WO2017115657A1 - 無方向性電磁鋼板および無方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents

無方向性電磁鋼板および無方向性電磁鋼板の製造方法 Download PDF

Info

Publication number
WO2017115657A1
WO2017115657A1 PCT/JP2016/087279 JP2016087279W WO2017115657A1 WO 2017115657 A1 WO2017115657 A1 WO 2017115657A1 JP 2016087279 W JP2016087279 W JP 2016087279W WO 2017115657 A1 WO2017115657 A1 WO 2017115657A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
less
steel sheet
oriented electrical
electrical steel
grain size
Prior art date
Application number
PCT/JP2016/087279
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
正憲 上坂
千田　邦浩
大村　健
Original Assignee
Ｊｆｅスチール株式会社
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 Ｊｆｅスチール株式会社 filed Critical Ｊｆｅスチール株式会社
Priority to CA3008588A priority Critical patent/CA3008588C/en
Priority to BR112018012496-6A priority patent/BR112018012496B1/pt
Priority to EP16881636.1A priority patent/EP3399061B1/en
Priority to KR1020187018262A priority patent/KR102104769B1/ko
Priority to RU2018127378A priority patent/RU2686712C1/ru
Priority to JP2017521604A priority patent/JP6210182B1/ja
Priority to CN201680076599.4A priority patent/CN108474070B/zh
Priority to MX2018007972A priority patent/MX2018007972A/es
Priority to US16/065,352 priority patent/US11114227B2/en
Publication of WO2017115657A1 publication Critical patent/WO2017115657A1/ja

Links

Images

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
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/74—Methods of treatment in inert gas, controlled atmosphere, vacuum or pulverulent material
    • C21D1/76—Adjusting the composition of the atmosphere
    • 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
    • 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
    • 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
    • C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
    • 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
    • C22C38/008—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tin
    • 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
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing 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
    • C22C38/60—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
    • H01F1/147—Alloys characterised by their composition
    • 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
    • H01F1/147—Alloys characterised by their composition
    • H01F1/14766—Fe-Si based alloys
    • H01F1/14775—Fe-Si based alloys in the form of sheets
    • 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

