０％、Ｍｎ：０．９％、Ｃ：０．００１０％、Ｓ：０．００１４％、Ｔｉ：０．００１８％、Ｎ：０．００２２％、Ｓｂ：０．０２２％、Ｓｎ：０．０５１％、Ｐ：０．０１８％、Ｎｉ：０．０３４％、Ｃｒ：０．０３％、Ｃｕ：０．０４％、Ｍｏ：０．０１％、及びＢ：０．０００９％を含み、残部がＦｅ及び不純物からなる鋼塊を作製した。
　次いで、鋼塊を加熱炉において１１７０℃で１時間加熱し、加熱炉から取り出し、合計６パスの熱間圧延を行って、厚さが２．１ｍｍの熱延鋼板を得た。その後、熱延板焼鈍において熱延鋼板を９８０℃に５０秒間保持した。保持後の冷却での８５０℃から６００℃までの冷却速度は２９℃／ｓであった。続いて、熱延鋼板の冷間圧延を行って、厚さが０．２５ｍｍの冷延鋼板を得た。次いで、仕上げ焼鈍を行った。仕上げ焼鈍における第２の保持温度Ｔ２、第２の保持時間ｔ２及び第２の冷却速度Ｒ２を表３に示す。その後、塗布及び焼き付けにより絶縁被膜を形成した。このようにして無方向性電磁鋼板を製造した。
　そして、第１の試験と同様にして、磁気特性の測定を行い、粒内炭化物及び粒界炭化物の総数に対する粒内炭化物の数の割合を求めた。これらの結果も表３に示す。表３中の下線は、その数値が本発明の範囲から外れていることを示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　表３に示すように、試料Ｎｏ．３－２、Ｎｏ．３－４～Ｎｏ．３－７及びＮｏ．３－１０～Ｎｏ．３－１６では、第２の焼鈍の条件が本発明の範囲内にあり、優れた磁気特性が得られた。試料Ｎｏ．３－５～Ｎｏ．３－７及びＮｏ．３－１１～Ｎｏ．３－１３において、第２の保持温度、第２の保持時間及び第２の冷却速度が好ましい範囲にあり、特に優れた磁気特性が得られた。
　試料Ｎｏ．３－１では、第２の保持温度Ｔ２が本発明の範囲の下限未満であったため、鉄損が高かった。試料Ｎｏ．３－３では、第２の保持時間ｔ２が本発明の範囲の下限未満であったため、鉄損が高かった。試料Ｎｏ．３－８では、第２の保持時間ｔ２が本発明の範囲の上限超であったため、高周波鉄損が高かった。試料Ｎｏ．３－９では、第２の冷却速度Ｒ２が本発明の範囲の上限超であったため、粒内炭化物の割合が高く、鉄損が高かった。試料Ｎｏ．３－１７では、第２の保持温度Ｔ２が本発明の範囲の上限超であったため、高周波鉄損が高かった。
　（第４の試験）
　第１の試験では、真空溶解炉を用い、質量％で、Ｓｉ：３．２％、Ａｌ：０．８０％、Ｍｎ：１．０％、Ｓ：０．００１０％、Ｔｉ：０．００１２％、Ｎ：０．００２０％、Ｓｎ：０．０４１％、及びＣｕ：０．０２２％を含み、残部がＰ、Ｎｉ、Ｃ、Ｆｅ及び不純物からなる鋼塊を作製した。各鋼塊のＰ、Ｎｉ、Ｃの含有量を表４に示す。
　次いで、鋼塊を加熱炉において１１４０℃で１時間加熱し、加熱炉から取り出し、合計６パスの熱間圧延を行って、厚さが２．０ｍｍの熱延鋼板を得た。その後、熱延板焼鈍において熱延鋼板を８８０℃に４０秒間保持した。保持後の冷却での８５０℃から６００℃までの冷却速度は２９℃／ｓであった。続いて、熱延鋼板の冷間圧延を行って、厚さが０．３０ｍｍの冷延鋼板を得た。次いで、仕上げ焼鈍において冷延鋼板を１０００℃に１２秒間保持した。保持後の冷却での９００℃から３００℃までの冷却速度は２５℃／ｓであった。その後、塗布及び焼き付けにより絶縁被膜を形成した。このようにして無方向性電磁鋼板を製造した。