Definitions

  • the present invention relates to a non-oriented electrical steel sheet in which an increase in iron loss due to harmonics generated by switching of an inverter is extremely small when used as a motor iron core. Moreover, this invention relates to the manufacturing method of the non-oriented electrical steel sheet which has the said characteristic.
  • Electromagnetic steel sheets are materials that have been widely used as iron core materials for motors and transformers. In recent years, from the viewpoint of environmental problems and cost reduction, energy saving has been highlighted in various fields, and there is a strong demand for low iron loss in electrical steel sheets.
  • Patent Document 1 discloses that a non-oriented electrical steel sheet has a thickness of 0.3 to 0.6 mm, a surface roughness Ra of 0.6 ⁇ m or less, a specific resistance of 40 to 75 ⁇ ⁇ cm, and a crystal grain size of 40 to It is disclosed that the efficiency when used as an inverter-controlled compressor motor is improved by controlling to 120 ⁇ m.
  • Patent Document 2 discloses a non-oriented electrical steel sheet containing 1.5 to 20% by mass of Cr and 2.5 to 10% by mass of Si and having a thickness of 0.01 to 0.5 mm. Is disclosed. According to the technique disclosed in Patent Document 2, by adding Cr, embrittlement due to the presence of a large amount of Si can be prevented, and a non-oriented electrical steel sheet suitable for use in high-frequency excitation can be manufactured. it can.
  • Patent Document 3 discloses a non-oriented electrical steel sheet containing a predetermined amount of Mo
  • Patent Document 4 discloses a non-oriented electrical steel sheet containing a predetermined amount of W. According to the techniques disclosed in Patent Documents 3 and 4, by adding an appropriate amount of Mo or W, even when Cr is present, a reduction in iron loss due to precipitation of Cr compound is suppressed. can do.
  • Patent Document 1 has a problem that the steel sheet becomes brittle as a result of adding a large amount of element such as Si in order to increase the specific resistance. Further, it is necessary to reduce the plate thickness in order to further reduce the iron loss. However, if the plate thickness is reduced, there is a problem that the risk of breakage during the manufacturing process and cracking during the processing of the motor core increases.
  • Patent Document 2 can suppress embrittlement due to Si, there is a problem that iron loss increases due to precipitation of a Cr compound.
  • Patent Documents 3 and 4 have a problem in that although the precipitation of Cr compounds can be suppressed by adding Mo or W, the alloy cost increases.
  • Patent Documents 1 to 4 have a large deterioration in magnetic characteristics due to harmonics when an inverter is used. There was a problem of significant reduction.
  • the present invention has been made in view of the above circumstances, and an object thereof is to provide a non-oriented electrical steel sheet that is excellent in iron loss even under inverter excitation and can be suitably used as an iron core of a motor. Moreover, an object of this invention is to provide the manufacturing method of the non-oriented electrical steel sheet which has the said characteristic.
  • Hot rolling to a plate thickness of 2.0 mm (2) Hot band annealing comprising the following (2-1) and (2-2) (2-1) Soaking temperature: 1000 ° C., soaking time: first soaking at 200 sec, (2-2) Soaking temperature: 1150 ° C., soaking time: second soaking at 3 sec, (3) pickling, (4) Cold rolling to a plate thickness of 0.35 mm, and (5) Final annealing.
  • the finish annealing was performed at various temperatures of 600 to 1100 ° C., thereby producing a plurality of non-oriented electrical steel sheets having various average crystal grain sizes. Moreover, the heating in the said finish annealing was performed on two conditions, the conditions A with a heating rate of 10 degrees C / sec, and the conditions B with 200 degrees C / sec.
  • the non-oriented electrical steel sheet obtained under the condition A is referred to as group A
  • the non-oriented electrical steel sheet obtained under the condition B is referred to as group B.
  • ring test pieces for magnetic property evaluation were prepared by the following procedure. First, the non-oriented electrical steel sheet was processed into a ring shape having an outer diameter of 110 mm and an inner diameter of 90 mm by wire cutting. 20 sheets of the cut non-oriented electrical steel sheets were stacked, and further, a 120-turn primary winding and a 100-turn secondary winding were applied to obtain a ring test piece.
  • the excitation conditions were a maximum magnetic flux density of 1.5 T, a basic frequency of 50 Hz, a carrier frequency of 1 kHz, and a modulation factor of 0.4.
  • FIG. 1 The magnetic characteristics under sine wave excitation are shown in FIG. 1, and the magnetic characteristics under inverter excitation are shown in FIG. FIG. 3 shows the relationship between the iron loss increase rate W inc and the average crystal grain size.
  • the rate of increase in iron loss is the difference between the iron loss under inverter excitation and the iron loss under sine wave excitation, expressed as a ratio to the iron loss under sine wave excitation. Will be described later.
  • the average crystal grain size of the non-oriented electrical steel sheet of group B showed a tendency to be smaller than that of the non-oriented electrical steel sheet of group A obtained at the same annealing temperature. Further, when the distribution of the crystal grain size was examined, the non-oriented electrical steel sheets of Group B have a mixture of coarse crystal grains and fine grains. For example, even when the average crystal grain size is about 100 ⁇ m, the grain size It was found that there are many crystal grains having a diameter of 60 ⁇ m or less.
  • the present invention is based on the above findings, and the gist of the present invention is as follows. 1. % By mass C: 0.005% or less, Si: 4.5% or less, Mn: 0.02 to 2.0%, Sol. Al: 2.0% or less, P: 0.2% or less, Ti: 0.007% or less, S: 0.005% or less, and one or two selected from As and Pb: 0.0005 to 0.005% in total,
  • the balance has a component composition consisting of Fe and inevitable impurities,
  • the average grain size r is 40 to 120 ⁇ m,
  • the area ratio R of the total area of crystal grains whose crystal grain size is 1/6 or less of the plate thickness with respect to the cross-sectional area of the steel sheet is 2% or more, and the average crystal grain size r ( ⁇ m) and the area ratio A non-oriented electrical steel sheet in which R (%) satisfies the condition of the following formula (1).
  • the component composition is mass%, 2.
  • the component composition is mass%, REM: 0.0005 to 0.005%, 3.
  • the non-oriented electrical steel sheet according to any one of 1 to 4 above, wherein an increase rate of iron loss W inc (%) 100 (W inv ⁇ W sin ) / W sin is 100% or less.
  • Hot-rolled sheet annealing consisting of The hot-rolled sheet that has been subjected to hot-rolled sheet annealing is a steel sheet having a final sheet thickness by one or more cold rolling sandwiching intermediate annealing. Including subjecting the steel sheet after cold rolling to finish annealing, A method for producing a non-oriented electrical steel sheet, wherein a heating rate at 400 to 740 ° C. in the finish annealing is 30 to 300 ° C./sec.
  • the component composition is mass%, 7.
  • the component composition is mass%, REM: 0.0005 to 0.005%,
  • the C content is 0.005% or less.
  • the C content is more preferably 0.0020% or less, and more preferably 0.0015% or less.
  • the lower limit of the C content is not particularly limited, but excessive reduction leads to an increase in refining costs, so 0.0005% or more is preferable.
  • Si 4.5% or less
  • Si is an element that has the effect of increasing the electrical resistivity of steel and reducing iron loss. Under inverter excitation, the ratio of eddy current loss is larger than that under sine wave excitation, so it is considered effective to increase the electrical resistivity than the material used under sine wave excitation. .
  • the Si content exceeds 4.5%, the plate becomes brittle and easily breaks during cold rolling. Therefore, the Si content is 4.5% or less.
  • the Si content is preferably 4.0% or less, and more preferably 3.7% or less.
  • the lower limit of the Si content is not particularly limited, but from the viewpoint of enhancing the Si addition effect, the Si content is preferably 2.5% or more, more preferably 3.0% or more. preferable.
  • Mn 0.02 to 2.0%
  • Mn is an element having an effect of reducing hot brittleness of steel by bonding with S. Moreover, by increasing the Mn content, precipitates such as MnS can be coarsened to improve grain growth. Furthermore, Mn also has the effect of increasing the electrical resistivity and reducing iron loss.
  • Mn content shall be 0.02% or more.
  • the Mn content is preferably 0.05% or more, more preferably 0.10% or more, and further preferably 0.30% or more.
  • the Mn content is set to 2.0% or less.
  • the Mn content is preferably 1.8% or less, more preferably 1.6% or less, and even more preferably 1.4% or less.
  • Al is an element having the effect of suppressing the growth of nearby grains and leaving fine crystal grains by precipitating as AlN. Furthermore, Al also has an effect of increasing iron resistivity and reducing iron loss. However, even if added over 2.0%, no further increase in effect can be expected. Therefore, the Al content is 2.0% or less. Note that the Al content is preferably 1.5% or less, and more preferably 1.2% or less. On the other hand, the lower limit of the Al content is not particularly limited, but is preferably 0.0010% or more, more preferably 0.01% or more, and 0.10% from the viewpoint of increasing the electrical resistivity. More preferably, the above is used.
  • P 0.2% or less
  • P is an element having an effect of segregating at the grain boundary during the hot-rolled sheet annealing and improving the texture of the finish-annealed sheet.
  • the P content is 0.2% or less.
  • the P content is preferably 0.1% or less, and more preferably 0.010% or less.
  • the lower limit of the P content is not particularly limited, but from the viewpoint of enhancing the effect of adding P, the P content is preferably 0.001% or more, and more preferably 0.004% or more. .
  • Ti 0.007% or less
  • Ti has a function of delaying recovery / recrystallization and increasing ⁇ 111 ⁇ -oriented grains, and is a harmful element that lowers the magnetic flux density. If the Ti content exceeds 0.007%, adverse effects become significant, so the Ti content is set to 0.007% or less.
  • the Ti content is preferably 0.005% or less.
  • the lower limit of the Ti content is not particularly limited, but excessive reduction leads to an increase in raw material cost, so 0.0001% or more is preferable, 0.0003% or more is more preferable, and 0.0005 % Or more is more preferable.
  • the S content is 0.005% or less.
  • the S content is preferably 0.003% or less.
  • the lower limit of the S content is not particularly limited, but if it is less than 0.0001%, an excessive increase in production cost is caused, so the S content is preferably 0.0001% or more, and 0.0005% More preferably, the content is 0.0010% or more.
  • One or two selected from As and Pb 0.0005 to 0.005% in total
  • precipitates such as AlN are grown using the precipitated As and Pb or their compounds as nuclei, and the crystal grain size distribution is appropriately adjusted. It becomes possible to control. Therefore, the total content of As and Pb is set to 0.0005% or more.
  • the total content of As and Pb is preferably 0.0010% or more.
  • the total content of As and Pb is set to 0.005% or less.
  • the total content of As and Pb is preferably 0.003% or less, and more preferably 0.002% or less.
  • the component composition of the non-oriented electrical steel sheet and the steel slab in one embodiment of the present invention is composed of the balance of Fe and unavoidable impurities in addition to the above components.
  • the component composition may further include one or two selected from Sn: 0.01 to 0.2% and Sb: 0.01 to 0.2%. .
  • Sn and Sb are elements having an effect of improving the magnetic flux density by reducing ⁇ 111 ⁇ crystal grains in the recrystallized texture.
  • content of Sn and Sb shall be 0.01% or more, respectively.
  • the contents of Sn and Sb are each preferably 0.02% or more.
  • the contents of Sn and Sb are each 0.2% or less.
  • the contents of Sn and Sb are each preferably 0.1% or less.
  • the component composition is selected from REM: 0.0005 to 0.005%, Mg: 0.0005 to 0.005%, and Ca: 0.0005 to 0.005%. 1 type (s) or 2 or more types may further be included.
  • REM 0.0005 to 0.005%
  • Mg 0.0005 to 0.005%
  • Ca 0.0005 to 0.005%
  • Mg, and Ca are elements having an effect of improving the grain growth by coarsening sulfides.
  • content of REM, Mg, and Ca shall be 0.0005% or more, respectively.
  • the contents of REM, Mg, and Ca are each preferably 0.0010% or more.
  • the content of REM, Mg, and Ca is set to 0.005% or less, respectively, because the grain growth property is worsened when excessively added.
  • the contents of REM, Mg, and Ca are each preferably 0.003% or less.
  • the average crystal grain size r is 40 ⁇ m or more and 120 ⁇ m or less, and the crystal grain area ratio R (hereinafter simply referred to as “area ratio R”) is 1/6 or less of the plate thickness. It is important that the average crystal grain size r ( ⁇ m) and the area ratio R (%) satisfy the condition of the following formula (1). Thereby, the iron loss in the case of being excited under PWM control using an inverter can be reduced.
  • area ratio R the crystal grain size ratio
  • Average grain size r 40 to 120 ⁇ m As shown in FIGS. 1 and 2, by setting the average crystal grain size to 40 to 120 ⁇ m, the iron loss can be reduced under both sine wave excitation and inverter excitation.
  • the average crystal grain size r is preferably 60 ⁇ m or more. In order to further reduce the iron loss, it is preferable that the average crystal grain size r is 100 ⁇ m or less.
  • the average crystal grain size r is an average crystal grain size measured in a cross-section obtained by cutting the non-oriented electrical steel sheet in the plate thickness direction parallel to the rolling direction at the center position in the plate width direction.
  • the average crystal grain size r can be measured by the method described in the examples.
  • the average crystal grain size of the non-oriented electrical steel sheet used for the motor core is the average crystal grain size obtained by performing the same measurement as described above in the cross section of the test piece cut out from a part of the iron core. Value.
  • Area ratio R 2% or more and R> ⁇ 2.4 ⁇ r + 200 If the area ratio R of the total area of crystal grains whose crystal grain size is 1/6 or less of the plate thickness occupies the cross-sectional area of the steel sheet is low, the iron loss increases as the primary current increases under inverter excitation. Therefore, the area ratio R is 2% or more and R> ⁇ 2.4 ⁇ r + 200. From the viewpoint of further reducing iron loss under inverter excitation, it is more preferable that the area ratio R (%) and the average crystal grain size r ( ⁇ m) satisfy the relationship of the following formula (2). More preferably, the relationship of (3) and (4) is satisfied at the same time. ⁇ 2.4 ⁇ r + 280>R> ⁇ 2.4 ⁇ r + 210 (2) ⁇ 2.4 ⁇ r + 260>R> ⁇ 2.4 ⁇ r + 230 (3) 80 ⁇ R ⁇ 40 (4)
  • board thickness of a non-oriented electrical steel plate is not specifically limited, It can be set as arbitrary thickness.
  • eddy current loss can be reduced by setting the plate thickness to 0.35 mm or less.
  • the thickness of the non-oriented electrical steel sheet is 0.35 mm or less.
  • the plate thickness is more preferably 0.30 mm or less.
  • the thickness of the non-oriented electrical steel sheet is preferably 0.05 mm or more, and more preferably 0.15 mm or more.
  • the magnetic characteristics of the non-oriented electrical steel sheet of the present invention are not particularly limited.
  • W inc (%) defined as W sin ) / W sin is preferably 100% or less.
  • W inc is large, even when the material has excellent iron loss under sinusoidal excitation, the loss when used as the iron core of a motor controlled by an inverter increases.
  • the Winc is more preferably 90% or less.
  • W sin and W inv are defined as follows.
  • W sin Iron loss measured by excitation with a sinusoidal alternating current with a maximum magnetic flux density of 1.5 T and a frequency of 50 Hz.
  • W inv Iron loss measured by PWM control using an inverter with excitation at a maximum magnetic flux density of 1.5 T, a basic frequency of 50 Hz, a carrier frequency of 1 kHz, and a modulation factor of 0.4.
  • W sin and W inv are values measured using a test piece having a magnetic path cross-sectional area of 70 mm 2 , a primary winding of 120 turns, and a secondary winding of 100 turns.
  • the modulation rate and the fact that the carrier frequency is increased or decreased iron loss affects the amplitude or frequency of the harmonic components, the measurement of the W inv the modulation rate 0.4 control condition of the inverter, the carrier It is assumed that the frequency is 1 kHz.
  • a method for manufacturing a non-oriented electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention will be described.
  • it can manufacture by giving each process of hot rolling, hot-rolled sheet annealing, cold rolling, and finish annealing with respect to the steel slab which has the said component composition.
  • any steel slab having the above component composition can be used.
  • the steel slab can be produced, for example, from molten steel adjusted to the above component composition by a normal ingot-bundling method or a continuous casting method. Further, a thin cast piece having a thickness of 100 mm or less may be manufactured by a direct casting method. Since C, Al, B, and Se are elements that are easily mixed in the steelmaking process, strict management is required.
  • the obtained slab is hot-rolled to obtain a hot-rolled sheet.
  • the slab can be subjected to hot rolling after being heated, or can be immediately subjected to hot rolling without being heated after casting.
  • Hot rolled sheet annealing After the hot rolling, the obtained hot rolled sheet is subjected to hot rolled sheet annealing.
  • soaking in the hot-rolled sheet annealing is performed in two stages, a first soaking process and a second soaking process.
  • T 1 800 to 1100 ° C. If the soaking temperature T- 1 in the first soaking is less than 800 ° C., the band structure formed during hot rolling remains, and ridging is likely to occur. Therefore, T 1 is set to 800 ° C. or higher. T 1 is preferably 850 ° C. or higher, and more preferably 900 ° C. or higher. On the other hand, if T 1 exceeds 1100 ° C., the annealing cost increases. Therefore, T- 1 is preferably 1100 ° C. or less, and more preferably 1050 ° C. or less.
  • t 1 5 min or less
  • t 1 is set to 5 min or less.
  • t 1 is preferably 2 min or less, more preferably 60 sec or less, further preferably 30 sec or less, and most preferably 20 sec or less.
  • the lower limit of t 1 is not particularly limited, but from the viewpoint of sufficiently obtaining the effect of the first soaking process, it is preferable to set t 1 to 5 seconds or more.
  • T 2 (Second soaking) T 2 : 1150-1200 ° C If the soaking temperature T2 in the second soaking process is 1150 ° C. or higher, the precipitate in the steel can be once dissolved and finely precipitated during cooling. Therefore, T 2 is set to 1150 ° C. or higher. On the other hand, if T 2 is higher than 1200 ° C., annealing cost increases. Therefore, T 2 is set to 1200 ° C. or less.
  • t 2 5 sec or less
  • the lower limit of t 1 is not particularly limited, but from the viewpoint of sufficiently obtaining the effect of the second soaking process, t 2 is preferably 1 sec or more, and more preferably 2 sec or more.
  • the hot-rolled sheet annealing is not particularly limited and can be performed by any method. Specifically, the hot-rolled sheet is heated to a soaking temperature T 1 , held at T 1 for a soaking time t 1 , then the hot-rolled sheet is heated to a soaking temperature T 2 , and the T by holding between soaking time t 2 at 2, it is possible to perform the hot rolled sheet annealing. In addition, since annealing using a batch annealing furnace has low productivity, it is preferable to perform the hot-rolled sheet annealing using a continuous annealing furnace.
  • the cooling rate after the second soaking is not particularly limited because it does not affect the magnetic properties, but for example, cooling can be performed at a cooling rate of 1 to 100 ° C./sec.
  • the annealed hot-rolled sheet is cold-rolled to obtain a cold-rolled steel sheet having a final thickness.
  • the annealed hot rolled sheet is preferably pickled prior to cold rolling.
  • the cold rolling can be performed only once, or can be performed twice or more with intermediate annealing.
  • the intermediate annealing can be performed under arbitrary conditions.
  • the intermediate annealing is preferably performed using a continuous annealing furnace under conditions of a soaking temperature of 800 to 1200 ° C. and a soaking time of 5 minutes or less.
  • the conditions for the cold rolling are not particularly limited, and can be performed under arbitrary conditions. However, from the viewpoint of promoting the formation of the deformation band and developing the ⁇ 001 ⁇ ⁇ 250> texture, it is preferable that the material temperature on the rolling side of at least one pass is 100 to 300 ° C. If the material temperature on the rolling exit side is 100 ° C. or higher, the development of the ⁇ 111 ⁇ orientation can be suppressed. Further, if the rolling material temperature is set to 300 ° C. or less, the randomization of the texture can be suppressed. In addition, the said rolling delivery side material temperature can be measured with a radiation thermometer and a contact-type thermometer.
  • the rolling reduction in the cold rolling is not particularly limited, and can be an arbitrary value. However, from the viewpoint of improving the magnetic properties, it is preferable that the rolling reduction of the final cold rolling is 80% or more. If the rolling reduction of the final cold rolling is 80% or more, the sharpness of the texture can be increased and the magnetic properties can be further improved. On the other hand, the upper limit of the rolling reduction is not particularly limited, but if it exceeds 98%, the rolling cost is remarkably increased. The rolling reduction is more preferably 85 to 95%.
  • “final cold rolling” refers to one cold rolling when cold rolling is performed only once, and when cold rolling is performed two or more times, It shall refer to the last cold rolling among the cold rolling.
  • the final thickness is not particularly limited, but may be the same as the thickness of the non-oriented electrical steel sheet described above. From the viewpoint of increasing the rolling reduction, the final plate thickness is preferably 0.35 mm or less, and more preferably 0.30 mm or less.
  • finish annealing After the final cold rolling, finish annealing is performed.
  • the soaking temperature in the finish annealing is not particularly limited, and may be adjusted so as to obtain a target crystal grain size.
  • the soaking temperature may be 700 to 1100 ° C., for example.
  • the soaking time in the finish annealing is not particularly limited, and may be performed for an appropriate time so that recrystallization proceeds.
  • the soaking time can be, for example, 5 seconds or more.
  • the soaking time is preferably 120 sec or less.
  • Heating rate 30-300 ° C / sec
  • the heating rate at 400 to 740 ° C. is set to 30 to 300 ° C./sec.
  • the grain size of the crystal grains can be set to an appropriate distribution.
  • the heating rate is less than 30 ° C./sec, the crystal grain size distribution is sharpened, and the number of crystal grains having a size advantageous for iron loss under inverter excitation decreases rapidly.
  • the heating rate is higher than 300 ° C./sec, the effect of leaving a fixed amount of fine crystal grains is saturated, and the plate shape is reduced. In addition, a large amount of power is required, which increases costs.
  • the heating rate is preferably 50 ° C./sec or more.
  • the heating rate is preferably 200 ° C./sec or less.
  • the heating rate means an average heating rate at 400 to 740 ° C. When the soaking temperature is less than 740 ° C., the average heating rate from 400 ° C. to the soaking temperature is regarded as the heating rate.
  • the insulating coating is not particularly limited, and an arbitrary coating such as an inorganic coating, an organic coating, or an inorganic-organic mixed coating can be used according to the purpose.
  • Example 1 Steel having the composition shown in Table 1 was melted in a laboratory and cast to obtain a steel material (slab).
  • the steel materials were sequentially subjected to the following treatments (1) to (5) to produce non-oriented electrical steel sheets.
  • Table 2 shows the processing conditions in each process. For comparison, the second soaking was not performed in some examples. When the second soaking was not performed, the cooling was performed after the first soaking.
  • the final plate thickness in the cold rolling was 0.175, 0.25, or 0.70 mm.
  • heating up to 740 ° C. is performed with an induction heating device so that the heating rate from room temperature to 400 ° C. is 20 ° C./sec, and the heating rate from 400 to 740 ° C. is 20 to 200 ° C./sec.
  • the output was controlled. Heating at 740 ° C. or higher was performed in an electric furnace, and the average heating rate up to the soaking temperature was 10 ° C./sec.
  • Table 2 shows the finish annealing conditions for each non-oriented electrical steel sheet.
  • Average crystal grain size r was measured for each of the obtained non-oriented electrical steel sheets. The measurement was performed on a cross-section obtained by cutting the non-oriented electrical steel sheet in the thickness direction parallel to the rolling direction at the center position in the sheet width direction. After the cut surface was polished and etched, it was observed with an optical microscope, and the grain size of 1000 or more crystal grains was measured by a line segment method to obtain the average crystal grain size r. The obtained values are shown in Table 2.
  • a ring test piece for magnetic property evaluation was produced by the following procedure. First, the non-oriented electrical steel sheet was processed into a ring shape having an outer diameter of 110 mm and an inner diameter of 90 mm by wire cutting. The cut non-oriented electrical steel sheets are laminated so that the lamination thickness is 7.0 mm, and further, a 120-turn primary winding and a 100-turn secondary winding are applied to form a ring test piece (magnetic The road cross-sectional area was 70 mm 2 ).
  • the non-oriented electrical steel sheet satisfying the conditions of the present invention had excellent iron loss under inverter excitation.
  • the non-oriented electrical steel sheet of the comparative example which does not satisfy the conditions of the present invention has an iron loss increase rate W inc exceeding 100%, which is inferior to the iron loss under inverter excitation.
  • Example 2 Steel having the composition shown in Table 3 was melted in a laboratory and cast to obtain a steel material. The steel materials were sequentially subjected to the following treatments (1) to (5) to produce non-oriented electrical steel sheets. (1) Hot rolling to a plate thickness of 1.8 mm, (2) Hot-rolled sheet annealing, (3) pickling, (4) Cold rolling to a final sheet thickness of 0.35 mm, and (5) Finish annealing at a soaking temperature of 900 to 1000 ° C. and a soaking time of 10 s.
  • Example 1 In the finish annealing, heating up to 740 ° C. is performed with an induction heating device, and the heating rate from room temperature to 400 ° C. is 20 ° C./sec, and the heating rate from 400 to 740 ° C. is 30 to 300 ° C./sec. Controlled. Other conditions were the same as in Example 1. With respect to each of the obtained non-oriented electrical steel sheets, the crystal grain size and magnetic properties were evaluated in the same manner as in Example 1. Table 4 shows the finish annealing conditions and evaluation results for each non-oriented electrical steel sheet.
  • the non-oriented electrical steel sheet that satisfies the conditions of the present invention was excellent in iron loss under inverter excitation.
  • the non-oriented electrical steel sheet of the comparative example which does not satisfy the conditions of the present invention has an iron loss increase rate W inc exceeding 100%, which is inferior to the iron loss under inverter excitation.
  • FIG. 4 shows the results for all of the non-oriented electrical steel sheets in which the composition of the steel satisfies the conditions of the present invention among Example 1 and Example 2, with the average crystal grain size r and the vertical axis on the horizontal axis. It is plotted with the area ratio R on the axis.
  • the iron loss under inverter excitation in each invention example and comparative example: W inv was classified based on the evaluation criteria shown in Table 5, and plotted using symbols corresponding to the corresponding classification.
  • a non-oriented electrical steel sheet excellent in iron loss under inverter excitation can be obtained by controlling R and r within an appropriate range.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Electromagnetism (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Power Engineering (AREA)
  • Dispersion Chemistry (AREA)
  • Manufacturing Of Steel Electrode Plates (AREA)
  • Soft Magnetic Materials (AREA)