　そして、第１の試験と同様にして、磁気特性の測定を行った。この結果も表４に示す。表４中の下線は、その数値が本発明の範囲から外れていることを示す。第１の試験と同様にして、粒内炭化物及び粒界炭化物の総数に対する粒内炭化物の数の割合を求めたところ、この割合は、いずれの無方向性電磁鋼板においても０．５０以下であった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　表４に示すように、試料Ｎｏ．４－２～Ｎｏ．４－９では、化学組成が本発明の範囲内にあり、優れた磁気特性が得られた。試料Ｎｏ．４－６～Ｎｏ．４－８において、Ｐ含有量、Ｎｉ含有量及びＣ含有量が好ましい範囲にあり、特に優れた磁気特性が得られた。
　試料Ｎｏ．４－１では、Ｐ含有量、Ｎｉ含有量及びＣ含有量が本発明の範囲の下限未満であったため、磁束密度が低かった。試料Ｎｏ．４－１０及びＮｏ．４－１１では、Ｐ含有量、Ｎｉ含有量及びＣ含有量が本発明の範囲の上限超であったため、鉄損が高かった。
　（第５の試験）
　第５の試験では、真空溶解炉を用い、質量％で、Ｓｉ：３．３％、Ａｌ：０．８０％、Ｍｎ：１．１％、Ｃ：０．００１２％、Ｓ：０．００１８％、Ｔｉ：０．００１５％、Ｎ：０．００２４％、Ｓｂ：０．００４％、Ｓｎ：０．０５８％、Ｐ：０．０１５％、Ｎｉ：０．０１８％、Ｃｒ：０．００５％、及びＣｕ：０．０１０％を含み、残部がＦｅ及び不純物からなる鋼塊を作製した。
　次いで、鋼塊を加熱炉において１１６０℃で１時間加熱し、加熱炉から取り出し、合計６パスの熱間圧延を行って、厚さが２．０ｍｍの熱延鋼板を得た。その後、熱延板焼鈍において熱延鋼板を１０００℃に６０秒間保持した。保持後の冷却での８５０℃から６００℃までの冷却速度は２８℃／ｓであった。続いて、熱延鋼板の冷間圧延を行って、厚さが０．１５ｍｍの冷延鋼板を得た。次いで、仕上げ焼鈍を行った。仕上げ焼鈍における第２の保持温度Ｔ２、第２の保持時間ｔ２及び第２の冷却速度Ｒ２を表５に示す。その後、塗布及び焼き付けにより絶縁被膜を形成した。このようにして無方向性電磁鋼板を製造した。
　そして、第１の試験と同様にして、磁気特性の測定を行った。この結果も表５に示す。表５中の下線は、その数値が本発明の範囲から外れていることを示す。第１の試験と同様にして、粒内炭化物及び粒界炭化物の総数に対する粒内炭化物の数の割合を求めたところ、この割合は、いずれの無方向性電磁鋼板においても０．５０以下であった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　表５に示すように、試料Ｎｏ．５－２、Ｎｏ．５－４～Ｎｏ．５－７及びＮｏ．５－９～Ｎｏ．５－１１では、第２の焼鈍の条件が本発明の範囲内にあり、優れた磁気特性が得られた。試料Ｎｏ．５－４～Ｎｏ．５－７、Ｎｏ．５－９及びＮｏ．５－１０において、第２の保持温度、第２の保持時間及び第２の冷却速度が好ましい範囲にあり、特に優れた磁気特性が得られた。
　試料Ｎｏ．５－１では、第２の保持温度Ｔ２が本発明の範囲の下限未満であったため、鉄損が高く、磁束密度が低かった。試料Ｎｏ．５－３では、第２の保持時間ｔ２が本発明の範囲の下限未満であったため、鉄損が高かった。試料Ｎｏ．５－８では、第２の保持時間ｔ２が本発明の範囲の上限超であったため、鉄損が高く、磁束密度が高かった。試料Ｎｏ．５－１２では、第２の保持温度Ｔ２が本発明の範囲の上限超であったため、鉄損が高く、磁束密度が高かった。
　本発明は、例えば、無方向性電磁鋼板の製造産業及び無方向性電磁鋼板の利用産業において利用することができる。