Abstract

インバータ励磁下においても鉄損に優れ、モータの鉄心として好適に用いることのできる無方向性電磁鋼板を提供する。　特定の成分組成を有し、平均結晶粒径ｒが４０～１２０μｍであり、結晶粒径が板厚の１／６以下である結晶粒の合計面積の、鋼板の断面積に対する面積率Ｒが２％以上であり、かつ、前記平均結晶粒径ｒ（μｍ）および前記面積率Ｒ（％）が下記（１）式の条件を満たす、無方向性電磁鋼板。　Ｒ＞－２．４×ｒ＋２００　…（１）

Description

無方向性電磁鋼板および無方向性電磁鋼板の製造方法
　本発明は、モータの鉄心として使用したときに、インバータのスイッチングによって生じる高調波に起因する鉄損の増加が極めて小さい無方向性電磁鋼板（non-oriented electrical steel sheet）に関するものである。また、本発明は、前記特性を有する無方向性電磁鋼板の製造方法に関するものである。
　電磁鋼板は、モータや変圧器等の鉄心材料として従来から広く用いられている材料である。近年、環境問題やコストダウンの観点から、種々の分野において省エネルギー化がクローズアップされており、電磁鋼板の低鉄損化が強く要求されている。
　モータの分野では従来、正弦波交流によりモータを駆動させていたが、高効率化のため、インバータを用いたＰＷＭ（Pulse Width Modulation）制御によるモータの駆動が普及してきている。しかし、インバータを用いたＰＷＭ制御では、インバータのスイッチングに起因する高調波が重畳するため、鉄心でのエネルギー消費が増加することが分かっている。このことから、モータ用の無方向性電磁鋼板においては、インバータ励磁下での磁気特性を考慮した材料開発が行われている。
　例えば、特許文献１には、無方向性電磁鋼板の板厚を０．３～０．６ｍｍ、表面粗度Ｒａを０．６μｍ以下、固有抵抗を４０～７５μΩ・ｃｍ、結晶粒径を４０～１２０μｍに制御することで、インバータ制御コンプレッサーモータとして用いる際の効率を改善することが開示されている。
　また、特許文献２には、１．５～２０質量％のＣｒと、２．５～１０質量％のＳｉとを含有し、板厚が０．０１～０．５ｍｍである無方向性電磁鋼板が開示されている。特許文献２に開示された技術によれば、Ｃｒを添加することによって、多量のＳｉが存在することによる脆化を防ぎ、高周波励磁での用途に適した無方向性電磁鋼板を製造することができる。
　特許文献３には、所定量のＭｏを含有する無方向性電磁鋼板が、特許文献４には、所定量のＷを含有する無方向性電磁鋼板が、それぞれ開示されている。特許文献３、４に開示された技術によれば、適正な量のＭｏやＷを添加することにより、Ｃｒが存在する場合であっても、Ｃｒ化合物の析出に起因する鉄損の低下を抑制することができる。
特開平１０－０２５５５４号公報 特開２００１－２７９４０３号公報 特開２００２－２９４４１７号公報 特許第４８６０７８３号公報
　しかし、特許文献１に開示された技術には、固有抵抗を高めるためにＳｉ等の元素を多量に添加する結果、鋼板が脆化するという問題があった。また、さらなる低鉄損化のためには板厚を薄くする必要があるが、板厚を薄くすると製造途中での破断やモータ鉄心加工時の割れのリスクが高まるという問題があった。
　また、特許文献２に開示された技術には、Ｓｉによる脆化は抑制できるものの、Ｃｒ化合物が析出することによって鉄損が増加してしまうという問題があった。
　特許文献３、４に記載された技術には、ＭｏやＷを添加することでＣｒ化合物の析出は抑制できるものの、合金コストが高くなってしまうという問題があった。
　さらに、上述した点に加えて、特許文献１～４に開示されているような従来の技術には、インバータを用いたときの高調波による磁気特性劣化が大きく、励磁条件によってはモータの効率が著しく低下するという問題があった。
　本発明は、上記事情に鑑みてなされたものであり、インバータ励磁下においても鉄損に優れ、モータの鉄心として好適に用いることのできる無方向性電磁鋼板を提供することを目的とする。また、本発明は、前記特性を有する無方向性電磁鋼板の製造方法を提供することを目的とする。
　発明者等は、上記課題を解決するために検討を行った結果、無方向性電磁鋼板の結晶粒径を適正に制御することによって、インバータ励磁下での鉄損を低減できるという知見を得た。前記知見を得るために行った実験の一例について以下に説明する。
　質量％で、
　　Ｃ　：０．００１３％、
　　Ｓｉ：３．０％、
　　Ｍｎ：１．４％、
　　Ｓｏｌ．Ａｌ：１．５％、
　　Ｐ　：０．２％、
　　Ｔｉ：０．０００６％、
　　Ｓ　：０．００１％、および
　　Ａｓ：０．０００６％を含有し、
　残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する溶鋼を実験室で溶解し、鋳込んで鋼素材を得た。前記鋼素材に対して、次の（１）～（５）の処理を順次施して、無方向性電磁鋼板を作製した。
（１）板厚２．０ｍｍへの熱間圧延、
（２）次の（２－１）および（２－２）からなる熱延板焼鈍（hot band annealing）
　（２－１）均熱温度：１０００℃、均熱時間：２００ｓｅｃでの第１均熱処理、
　（２－２）均熱温度：１１５０℃、均熱時間：３ｓｅｃでの第２均熱処理、
（３）酸洗、
（４）板厚０．３５ｍｍへの冷間圧延、および
（５）仕上焼鈍（final annealing）。
　前記仕上焼鈍は、６００～１１００℃の様々な温度で行い、それによって種々の平均結晶粒径を有する複数の無方向性電磁鋼板を作製した。また、前記仕上焼鈍の際の加熱は、加熱速度が１０℃／ｓｅｃである条件Ａと２００℃／ｓｅｃである条件Ｂの２条件で行った。以下、条件Ａで得られた無方向性電磁鋼板をグループＡ、条件Ｂで得られた無方向性電磁鋼板をグループＢと呼ぶ。前記仕上焼鈍の際の雰囲気は、Ｈ２：Ｎ２＝２：８、露点－２０℃（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２＝０．００６）とした。
　得られた無方向性電磁鋼板（仕上焼鈍板）のそれぞれを用いて、以下の手順で磁気特性評価用のリング試験片を作製した。まず、前記無方向性電磁鋼板をワイヤーカットにより外径１１０ｍｍ、内径９０ｍｍのリング状に加工した。カットされた前記無方向性電磁鋼板を２０枚積層し、さらに、１２０ターンの１次巻線と１００ターンの２次巻線を施すことでリング試験片とした。
　次いで、前記リング試験片の磁気特性を、正弦波励磁下とインバータ励磁下の２条件で評価した。励磁条件は、最大磁束密度１．５Ｔ、基本周波数５０Ｈｚ、キャリア周波数１ｋＨｚ、変調率０．４とした。
　正弦波励磁下での磁気特性を図１、インバータ励磁下での磁気特性を図２に示す。また、鉄損増加率Ｗｉｎｃと平均結晶粒径の関係を図３に示す。ここで、鉄損増加率とは、インバータ励磁下における鉄損と正弦波励磁下での鉄損との差を、正弦波励磁下における鉄損に対する比率で表したものであり、その定義の詳細については後述する。
　図１～３より分かるように、正弦波励磁下では、グループＡ、Ｂどちらの無方向性電磁鋼板においても、結晶粒径の増加に伴い鉄損が減少した。一方、インバータ励磁下では、正弦波励磁下のときよりも鉄損が大きかった。また、平均結晶粒径が小さい領域では、正弦波励磁下での結果と同様に、結晶粒径の増加に伴い鉄損が減少したが、平均結晶粒径が特定の値以上の領域では、平均結晶粒径の増加と共に鉄損が増加した。そして、グループＢの無方向性電磁鋼板は、正弦波励磁下ではグループＡの無方向性電磁鋼板と同程度の鉄損を有していたが、インバータ励磁下ではグループＡの無方向性電磁鋼板よりも小さい鉄損を示した。
　また、グループＢの無方向性電磁鋼板の平均結晶粒径は、同じ焼鈍温度で得られたグループＡの無方向性電磁鋼板よりも小さい傾向を示した。さらに結晶粒径の分布を調べたところ、グループＢの無方向性電磁鋼板には粗大な結晶粒と微細粒が混在しており、例えば、平均結晶粒径が１００μｍ程度である場合でも、粒径が６０μｍ以下である結晶粒が多く存在することが分かった。
　グループＢの無方向性電磁鋼板のインバータ励磁下における鉄損が、グループＡの無方向性電磁鋼板よりも低くなる詳細なメカニズムは、現時点では明らかではない。しかし、結晶粒径の分布とインバータ励磁下での鉄損との関係をさらに調査した結果、結晶粒径が板厚の１／６以下となる微細粒が多く存在すると、インバータ励磁下での１次電流の最大値が小さくなり、鉄損が改善することが分かった。このことから、結晶粒径を適正な範囲に制御することでインバータ励磁下での鉄損を低減することが可能であるという考えに至った。
　本発明は、上記知見に基づくものであり、その要旨構成は、次のとおりである。
１．質量％で、
　　Ｃ　：０．００５％以下、
　　Ｓｉ：４．５％以下、
　　Ｍｎ：０．０２～２．０％、
　　Ｓｏｌ．Ａｌ：２．０％以下、
　　Ｐ　：０．２％以下、
　　Ｔｉ：０．００７％以下、
　　Ｓ　：０．００５％以下、ならびに
　　ＡｓおよびＰｂから選択される１種または２種：合計で０．０００５～０．００５％、を含有し、
　　残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
　平均結晶粒径ｒが４０～１２０μｍであり、
　結晶粒径が板厚の１／６以下である結晶粒の合計面積の、鋼板の断面積に対する面積率Ｒが２％以上であり、かつ、前記平均結晶粒径ｒ（μｍ）および前記面積率Ｒ（％）が下記（１）式の条件を満たす、無方向性電磁鋼板。
　　　　　　　　　　　　　　　　　記
　　　　　　　　　Ｒ＞－２．４×ｒ＋２００　…（１）
２．前記成分組成が、質量％で、
　　Ｓｎ：０．０１～０．２％およびＳｂ：０．０１～０．２％から選択される１種または２種をさらに含む、上記１に記載の無方向性電磁鋼板。
３．前記成分組成が、質量％で、
　　ＲＥＭ：０．０００５～０．００５％、
　　Ｍｇ：０．０００５～０．００５％、および
　　Ｃａ：０．０００５～０．００５％から選択される１種または２種以上をさらに含む、上記１または２に記載の無方向性電磁鋼板。
４．板厚が０．３５ｍｍ以下である、上記１～３のいずれか一項に記載の無方向性電磁鋼板。
５．磁路断面積７０ｍｍ２のリング試験片に１次巻き数１２０ターン、２次巻き数１００ターンの巻線を施したリング試験片で、インバータを用いたＰＷＭ制御により最大磁束密度１．５Ｔ、基本周波数５０Ｈｚ、キャリア周波数１ｋＨｚ、変調率０．４の励磁を行い測定した鉄損Ｗｉｎｖと最大磁束密度１．５Ｔ、周波数５０Ｈｚの正弦波交流により励磁を行い測定した鉄損Ｗｓｉｎとから計算される鉄損増加率Ｗｉｎｃ（％）＝１００（Ｗｉｎｖ－Ｗｓｉｎ）／Ｗｓｉｎが１００％以下である、上記１～４のいずれか一項に記載の無方向性電磁鋼板。
６．質量％で、
　　Ｃ　：０．００５％以下、
　　Ｓｉ：４．５％以下、
　　Ｍｎ：０．０２～２．０％、
　　Ｓｏｌ．Ａｌ：２．０％以下、
　　Ｐ　：０．２％以下、
　　Ｔｉ：０．００７％以下、
　　Ｓ　：０．００５％以下、ならびに
　　ＡｓおよびＰｂから選択される１種または２種の合計：０．０００５～０．００５％、を含有し、
　　残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼スラブを用意し、
　前記鋼スラブを熱間圧延して熱延板とし、
　前記熱延板に、均熱温度８００～１１００℃、均熱時間５ｍｉｎ以下の条件で行う第１均熱処理と、均熱温度１１５０～１２００℃、均熱時間５ｓｅｃ以下の条件で行う第２均熱処理からなる熱延板焼鈍を施し、
　前記熱延板焼鈍された熱延板を、１回または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延によって最終板厚を有する鋼板とし、
　前記冷間圧延後の鋼板に対して仕上焼鈍を施すことを含み、
　前記仕上焼鈍での、４００～７４０℃における加熱速度が３０～３００℃／ｓｅｃである、無方向性電磁鋼板の製造方法。
７．前記成分組成が、質量％で、
　　Ｓｎ：０．０１～０．２％およびＳｂ：０．０１～０．２％から選択される１種または２種をさらに含む、上記６に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
８．前記成分組成が、質量％で、
　　ＲＥＭ：０．０００５～０．００５％、
　　Ｍｇ：０．０００５～０．００５％、および
　　Ｃａ：０．０００５～０．００５％から選択される１種または２種以上をさらに含む、上記６または７に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
　本発明によれば、インバータ励磁下においても鉄損に優れ、モータの鉄心として好適に用いることのできる無方向性電磁鋼板を得ることができる。
正弦波励磁下における鉄損と平均結晶粒径の関係を示す図である。 インバータ励磁下における鉄損と平均結晶粒径の関係を示す図である。 鉄損増加率Ｗｉｎｃと平均結晶粒径の関係を示す図である。 インバータ励磁下において鉄損が良好となる、面積率Ｒと平均結晶粒径ｒの範囲を示す図である。