Claims (7)

  1. 　質量％で、
    　Ｓｉ：３．０％～３．６％、
    　Ａｌ：０．５０％～１．２５％、
    　Ｍｎ：０．５％～１．５％、
    　Ｓｂ若しくはＳｎ又はこれらの両方：Ｓｂ含有量を［Ｓｂ］、Ｓｎ含有量を［Ｓｎ］と表したとき、［Ｓｂ］＋［Ｓｎ］／２が０．００２５％～０．０５％、
    　Ｐ：０．０１０％～０．１５０％、
    　Ｎｉ：０．０１０％～０．２００％、
    　Ｃ：０．００１０％～０．００４０％、
    　Ｎ：０．００３０％以下、
    　Ｓ：０．００２０％以下、
    　Ｔｉ：０．００３０％以下、
    　Ｃｕ：０．０５００％以下、
    　Ｃｒ：０．０５００％以下、
    　Ｍｏ：０．０５００％以下、
    　Ｂｉ：０．００５０％以下、
    　Ｐｂ：０．００５０％以下、
    　Ｖ：０．００５０％以下、
    　Ｂ：０．００５０％以下、かつ
    　残部：Ｆｅ及び不純物、
    で表される化学組成を有し、
    　厚さが０．１５ｍｍ～０．３０ｍｍであり、
    　厚さをｔ（ｍｍ）と表したとき、
    　磁束密度Ｂ５０：「０．２×ｔ＋１．５２」Ｔ以上、
    　磁束密度差ΔＢ５０：０．０８Ｔ以下、
    　鉄損Ｗ１０／５０：０．９５Ｗ／ｋｇ以下、かつ
    　鉄損Ｗ１０／４００：「２０×ｔ＋７．５」Ｗ／ｋｇ以下、
    で表される磁気特性を有し、
    　結晶粒内に析出した粒内炭化物及び結晶粒界に析出した粒界炭化物の総数に対する前記粒内炭化物の数の割合が０．５０以下であることを特徴とする無方向性電磁鋼板。
  2. 　前記化学組成において、
    　Ｐ：０．０１５％～０．１００％、
    　Ｎｉ：０．０２０％～０．１００％、若しくは
    　Ｃ：０．００２０％～０．００３０％、
    　又はこれらの任意の組み合わせが満たされ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. 　鋼片の熱間圧延を行って熱延鋼板を得る工程と、
    　前記熱延鋼板の冷間圧延を行って冷延鋼板を得る工程と、
    　前記冷間圧延の完了前に前記熱延鋼板の第１の焼鈍を行う工程と、
    　前記冷延鋼板の第２の焼鈍を行う工程と、
    　を有し、
    　前記第１の焼鈍を行う工程は、
    　　前記熱延鋼板を８５０℃～１１００℃の第１の温度範囲内に１０秒間～１２０秒間保持する工程と、
    　　その後に、８５０℃から６００℃までの温度域を５℃／秒～５０℃／秒の速度で冷却する工程と、
    　を有し、
    　前記第２の焼鈍を行う工程は、
    　　前記冷延鋼板を９００℃～１１００℃の第２の温度範囲内に１０秒間～２４０秒間保持する工程と、
    　　その後に、９００℃から３００℃までの温度域を１０℃／秒～４０℃／秒の速度で冷却する工程と、
    　を有し、
    　前記鋼片は、
    　質量％で、
    　Ｓｉ：３．０％～３．６％、
    　Ａｌ：０．５０％～１．２５％、
    　Ｍｎ：０．５％～１．５％、
    　Ｓｂ若しくはＳｎ又はこれらの両方：Ｓｂ含有量を［Ｓｂ］、Ｓｎ含有量を［Ｓｎ］と表したとき、［Ｓｂ］＋［Ｓｎ］／２が０．００２５％～０．０５％、
    　Ｐ：０．０１０％～０．１５０％、
    　Ｎｉ：０．０１０％～０．２００％、
    　Ｃ：０．００１０％～０．００４０％、
    　Ｎ：０．００３０％以下、
    　Ｓ：０．００２０％以下、
    　Ｔｉ：０．００３０％以下、
    　Ｃｕ：０．０５００％以下、
    　Ｃｒ：０．０５００％以下、
    　Ｍｏ：０．０５００％以下、
    　Ｂｉ：０．００５０％以下、
    　Ｐｂ：０．００５０％以下、
    　Ｖ：０．００５０％以下、
    　Ｂ：０．００５０％以下、かつ
    　残部：Ｆｅ及び不純物、
    で表される化学組成を有することを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法。
  4. 　前記第１の焼鈍として、前記冷間圧延の前に熱延板焼鈍を行うことを特徴とする請求項３に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
  5. 　前記冷間圧延の前に熱延板焼鈍を行う工程を有し、
    　前記第１の焼鈍として、前記冷間圧延の間に中間焼鈍を行うことを特徴とする請求項３に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
  6. 　前記化学組成において、
    　Ｐ：０．０１５％～０．１００％、
    　Ｎｉ：０．０２０％～０．１００％、若しくは
    　Ｃ：０．００２０％～０．００３０％、
    　又はこれらの任意の組み合わせが満たされることを特徴とする請求項３乃至５のいずれか１項に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
  7. 　前記冷延鋼板の厚さを０．１５ｍｍ～０．３０ｍｍとすることを特徴とする請求項３乃至６のいずれか１項に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
PCT/JP2015/069197 2014-07-02 2015-07-02 無方向性電磁鋼板及びその製造方法 WO2016002904A1 (ja)