［成分組成］
　本発明においては、無方向性電磁鋼板、およびその製造に用いられる鋼スラブが、上記成分組成を有することが重要である。そこでまず、成分組成の限定理由を説明する。なお、成分に関する「％」表示は、特に断らない限り「質量％」を意味するものとする。
Ｃ：０．００５％以下
　Ｃ含有量が０．００５％を超えると、磁気時効によって鉄損が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．００５％以下とする。Ｃ含有量は０．００２０％以下とすることがより好ましく、０．００１５％以下とすることがより好ましい。一方、Ｃ含有量の下限は特に限定されないが、過度の低減は精錬コストの増大を招くため０．０００５％以上とすることが好ましい。
Ｓｉ：４．５％以下
　Ｓｉは、鋼の電気抵抗率を増加させ、鉄損を低減する効果を有する元素である。インバータ励磁下では、渦電流損（eddy current loss）の比率が正弦波励磁下のときよりも大きくなるため、正弦波励磁下で使用する材料よりも電気抵抗率を高くすることが有効と考えられる。しかし、Ｓｉ含有量が４．５％を超えると、板が脆くなり冷間圧延の際に破断しやすくなる。そのため、Ｓｉ含有量は４．５％以下とする。なお、Ｓｉ含有量は４．０％以下とすることが好ましく、３．７％以下とすることがより好ましい。一方、Ｓｉ含有量の下限については特に限定されないが、Ｓｉの添加効果を高めるという観点からは、Ｓｉ含有量を２．５％以上とすることが好ましく、３．０％以上とすることがより好ましい。
Ｍｎ：０．０２～２．０％
　Ｍｎは、Ｓと結合することによって鋼の熱間脆性を低減する効果を有する元素である。
また、Ｍｎ含有量を増加することにより、ＭｎＳ等の析出物を粗大化し、粒成長性を改善することができる。さらに、Ｍｎは、電気抵抗率を増加させて鉄損を低減する効果も有している。前記効果を得るために、Ｍｎ含有量を０．０２％以上とする。Ｍｎ含有量は０．０５％以上とすることが好ましく、０．１０％以上とすることがより好ましく、０．３０％以上とすることがさらに好ましい。一方、２．０％を超えてＭｎを添加してもそれ以上効果の上昇が見込めないことに加えて、コストアップの要因となるため、Ｍｎ含有量は２．０％以下とする。Ｍｎ含有量は１．８％以下とすることが好ましく、１．６％以下とすることがより好ましく、１．４％以下とすることがさらに好ましい。
Ｓｏｌ．Ａｌ：２．０％以下
　Ａｌは、ＡｌＮとして析出することにより、付近の粒成長を抑制し、微細な結晶粒を残す効果を有する元素である。さらにＡｌは、電気抵抗率を増加させて鉄損を低減する効果も有している。しかし、２．０％を超えて添加してもそれ以上効果の上昇が見込めない。したがって、Ａｌ含有量は２．０％以下とする。なお、Ａｌ含有量は１．５％以下とすることが好ましく、１．２％以下とすることがより好ましい。一方、Ａｌ含有量の下限は特に限定されないが、電気抵抗率を増加させるという観点からは０．００１０％以上とすることが好ましく、０．０１％以上とすることがより好ましく、０．１０％以上とすることがさらに好ましい。
Ｐ：０．２％以下
　Ｐは、熱延板焼鈍の際に粒界偏析し、仕上焼鈍板の集合組織を改善する効果を有する元素である。しかし、０．２％を超えて添加してもそれ以上効果の上昇が見込めないことに加えて、板が脆くなり冷間圧延の際に破断しやすくなる。そのため、Ｐ含有量を０．２％以下とする。なお、Ｐ含有量は０．１％以下とすることが好ましく、０．０１０％以下とすることがより好ましい。一方、Ｐ含有量の下限は特に限定されないが、Ｐの添加効果を高めるという観点からは、Ｐ含有量を０．００１％以上とすることが好ましく、０．００４％以上とすることがより好ましい。
Ｔｉ：０．００７％以下
　Ｔｉは、回復・再結晶を遅延させ、｛１１１｝方位粒を増加させる作用を有しており、磁束密度を低下させる有害元素である。Ｔｉ含有量が０．００７％を超えると悪影響が顕著になるため、Ｔｉ含有量は０．００７％以下とする。Ｔｉ含有量は０．００５％以下とすることが好ましい。一方、Ｔｉ含有量の下限は特に限定されないが、過度の低減は原料コストの増大を招くため０．０００１％以上とすることが好ましく、０．０００３％以上とすることがより好ましく、０．０００５％以上とすることがさらに好ましい。
Ｓ：０．００５％以下
　Ｓ含有量が０．００５％を超えると、ＭｎＳ等の析出物が増加し、粒成長性が低下する。そのため、Ｓ含有量は０．００５％以下とする。なお、Ｓ含有量は０．００３％以下とすることが好ましい。一方、Ｓ含有量の下限は特に限定されないが、０．０００１％未満とすることは過度の製造コスト上昇を招くため、Ｓ含有量は０．０００１％以上とすることが好ましく、０．０００５％以上とすることがより好ましく、０．００１０％以上とすることがさらに好ましい。
ＡｓおよびＰｂから選択される１種または２種：合計０．０００５～０．００５％
　ＡｓおよびＰｂの少なくとも一方を、合計含有量で０．０００５％以上添加することにより、析出したＡｓおよびＰｂまたはそれらの化合物を核としてＡｌＮなどの析出物を成長させ、結晶粒径分布を適切に制御することが可能となる。そのため、ＡｓおよびＰｂの合計含有量を０．０００５％以上とする。ＡｓおよびＰｂの合計含有量は０．００１０％以上とすることが好ましい。一方、ＡｓおよびＰｂの合計含有量が０．００５％を超えると効果が飽和し、また、板が脆くなり冷間圧延で破断しやすくなる。そのため、ＡｓおよびＰｂの合計含有量は０．００５％以下とする。ＡｓおよびＰｂの合計含有量は０．００３％以下とすることが好ましく、０．００２％以下とすることがより好ましい。
　本発明の一実施形態における無方向性電磁鋼板および鋼スラブの成分組成は、以上の成分に加え、残部のＦｅおよび不可避的不純物とからなる。
　また、他の実施形態においては、上記成分組成が、Ｓｎ：０．０１～０．２％およびＳｂ：０．０１～０．２％から選択される１種もしくは２種をさらに含むことができる。
Ｓｎ：０．０１～０．２％
Ｓｂ：０．０１～０．２％
　ＳｎおよびＳｂは、再結晶集合組織の｛１１１｝結晶粒を低減して、磁束密度を向上させる効果を有する元素である。ＳｎおよびＳｂを添加する場合、前記効果を得るために、ＳｎおよびＳｂの含有量を、それぞれ０．０１％以上とする。ＳｎおよびＳｂの含有量は、それぞれ０．０２％以上とすることが好ましい。一方、過剰に添加しても効果が飽和するため、ＳｎおよびＳｂを添加する場合、ＳｎおよびＳｂの含有量をそれぞれ０．２％以下とする。ＳｎおよびＳｂの含有量は、それぞれ０．１％以下とすることが好ましい。
　また、他の実施形態においては、上記成分組成が、ＲＥＭ：０．０００５～０．００５％、Ｍｇ：０．０００５～０．００５％、およびＣａ：０．０００５～０．００５％から選択される１種もしくは２種以上をさらに含むことができる。
ＲＥＭ：０．０００５～０．００５％
Ｍｇ：０．０００５～０．００５％
Ｃａ：０．０００５～０．００５％
　ＲＥＭ（希土類金属）、Ｍｇ、およびＣａは、硫化物を粗大化させて、粒成長性を改善する効果を有する元素である。ＲＥＭ、Ｍｇ、およびＣａを添加する場合、前記効果を得るために、ＲＥＭ、Ｍｇ、およびＣａの含有量を、それぞれ０．０００５％以上とする。ＲＥＭ、Ｍｇ、およびＣａの含有量は、それぞれ０．００１０％以上とすることが好ましい。一方、過剰に添加するとかえって粒成長性が悪くなるため、ＲＥＭ、Ｍｇ、およびＣａを添加する場合、ＲＥＭ、Ｍｇ、およびＣａの含有量を、それぞれ０．００５％以下とする。ＲＥＭ、Ｍｇ、およびＣａの含有量は、それぞれ０．００３％以下とすることが好ましい。
［結晶粒径］
　さらに、本発明においては、平均結晶粒径ｒを４０μｍ以上、１２０μｍ以下、結晶粒径が板厚の１／６以下である結晶粒の面積率Ｒ（以下、単に「面積率Ｒ」という場合がある）を２％以上とするとともに、前記平均結晶粒径ｒ（μｍ）および前記面積率Ｒ（％）が下記（１）式の条件を満たすことが重要である。これにより、インバータを用いたＰＷＭ制御下で励磁された場合における鉄損を低減することができる。以下、その限定理由について説明する。
　　　　　　　　　Ｒ＞－２．４×ｒ＋２００　…（１）
・平均結晶粒径ｒ：４０～１２０μｍ
　図１、２に示したように、平均結晶粒径を４０～１２０μｍとすることにより、正弦波励磁下とインバータ励磁下のいずれにおいても鉄損を低減することができる。さらに鉄損を低減するためには、平均結晶粒径ｒを６０μｍ以上とすることが好ましい。また、さらに鉄損を低減するためには、平均結晶粒径ｒを１００μｍ以下とすることが好ましい。なお、ここで平均結晶粒径ｒは、板幅方向中心位置で、圧延方向と平行に板厚方向に無方向性電磁鋼板を切断した断面において測定される平均結晶粒径とする。前記平均結晶粒径ｒは実施例に記載した方法で測定することができる。なお、モータ鉄心に使用されている無方向性電磁鋼板の平均結晶粒径は、該鉄心の一部より切り出した試験片の断面において、上記と同様の測定を行って得られる平均結晶粒径の値とする。
・面積率Ｒ：２％以上、かつＲ＞－２．４×ｒ＋２００
　結晶粒径が板厚の１／６以下である結晶粒の合計面積が鋼板の断面積に占める面積率Ｒが低いと、インバータ励磁下での一次電流の増大にともなって鉄損が増大する。そのため、前記面積率Ｒを、２％以上、かつＲ＞－２．４×ｒ＋２００とする。なお、インバータ励磁下における鉄損を一層低減するという観点からは、前記面積率Ｒ（％）および平均結晶粒径ｒ（μｍ）が、下記（２）式の関係を満たすことがより好ましく、下記（３）および（４）の関係を同時に満たすことがさらに好ましい。
　　　　－２．４×ｒ＋２８０＞Ｒ＞－２．４×ｒ＋２１０　…（２）
　　　　－２．４×ｒ＋２６０＞Ｒ＞－２．４×ｒ＋２３０　…（３）
　　　　　　　　　　　　８０≧Ｒ≧４０　…（４）
［板厚］
板厚：０．３５ｍｍ以下
　本発明においては、無方向性電磁鋼板の板厚は特に限定されず、任意の厚さとすることができる。しかし、板厚を０．３５ｍｍ以下とすることで、渦電流損を低減することができる。インバータ励磁下では特に、高調波の影響で渦電流損の比率が大きくなるため、鋼板を薄くすることによる鉄損低減効果が高くなる。そのため、無方向性電磁鋼板の板厚を０．３５ｍｍ以下とすることが好ましい。なお、前記板厚は０．３０ｍｍ以下とすることがより好ましい。一方、板厚が過度に薄いと、履歴損（hysteresis loss）の増加量が渦電流損の低減量よりも大きくなり、かえって鉄損が増加する。そのため、無方向性電磁鋼板の板厚は０．０５ｍｍ以上とすることが好ましく、０．１５ｍｍ以上とすることがより好ましい。
［磁気特性］
　上記のように成分組成および結晶粒径を制御することにより、インバータ励磁下における磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板を得ることができる。本発明の無方向性電磁鋼板の磁気特性は特に限定されるものではないが、正弦波励磁下における鉄損をＷｓｉｎ、インバータ励磁下における鉄損をＷｉｎｖとしたとき、１００（Ｗｉｎｖ－Ｗｓｉｎ）／Ｗｓｉｎとして定義される鉄損増加率Ｗｉｎｃ（％）が１００％以下であることが好ましい。Ｗｉｎｃが大きいと、正弦波励磁下で優れた鉄損となる材料であっても、インバータにより制御されたモータの鉄心として用いたときの損失が大きくなってしまう。前記Ｗｉｎｃは、９０％以下であることがより好ましい。
　なお、ここで前記ＷｓｉｎおよびＷｉｎｖは、それぞれ次の通りの定義とする。
・Ｗｓｉｎ：最大磁束密度１．５Ｔ、周波数５０Ｈｚの正弦波交流により励磁を行い測定した鉄損。
・Ｗｉｎｖ：インバータを用いたＰＷＭ制御により最大磁束密度１．５Ｔ、基本周波数５０Ｈｚ、キャリア周波数１ｋＨｚ、変調率０．４の励磁を行い測定した鉄損。
　また、インバータ励磁下での磁気特性は、正弦波励磁下での磁気特性と異なり、測定に用いる試験片の磁路断面積と巻き線のターン数に大きく影響される。そのため、上記ＷｓｉｎおよびＷｉｎｖは、磁路断面積は７０ｍｍ２、１次巻線を１２０ターン、２次巻線を１００ターンとした試験片を用いて測定される値とする。また、インバータによるＰＷＭ制御では、変調率とキャリア周波数が高調波成分の振幅や周波数に影響し鉄損が増減することから、Ｗｉｎｖの測定は、インバータの制御条件を変調率０．４、キャリア周波数１ｋＨｚとして行うものとする。
　次に、本発明の一実施形態における無方向性電磁鋼板の製造方法について説明する。本発明においては、上記成分組成を有する鋼スラブに対し、熱間圧延、熱延板焼鈍、冷間圧延、および仕上焼鈍の各処理を施すことによって製造することができる。
［鋼スラブ］