Priority Applications (8)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN201580033694.1A CN106661686B (zh) 2014-07-02 2015-07-02 无方向性电磁钢板及其制造方法
EP15814427.9A EP3165624B1 (en) 2014-07-02 2015-07-02 Non-oriented magnetic steel sheet, and manufacturing method for same
US15/313,284 US10354784B2 (en) 2014-07-02 2015-07-02 Non-oriented magnetic steel sheet and method of manufacturing the same
MX2016015754A MX2016015754A (es) 2014-07-02 2015-07-02 Lamina de acero magnetico de grano no orientado y metodo de fabricacion para la misma.
KR1020167034487A KR101898368B1 (ko) 2014-07-02 2015-07-02 무방향성 전자 강판 및 그 제조 방법
PL15814427T PL3165624T3 (pl) 2014-07-02 2015-07-02 Nieorientowana, magnetyczna blacha stalowa i sposób jej wytwarzania
BR112016028787-8A BR112016028787B1 (pt) 2014-07-02 2015-07-02 chapa de aço magnético não orientado e método de produção da mesma
JP2016531457A JP6341281B2 (ja) 2014-07-02 2015-07-02 無方向性電磁鋼板及びその製造方法

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2014-136949 2014-07-02
JP2014136949 2014-07-02

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2016002904A1 true WO2016002904A1 (ja) 2016-01-07

Family

ID=55019430

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2015/069197 WO2016002904A1 (ja) 2014-07-02 2015-07-02 無方向性電磁鋼板及びその製造方法

Country Status (10)

Country Link
US (1) US10354784B2 (ja)
EP (1) EP3165624B1 (ja)
JP (1) JP6341281B2 (ja)
KR (1) KR101898368B1 (ja)
CN (1) CN106661686B (ja)
BR (1) BR112016028787B1 (ja)
MX (1) MX2016015754A (ja)
PL (1) PL3165624T3 (ja)
TW (1) TWI579387B (ja)
WO (1) WO2016002904A1 (ja)

Cited By (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
TWI622655B (zh) * 2016-01-15 2018-05-01 Jfe Steel Corp 無方向性電磁鋼板及其製造方法
WO2018221126A1 (ja) * 2017-05-31 2018-12-06 Ｊｆｅスチール株式会社 無方向性電磁鋼板とその製造方法
EP3556882A4 (en) * 2016-12-19 2019-11-20 Posco NON-ALIGNED ELECTRIC STEEL PLATE AND METHOD OF MANUFACTURING THEREOF
JP2022509676A (ja) * 2018-11-30 2022-01-21 ポスコ 無方向性電磁鋼板およびその製造方法
JP2022509670A (ja) * 2018-11-30 2022-01-21 ポスコ 無方向性電磁鋼板およびその製造方法
WO2024071378A1 (ja) * 2022-09-30 2024-04-04 日本製鉄株式会社 無方向性電磁鋼板
JP7465354B2 (ja) 2019-12-19 2024-04-10 ポスコホールディングス インコーポレーティッド 無方向性電磁鋼板およびその製造方法

Families Citing this family (17)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP6624393B2 (ja) * 2016-12-28 2019-12-25 Ｊｆｅスチール株式会社 リサイクル性に優れる無方向性電磁鋼板
DE102017208146B4 (de) 2017-05-15 2019-06-19 Thyssenkrupp Ag NO-Elektroband für E-Motoren
CN107276334B (zh) * 2017-07-15 2019-07-16 芜湖乾凯材料科技有限公司 一种低应力的电机铁芯及其制备方法
KR102009392B1 (ko) * 2017-12-26 2019-08-09 주식회사 포스코 무방향성 전기강판 및 그 제조방법
CN111601907B (zh) 2018-02-16 2022-01-14 日本制铁株式会社 无取向电磁钢板及无取向电磁钢板的制造方法
JP6878351B2 (ja) 2018-05-14 2021-05-26 Ｊｆｅスチール株式会社 モータ
CN109022703A (zh) * 2018-10-29 2018-12-18 武汉钢铁有限公司 一种磁各向异性低的无取向硅钢及其制造方法
CN112654723B (zh) * 2018-11-02 2023-04-04 日本制铁株式会社 无取向电磁钢板
WO2020094230A1 (de) 2018-11-08 2020-05-14 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Elektroband oder -blech für höherfrequente elektromotoranwendungen mit verbesserter polarisation und geringen ummagnetisierungsverlusten
BR112021016952A2 (pt) * 2019-04-03 2021-11-23 Nippon Steel Corp Chapa de aço elétrica e método para fabricar a mesma
JP7295465B2 (ja) * 2019-11-15 2023-06-21 日本製鉄株式会社 無方向性電磁鋼板
KR102278897B1 (ko) * 2019-12-19 2021-07-16 주식회사 포스코 무방향성 전기강판 및 그 제조방법
EP4108788A1 (en) * 2020-02-20 2022-12-28 Nippon Steel Corporation Hot-rolled steel sheet for non-oriented electromagnetic steel sheet
CN113969371B (zh) * 2020-07-24 2022-09-20 宝山钢铁股份有限公司 一种定子、转子铁芯同时套裁用无取向电工钢板及其制造方法
CN112538592B (zh) * 2020-09-17 2022-02-01 武汉钢铁有限公司 一种用于频率≥10000Hz高速电机的无取向硅钢及生产方法
US11942246B2 (en) * 2021-04-02 2024-03-26 Nippon Steel Corporation Non-oriented electrical steel sheet
US20240084415A1 (en) * 2021-04-02 2024-03-14 Nippon Steel Corporation Non-oriented electrical steel sheet and method for manufacturing the same

Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2008127600A (ja) * 2006-11-17 2008-06-05 Nippon Steel Corp 分割コア用無方向性電磁鋼板
CN102367547A (zh) * 2011-10-31 2012-03-07 山西太钢不锈钢股份有限公司 一种高硅铝含量无取向硅钢带的制造方法
WO2013146879A1 (ja) * 2012-03-29 2013-10-03 新日鐵住金株式会社 無方向性電磁鋼板およびその製造方法