　熱間圧延に供される鋼スラブとしては、上記成分組成を有するものであれば任意のものを用いることができる。前記鋼スラブは、例えば、上記成分組成に調整された溶鋼から、通常の造塊－分塊法や連続鋳造法によって製造することができる。また、１００ｍｍ以下の厚さの薄鋳片を直接鋳造法で製造してもよい。Ｃ、Ａｌ、Ｂ、およびＳｅは製鋼プロセスで混入しやすい元素なので、厳格な管理が必要である。
［熱間圧延］
　次いで、得られたスラブを熱間圧延して熱延板を得る。前記スラブは、加熱した後に熱間圧延に供することもできるし、鋳造後、加熱せずに直ちに熱間圧延に供することもできる。
［熱延板焼鈍］
　上記熱間圧延の後、得られた熱延板に熱延板焼鈍を施す。本発明においては、前記熱延板焼鈍における均熱（soaking）が、第１均熱処理と第２均熱処理の２段階で行われる。以下、第１均熱処理と第２均熱処理の条件の限定理由を説明する。
（第１均熱処理）
Ｔ１：８００～１１００℃
　前記第１均熱処理における均熱温度Ｔ-１が８００℃未満であると、熱間圧延時に形成されたバンド組織が残留するため、リジングが発生しやすい。そのため、Ｔ１は８００℃以上とする。Ｔ１は８５０℃以上とすることが好ましく、９００℃以上とすることがより好ましい。一方、Ｔ１が１１００℃を超えると焼鈍コストが高くなる。そのため、Ｔ-１は１１００℃以下とすることが好ましく、１０５０℃以下とすることがより好ましい。
ｔ１：５ｍｉｎ以下
　第１均熱処理における均熱時間ｔ１が過度に長いと生産性が低下するため、ｔ１は５ｍｉｎ以下とする。ｔ１は２ｍｉｎ以下とすることが好ましく、６０ｓｅｃ以下とすることがより好ましく、３０ｓｅｃ以下とすることがさらに好ましく、２０ｓｅｃ以下とすることが最も好ましい。一方、ｔ１の下限は特に限定されないが、第１均熱処理の効果を十分に得るという観点からは、ｔ１を５ｓｅｃ以上とすることが好ましい。
（第２均熱処理）
Ｔ２：１１５０～１２００℃
　第２均熱処理における均熱温度Ｔ２が１１５０℃以上であれば、鋼中の析出物を一旦固溶させて、冷却時に微細析出させることができる。そのため、Ｔ２は１１５０℃以上とする。一方、Ｔ２が１２００℃を超えると、焼鈍コストが高くなる。そのため、Ｔ２は１２００℃以下とする。
ｔ２：５ｓｅｃ以下
　微細析出物を不均一に分布させるためには、第２均熱処理における均熱時間ｔ２を短くする必要がある。そのため、ｔ２を５ｓｅｃ以下とする。一方、一方、ｔ１の下限は特に限定されないが、第２均熱処理の効果を十分に得るという観点からは、ｔ２を１ｓｅｃ以上とすることが好ましく、２ｓｅｃ以上とすることがより好ましい。このように第２均熱処理を行うことで、ＡｓやＰｂの微量添加と相まって、微細析出物の分布がより不均一となり、その結果、仕上焼鈍後の結晶粒径を不均一なものとする効果がある。
　前記熱延板焼鈍は、特に限定されず任意の方法で行うことができる。具体的には、熱延板を均熱温度Ｔ１まで加熱し、前記Ｔ１で均熱時間ｔ１の間保持し、次いで、該熱延板を均熱温度Ｔ２まで加熱し、前記Ｔ２で均熱時間ｔ２の間保持することにより、前記熱延板焼鈍を行うことができる。なお、バッチ焼鈍炉を用いた焼鈍は生産性が低いため、連続焼鈍炉を用いて前記熱延板焼鈍を行うことが好ましい。第２均熱処理後の冷却速度は磁気特性に影響を及ぼさないため特に限定されないが、例えば、１～１００℃／ｓｅｃの冷却速度で冷却することができる。
［冷間圧延］
　次に、焼鈍された熱延板を冷間圧延して、最終板厚の冷延鋼板を得る。前記焼鈍された熱延板は、冷間圧延に先立って酸洗しておくことが好ましい。また、前記冷間圧延は、１回のみ行うこともできるし、中間焼鈍を挟んで２回以上行うこともできる。前記中間焼鈍は、任意の条件で行うことができるが、例えば、連続焼鈍炉を用いて、均熱温度８００～１２００℃、均熱時間５ｍｉｎ以下の条件で行うことが好ましい。
　前記冷間圧延の条件は特に限定されず、任意の条件で行うことができる。しかし、変形帯の形成を促進し、｛００１｝＜２５０＞集合組織を発達させるという観点からは、少なくとも１パスの圧延出側材料温度を１００～３００℃とすることが好ましい。圧延出側材料温度を１００℃以上とすれば、｛１１１｝方位の発達を抑制できる。また、圧延出側材料温度を３００℃以下とすれば、集合組織のランダム化を抑制できる。なお、前記圧延出側材料温度は、放射温度計や接触式温度計で測定することができる。
　また、前記冷間圧延における圧下率は特に限定されず、任意の値とすることができる。しかし、磁気特性向上の観点からは、最終冷間圧延の圧下率を８０％以上とすることが好ましい。最終冷間圧延の圧下率が８０％以上であれば、集合組織の先鋭性を高め、磁気特性をさらに改善することができる。一方、圧下率の上限は特に限定されないが、９８％を超えると圧延コストが顕著に増加するので、９８％以下とすることが好ましい。なお、圧下率は８５～９５％とすることがより好ましい。なお、ここで「最終冷間圧延」とは、冷間圧延が１回のみ行われる場合には当該１回の冷間圧延を指し、冷間圧延が２回以上行われる場合には、それらの冷間圧延のうち最後の冷間圧延を指すものとする。
　前記最終板厚は特に限定されないが、上述した無方向性電磁鋼板の板厚と同じとすればよい。なお、圧下率を高くするという観点からは、最終板厚を０．３５ｍｍ以下とすることが好ましく、０．３０ｍｍ以下とすることがより好ましい。
［仕上焼鈍］
　最終冷間圧延の後、仕上焼鈍を行う。前記仕上焼鈍における均熱温度は特に限定されず、目的の結晶粒径となるように調節すれば良い。前記均熱温度は、例えば、７００～１１００℃とすることができる。また、前記仕上焼鈍における均熱時間は、特に限定されず、再結晶が進行するように適宜の時間行えばよい。前記均熱時間は、例えば、５ｓｅｃ以上とすることができる。一方、均熱時間が過度に長いと効果が飽和するとともに生産性が低下するため、均熱時間は１２０ｓｅｃ以下とすることが好ましい。
加熱速度：３０～３００℃／ｓｅｃ
　前記仕上焼鈍においては、４００～７４０℃における加熱速度を３０～３００℃／ｓｅｃとする。前記加熱速度を３０～３００℃／ｓｅｃとすることにより、結晶粒の粒径を適正な分布にすることができる。前記加熱速度が３０℃／ｓｅｃ未満であると、結晶粒径の分布が先鋭化し、インバータ励磁下での鉄損に有利な大きさの結晶粒の数が急激に減少する。一方、前記加熱速度が３００℃／ｓｅｃより大きいと、微細な結晶粒を一定量残す効果が飽和することに加え、板形状にしぼりが発生する。また、膨大な電力が必要となるためコスト増となる。前記加熱速度は５０℃／ｓｅｃ以上とすることが好ましい。また、前記加熱速度は２００℃／ｓｅｃ以下とすることが好ましい。なお、前記加熱速度は４００～７４０℃における平均加熱速度を意味する。また、均熱温度が７４０℃未満の場合、４００℃～均熱温度までの平均加熱速度を前記加熱速度とみなす。
　前記仕上焼鈍後、必要に応じて絶縁コーティングを施し、製品板とする。前記絶縁コーティングとしては、特に限定されず、無機コーティング、有機コーティング、無機－有機混合コーティングなど、任意のものを目的に応じて用いることができる。
（実施例１）
　表１に示す成分組成を有する鋼を実験室で溶解し、鋳込んで鋼素材（スラブ）を得た。前記鋼素材に対して、次の（１）～（５）の処理を順次施して、無方向性電磁鋼板を作製した。
（１）板厚２．０ｍｍへの熱間圧延、
（２）熱延板焼鈍、
（３）酸洗、
（４）冷間圧延、および
（５）均熱温度：８５０～１１００℃、均熱時間：１０ｓでの仕上焼鈍。
　前記（２）熱延板焼鈍においては、次の（２－１）および（２－２）からなる２段階の均熱処理を行った。
（２－１）均熱温度：Ｔ１（℃）、均熱時間：ｔ１（ｓｅｃ）での第１均熱処理、
（２－２）均熱温度：Ｔ２（℃）、均熱時間：ｔ２（ｓｅｃ）での第２均熱処理。
　各工程における処理条件を表２に示す。なお、比較のため、いくつかの例においては第２均熱処理を行わなかった。第２均熱処理を行わない場合には、第１均熱処理を行った後、冷却した。
　前記冷間圧延における最終板厚は、０．１７５、０．２５、または０．７０ｍｍとした。また、前記仕上焼鈍においては、７４０℃までの加熱を誘導加熱装置で行い、室温～４００℃における加熱速度が２０℃／ｓｅｃ、４００～７４０℃の加熱速度が２０～２００℃／ｓｅｃとなるように出力を制御した。７４０℃以上の加熱は電気炉で行い、均熱温度までの平均加熱速度は１０℃／ｓｅｃとした。各無方向性電磁鋼板の仕上焼鈍条件を表２に示す。なお、仕上焼鈍の雰囲気はＨ２：Ｎ２＝２：８、露点－２０℃（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２＝０．００６）とした。
　上記のようにして得た無方向性電磁鋼板（仕上焼鈍板）のそれぞれについて、以下の方法で結晶粒径と磁気特性を評価した。
［平均結晶粒径ｒ］
　得られた無方向性電磁鋼板のそれぞれについて、平均結晶粒径ｒを測定した。前記測定は、板幅方向中心位置で、圧延方向と平行に板厚方向に無方向性電磁鋼板を切断した断面において行った。切断面を研磨、エッチングした後、光学顕微鏡で観察し、線分法によって１０００個以上の結晶粒の粒径を計測し、平均結晶粒径ｒを求めた。得られた値を表２に示した。
［面積率Ｒ］
　上記平均結晶粒径ｒの測定と同様の方法で鋼板の断面観察を行い、結晶粒径が板厚の１／６以下である結晶粒の合計面積の、鋼板の断面積に対する面積率Ｒを求めた。得られた値を表２に示した。
［磁気特性］
　得られた無方向性電磁鋼板のそれぞれを用いて、以下の手順で磁気特性評価用のリング試験片を作製した。まず、前記無方向性電磁鋼板をワイヤーカットにより外径１１０ｍｍ、内径９０ｍｍのリング状に加工した。カットされた前記無方向性電磁鋼板を、積層厚みが７．０ｍｍとなるように積層し、さらに、１２０ターンの１次巻線と１００ターンの２次巻線を施すことでリング試験片（磁路断面積７０ｍｍ２）とした。
　次いで、前記リング試験片の磁気特性を、正弦波励磁下とインバータ励磁下の２条件で評価した。上記測定により得た以下の値を表２に示した。
・Ｗｓｉｎ：最大磁束密度１．５Ｔ、周波数５０Ｈｚの正弦波交流により励磁を行い測定した鉄損
・Ｗｉｎｖ：インバータを用いたＰＷＭ制御により最大磁束密度１．５Ｔ、基本周波数５０Ｈｚ、キャリア周波数１ｋＨｚ、変調率０．４の励磁を行い測定した鉄損
・鉄損増加率Ｗｉｎｃ（％）＝１００（Ｗｉｎｖ－Ｗｓｉｎ）／Ｗｓｉｎ
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表２に示した結果から分かるように、本発明の条件を満たす無方向性電磁鋼板は、インバータ励磁下における鉄損が優れていた。これに対して、本発明の条件を満たさない比較例の無方向性電磁鋼板は、鉄損増加率Ｗｉｎｃが１００％を超えており、インバータ励磁下における鉄損に劣っていた。
（実施例２）
　表３に示す成分組成を有する鋼を実験室で溶解し、鋳込んで鋼素材を得た。前記鋼素材に対して、次の（１）～（５）の処理を順次施して、無方向性電磁鋼板を作製した。
（１）板厚１．８ｍｍへの熱間圧延、
（２）熱延板焼鈍、
（３）酸洗、
（４）最終板厚０．３５ｍｍへの冷間圧延、および
（５）均熱温度：９００～１０００℃、均熱時間：１０ｓでの仕上焼鈍。
　前記（２）熱延板焼鈍においては、次の（２－１）および（２－２）からなる２段階の均熱処理を行った：
（２－１）均熱温度：１０００℃、均熱時間：１０ｓでの第１均熱処理、
（２－２）均熱温度：１１５０℃、均熱時間：３ｓでの第２均熱処理。
　前記仕上焼鈍においては、７４０℃までの加熱を誘導加熱装置で行い、室温～４００℃における加熱速度が２０℃／ｓｅｃ、４００～７４０℃の加熱速度が３０～３００℃／ｓｅｃとなるように出力を制御した。その他の条件は実施例１と同様とした。得られた無方向性電磁鋼板のそれぞれについて、実施例１と同様の方法で結晶粒径と磁気特性を評価した。各無方向性電磁鋼板の仕上焼鈍条件および評価結果を表４に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　表４に示した結果から分かるように、本発明の条件を満たす無方向性電磁鋼板は、インバータ励磁下における鉄損が優れていた。これに対して、本発明の条件を満たさない比較例の無方向性電磁鋼板は、鉄損増加率Ｗｉｎｃが１００％を超えており、インバータ励磁下における鉄損に劣っていた。
　図４は、上記実施例１および実施例２のうち、鋼の成分組成が本願発明の条件を満たしているすべての無方向性電磁鋼板での結果を、横軸に平均結晶粒径ｒ、縦軸に面積率Ｒをとってプロットしたものである。なお、図４では、各発明例および比較例におけるインバータ励磁下での鉄損：Ｗｉｎｖを表５に示す評価基準に基づいて分類し、該当する分類に対応する記号を用いてプロットした。この図からも分かるように、Ｒとｒを適正な範囲に制御することにより、インバータ励磁下における鉄損に優れた無方向性電磁鋼板を得ることができる。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005