Family Cites Families (20)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2744581B2 (ja) 1993-12-28 1998-04-28 川崎製鉄株式会社 著しく鉄損が小さく低磁場特性に優れた無方向性けい素鋼板の製造方法
KR100316896B1 (ko) 1993-09-29 2002-02-19 에모또 간지 철손이낮은무방향성규소강판및그제조방법
JP3307872B2 (ja) * 1998-02-06 2002-07-24 新日本製鐵株式会社 無方向性電磁鋼板鋼板を用いた電気自動車用モータ及びその電磁鋼板の製造方法
JP3815336B2 (ja) 2002-01-23 2006-08-30 住友金属工業株式会社 無方向性電磁鋼板
JP4506664B2 (ja) 2005-12-15 2010-07-21 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
KR20100122116A (ko) 2008-04-14 2010-11-19 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤 고강도 무방향성 전자기 강판 및 그 제조 방법
KR101284466B1 (ko) 2008-07-22 2013-07-09 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 무방향성 전자기 강판 및 그 제조 방법
JP2010185119A (ja) 2009-02-13 2010-08-26 Sumitomo Metal Ind Ltd 無方向性電磁鋼板
US9051622B2 (en) * 2009-03-13 2015-06-09 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Non-oriented magnetic steel sheet and method for producing the same
BR122018005365B1 (pt) * 2009-06-03 2020-03-17 Nippon Steel Corporation Método de produção de uma chapa de aço eletricamente não orientada
US9051815B2 (en) * 2009-09-28 2015-06-09 Baker Hughes Incorporated Apparatus and method for predicting vertical stress fields
EP2602335B1 (en) * 2010-08-04 2020-03-18 Nippon Steel Corporation Manufacturing method of non-oriented electrical steel sheet
JP2012036459A (ja) 2010-08-09 2012-02-23 Sumitomo Metal Ind Ltd 無方向性電磁鋼板およびその製造方法
CN102453838A (zh) * 2010-10-25 2012-05-16 宝山钢铁股份有限公司 一种较高磁感的高强度无取向电工钢及其制造方法
JP5712863B2 (ja) 2011-08-23 2015-05-07 新日鐵住金株式会社 無方向性電磁鋼板の製造方法
JP5724824B2 (ja) 2011-10-27 2015-05-27 新日鐵住金株式会社 圧延方向の磁気特性が良好な無方向性電磁鋼板の製造方法
TWI468533B (zh) 2012-05-31 2015-01-11 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Non - directional electromagnetic steel plate
PL2778246T3 (pl) 2012-05-31 2018-09-28 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Niezorientowana blacha cienka ze stali elektrotechnicznej
CN103543297B (zh) * 2012-07-17 2016-09-21 冯金泉 转台
JP6127408B2 (ja) * 2012-08-17 2017-05-17 Ｊｆｅスチール株式会社 無方向性電磁鋼板の製造方法

Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2008127600A (ja) * 2006-11-17 2008-06-05 Nippon Steel Corp 分割コア用無方向性電磁鋼板
CN102367547A (zh) * 2011-10-31 2012-03-07 山西太钢不锈钢股份有限公司 一种高硅铝含量无取向硅钢带的制造方法
WO2013146879A1 (ja) * 2012-03-29 2013-10-03 新日鐵住金株式会社 無方向性電磁鋼板およびその製造方法

Cited By (13)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US11008633B2 (en) 2016-01-15 2021-05-18 Jfe Steel Corporation Non-oriented electrical steel sheet and production method thereof
TWI622655B (zh) * 2016-01-15 2018-05-01 Jfe Steel Corp 無方向性電磁鋼板及其製造方法
US11319619B2 (en) 2016-12-19 2022-05-03 Posco Non-oriented electrical steel sheet and manufacturing method therefor
EP3556882A4 (en) * 2016-12-19 2019-11-20 Posco NON-ALIGNED ELECTRIC STEEL PLATE AND METHOD OF MANUFACTURING THEREOF
WO2018221126A1 (ja) * 2017-05-31 2018-12-06 Ｊｆｅスチール株式会社 無方向性電磁鋼板とその製造方法
JP2018204052A (ja) * 2017-05-31 2018-12-27 Ｊｆｅスチール株式会社 無方向性電磁鋼板とその製造方法
US11404189B2 (en) 2017-05-31 2022-08-02 Jfe Steel Corporation Non-oriented electrical steel sheet and method for manufacturing the same
JP2022509670A (ja) * 2018-11-30 2022-01-21 ポスコ 無方向性電磁鋼板およびその製造方法
JP2022509676A (ja) * 2018-11-30 2022-01-21 ポスコ 無方向性電磁鋼板およびその製造方法
JP7350069B2 (ja) 2018-11-30 2023-09-25 ポスコ カンパニー リミテッド 無方向性電磁鋼板およびその製造方法
JP7445656B2 (ja) 2018-11-30 2024-03-07 ポスコ カンパニー リミテッド 無方向性電磁鋼板およびその製造方法
JP7465354B2 (ja) 2019-12-19 2024-04-10 ポスコホールディングス インコーポレーティッド 無方向性電磁鋼板およびその製造方法
WO2024071378A1 (ja) * 2022-09-30 2024-04-04 日本製鉄株式会社 無方向性電磁鋼板