Claims (8)

  1. 　質量％で、
    　　Ｃ　：０．００５％以下、
    　　Ｓｉ：４．５％以下、
    　　Ｍｎ：０．０２～２．０％、
    　　Ｓｏｌ．Ａｌ：２．０％以下、
    　　Ｐ　：０．２％以下、
    　　Ｔｉ：０．００７％以下、
    　　Ｓ　：０．００５％以下、ならびに
    　　ＡｓおよびＰｂから選択される１種または２種の合計：０．０００５～０．００５％、を含有し、
    　　残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
    　平均結晶粒径ｒが４０～１２０μｍであり、
    　結晶粒径が板厚の１／６以下である結晶粒の合計面積の、鋼板の断面積に対する面積率Ｒが２％以上であり、かつ、前記平均結晶粒径ｒ（μｍ）および前記面積率Ｒ（％）が下記（１）式の条件を満たす、無方向性電磁鋼板。
    　　　　　　　　　　　　　　　　　記
    　　　　　　　　　Ｒ＞－２．４×ｒ＋２００　…（１）
  2. 　前記成分組成が、質量％で、
    　　Ｓｎ：０．０１～０．２％およびＳｂ：０．０１～０．２％から選択される１種または２種をさらに含む、請求項１に記載の無方向性電磁鋼板。
  3. 　前記成分組成が、質量％で、
    　　ＲＥＭ：０．０００５～０．００５％、
    　　Ｍｇ：０．０００５～０．００５％、および
    　　Ｃａ：０．０００５～０．００５％から選択される１種または２種以上をさらに含む、請求項１または２に記載の無方向性電磁鋼板。
  4. 　板厚が０．３５ｍｍ以下である、請求項１～３のいずれか一項に記載の無方向性電磁鋼板。
  5. 　磁路断面積７０ｍｍ２のリング試験片に１次巻き数１２０ターン、２次巻き数１００ターンの巻線を施したリング試験片で、インバータを用いたＰＷＭ制御により最大磁束密度１．５Ｔ、基本周波数５０Ｈｚ、キャリア周波数１ｋＨｚ、変調率０．４の励磁を行い測定した鉄損Ｗｉｎｖと最大磁束密度１．５Ｔ、周波数５０Ｈｚの正弦波交流により励磁を行い測定した鉄損Ｗｓｉｎとから計算される鉄損増加率Ｗｉｎｃ（％）＝１００（Ｗｉｎｖ－Ｗｓｉｎ）／Ｗｓｉｎが１００％以下である、請求項１～４のいずれか一項に記載の無方向性電磁鋼板。
  6. 　質量％で、
    　　Ｃ　：０．００５％以下、
    　　Ｓｉ：４．５％以下、
    　　Ｍｎ：０．０２～２．０％、
    　　Ｓｏｌ．Ａｌ：２．０％以下、
    　　Ｐ　：０．２％以下、
    　　Ｔｉ：０．００７％以下、
    　　Ｓ　：０．００５％以下、ならびに
    　　ＡｓおよびＰｂから選択される１種または２種：合計で０．０００５～０．００５％、を含有し、
    　　残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼スラブを用意し、
    　前記鋼スラブを熱間圧延して熱延板とし、
    　前記熱延板に、均熱温度８００～１１００℃、均熱時間５ｍｉｎ以下の条件で行う第１均熱処理と、均熱温度１１５０～１２００℃、均熱時間５ｓｅｃ以下の条件で行う第２均熱処理からなる熱延板焼鈍を施し、
    　前記熱延板焼鈍された熱延板を、１回または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延によって最終板厚を有する鋼板とし、
    　前記冷間圧延後の鋼板に対して仕上焼鈍を施すことを含み、
    　前記仕上焼鈍での、４００～７４０℃における加熱速度が３０～３００℃／ｓｅｃである、無方向性電磁鋼板の製造方法。
  7. 　前記成分組成が、質量％で、
    　　Ｓｎ：０．０１～０．２％およびＳｂ：０．０１～０．２％から選択される１種または２種をさらに含む、請求項６に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
  8. 　前記成分組成が、質量％で、
    　　ＲＥＭ：０．０００５～０．００５％、
    　　Ｍｇ：０．０００５～０．００５％、および
    　　Ｃａ：０．０００５～０．００５％から選択される１種または２種以上をさらに含む、請求項６または７に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
PCT/JP2016/087279 2015-12-28 2016-12-14 無方向性電磁鋼板および無方向性電磁鋼板の製造方法 WO2017115657A1 (ja)