Also Published As

Publication number Publication date
TWI579387B (zh) 2017-04-21
MX2016015754A (es) 2017-04-10
PL3165624T3 (pl) 2019-09-30
EP3165624A1 (en) 2017-05-10
EP3165624A4 (en) 2017-11-29
BR112016028787B1 (pt) 2021-05-25
BR112016028787A2 (pt) 2017-08-22
US10354784B2 (en) 2019-07-16
CN106661686B (zh) 2019-01-01
TW201606093A (zh) 2016-02-16
EP3165624B1 (en) 2019-05-01
KR20170002605A (ko) 2017-01-06
JPWO2016002904A1 (ja) 2017-04-27
US20170194082A1 (en) 2017-07-06
CN106661686A (zh) 2017-05-10
KR101898368B1 (ko) 2018-09-12
JP6341281B2 (ja) 2018-06-13

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP6341281B2 (ja) 無方向性電磁鋼板及びその製造方法
TWI683009B (zh) 無方向性電磁鋼板
TWI658152B (zh) 無方向性電磁鋼板及無方向性電磁鋼板之製造方法
JP6226072B2 (ja) 電磁鋼板
JP5825494B2 (ja) 無方向性電磁鋼板およびその製造方法
TWI604069B (zh) 無方向性電磁鋼板及其製造方法
JP5273235B2 (ja) 無方向性電磁鋼板の製造方法
CN105378130A (zh) 高磁通密度无取向性电磁钢板及电动机
TW201233813A (en) Process for production of non-oriented electromagnetic steel sheet
WO2018117597A1 (ko) 무방향성 전기강판 및 그 제조방법
JP2005200756A (ja) 無方向性電磁鋼板の製造方法
US20210062281A1 (en) Non-oriented electrical steel sheet and method for producing same
TWI499677B (zh) A non-oriented electrical steel sheet, a manufacturing method thereof, a laminate for a motor core, and a method of manufacturing the same
JP6319574B2 (ja) 磁気特性に優れる無方向性電磁鋼板
WO2013134895A1 (zh) 一种无取向电工钢板及其制造方法
JP7350063B2 (ja) 無方向性電磁鋼板およびその製造方法
WO2014024222A1 (ja) 高強度電磁鋼板およびその製造方法
US20210062284A1 (en) Non-oriented electrical steel sheet and method for preparing same
CN104328342A (zh) 一种变频高效压缩机用无取向硅钢及生产方法
JP5824965B2 (ja) 無方向性電磁鋼板の製造方法
TWI718041B (zh) 電磁鋼板及其製造方法
CN114606445B (zh) 一种无取向硅钢的生产方法、无取向硅钢及其应用
WO2021037063A1 (zh) 一种无取向电工钢板及其制造方法
TWI829403B (zh) 無方向性電磁鋼板及其製造方法
JP5648661B2 (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
121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 15814427

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2016531457

Country of ref document: JP

Kind code of ref document: A

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 15313284

Country of ref document: US

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: MX/A/2016/015754

Country of ref document: MX

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 20167034487

Country of ref document: KR

Kind code of ref document: A

REEP Request for entry into the european phase

Ref document number: 2015814427

Country of ref document: EP

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2015814427

Country of ref document: EP

REG Reference to national code

Ref country code: BR

Ref legal event code: B01A

Ref document number: 112016028787

Country of ref document: BR

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 112016028787

Country of ref document: BR

Kind code of ref document: A2

Effective date: 20161208