Priority Applications (9)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CA3008588A CA3008588C (en) 2015-12-28 2016-12-14 Non-oriented electrical steel sheet and method for manufacturing non-oriented electrical steel sheet
BR112018012496-6A BR112018012496B1 (pt) 2015-12-28 2016-12-14 Chapa de aço eletromagnética não orientada e método para fabricar chapa de aço eletromagnética não orientada
EP16881636.1A EP3399061B1 (en) 2015-12-28 2016-12-14 Non-oriented electrical steel sheet and method for manufacturing non-oriented electrical steel sheet
KR1020187018262A KR102104769B1 (ko) 2015-12-28 2016-12-14 무방향성 전기 강판, 및 무방향성 전기 강판의 제조 방법
RU2018127378A RU2686712C1 (ru) 2015-12-28 2016-12-14 Лист из нетекстурированной электротехнической стали и способ изготовления листа из нетекстурированной электротехнической стали
JP2017521604A JP6210182B1 (ja) 2015-12-28 2016-12-14 無方向性電磁鋼板および無方向性電磁鋼板の製造方法
CN201680076599.4A CN108474070B (zh) 2015-12-28 2016-12-14 无取向性电磁钢板和无取向性电磁钢板的制造方法
MX2018007972A MX2018007972A (es) 2015-12-28 2016-12-14 Lamina de acero electrico de grano no orientado y metodo para la fabricacion de lamina de acero electrico de grano no orientado.
US16/065,352 US11114227B2 (en) 2015-12-28 2016-12-14 Non-oriented electrical steel sheet and method for manufacturing non-oriented electrical steel sheet

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2015256634 2015-12-28
JP2015-256634 2015-12-28

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2017115657A1 true WO2017115657A1 (ja) 2017-07-06

Family

ID=59224934

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2016/087279 WO2017115657A1 (ja) 2015-12-28 2016-12-14 無方向性電磁鋼板および無方向性電磁鋼板の製造方法

Country Status (11)

Country Link
US (1) US11114227B2 (ja)
EP (1) EP3399061B1 (ja)
JP (1) JP6210182B1 (ja)
KR (1) KR102104769B1 (ja)
CN (1) CN108474070B (ja)
BR (1) BR112018012496B1 (ja)
CA (1) CA3008588C (ja)
MX (1) MX2018007972A (ja)
RU (1) RU2686712C1 (ja)
TW (1) TWI623629B (ja)
WO (1) WO2017115657A1 (ja)

Cited By (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR20190078155A (ko) * 2017-12-26 2019-07-04 주식회사 포스코 무방향성 전기강판 및 그 제조방법
JP2019178374A (ja) * 2018-03-30 2019-10-17 日本製鉄株式会社 無方向性電磁鋼板およびその製造方法、並びにモータコアおよびその製造方法
CN112912186A (zh) * 2018-10-24 2021-06-04 日本制铁株式会社 无取向电磁钢板和使用其的层叠铁芯的制造方法
CN113166873A (zh) * 2018-09-27 2021-07-23 Posco公司 无取向电工钢板及其制备方法
EP3859036A4 (en) * 2018-09-27 2021-09-01 Posco NON-ORIENTED ELECTRIC STEEL SHEET AND ITS MANUFACTURING PROCESS
JP2022545793A (ja) * 2019-08-26 2022-10-31 宝山鋼鉄股▲ふん▼有限公司 無方向性電磁鋼板及びその製造方法
WO2024071628A1 (ko) * 2022-09-30 2024-04-04 현대제철 주식회사 무방향성 전기 강판 및 그 제조 방법

Families Citing this family (15)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR101901313B1 (ko) * 2016-12-19 2018-09-21 주식회사 포스코 무방향성 전기강판 및 그 제조방법
JP6860094B2 (ja) 2018-02-16 2021-04-14 日本製鉄株式会社 無方向性電磁鋼板、及び無方向性電磁鋼板の製造方法
KR102570981B1 (ko) * 2018-11-02 2023-08-28 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 무방향성 전자기 강판
RS64914B1 (sr) * 2019-01-17 2023-12-29 Nippon Steel Corp Neorijentisani električni čelični lim, segmentirani stator i rotirajuća električna mašina
CN112143964A (zh) * 2019-06-28 2020-12-29 宝山钢铁股份有限公司 一种极低铁损的无取向电工钢板及其连续退火工艺
CN112143961A (zh) * 2019-06-28 2020-12-29 宝山钢铁股份有限公司 一种磁性能优良的无取向电工钢板及其连续退火方法
CN112143963A (zh) * 2019-06-28 2020-12-29 宝山钢铁股份有限公司 一种磁性能优良的无取向电工钢板及其连续退火方法
CN112143962A (zh) * 2019-06-28 2020-12-29 宝山钢铁股份有限公司 一种高磁感低铁损的无取向电工钢板及其制造方法
CN112430778A (zh) * 2019-08-26 2021-03-02 宝山钢铁股份有限公司 一种薄规格无取向电工钢板及其制造方法
KR102278897B1 (ko) * 2019-12-19 2021-07-16 주식회사 포스코 무방향성 전기강판 및 그 제조방법
DE102021201616A1 (de) * 2020-05-29 2021-12-02 Sms Group Gmbh Verfahren zum rekristallisierenden Glühen eines nicht-kornorientierten Elektrobandes
CN112143974B (zh) * 2020-09-27 2021-10-22 江苏省沙钢钢铁研究院有限公司 无取向硅钢的生产方法以及无取向硅钢
KR102515028B1 (ko) * 2021-02-10 2023-03-27 엘지전자 주식회사 무방향성 전기강판의 제조방법 및 이에 의해 제조된 무방향성 전기강판
KR20230095256A (ko) * 2021-12-22 2023-06-29 주식회사 포스코 무방향성 전기강판 및 그 제조방법
WO2023121293A1 (ko) * 2021-12-22 2023-06-29 주식회사 포스코 무방향성 전기강판 및 그 제조방법

Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH1025554A (ja) 1996-07-10 1998-01-27 Nippon Steel Corp インバータ制御コンプレッサーモーター用の無方向性電磁鋼板
JP2001049340A (ja) * 1999-08-10 2001-02-20 Nippon Steel Corp 磁束密度及び鉄損の良好な無方向性電磁鋼板の製造方法
JP2001279403A (ja) 2000-03-31 2001-10-10 Kawasaki Steel Corp 高周波磁気特性に優れる無方向性電磁鋼板
JP2002294417A (ja) 2001-04-02 2002-10-09 Nkk Corp 疲労特性に優れた無方向性電磁鋼板
JP2007247047A (ja) * 2006-03-20 2007-09-27 Nippon Steel Corp 無方向性電磁鋼板
JP4860783B2 (ja) 2010-02-25 2012-01-25 新日本製鐵株式会社 無方向性電磁鋼板

Family Cites Families (17)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR970007160B1 (ko) * 1994-11-16 1997-05-03 포항종합제철 주식회사 항장력이 높은 무방향성 전기 강판의 제조방법
JP2002294414A (ja) 2001-03-29 2002-10-09 Nkk Corp 加工性に優れた無方向性電磁鋼板およびその製造方法
JP4718749B2 (ja) 2002-08-06 2011-07-06 Ｊｆｅスチール株式会社 回転機用高磁束密度無方向性電磁鋼板及び回転機用部材
DE602004031219D1 (de) * 2003-05-06 2011-03-10 Nippon Steel Corp As bezüglich eisenverlusten hervorragend ist, und herstellungsverfahren dafür
JP4681450B2 (ja) * 2005-02-23 2011-05-11 新日本製鐵株式会社 圧延方向の磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板とその製造方法
KR100978859B1 (ko) * 2008-07-11 2010-08-31 피에스케이 주식회사 할로우 캐소드 플라즈마 발생장치 및 할로우 캐소드플라즈마를 이용한 대면적 기판 처리장치
CN102453844B (zh) * 2010-10-25 2013-09-04 宝山钢铁股份有限公司 一种磁性优良的高效无取向硅钢制造方法
JP5668460B2 (ja) * 2010-12-22 2015-02-12 Ｊｆｅスチール株式会社 無方向性電磁鋼板の製造方法
MX2013009670A (es) * 2011-02-24 2013-10-28 Jfe Steel Corp Lamina de acero electrico no orientado y metodo para fabricar la misma.
JP5824965B2 (ja) * 2011-08-23 2015-12-02 新日鐵住金株式会社 無方向性電磁鋼板の製造方法
JP5610084B2 (ja) * 2011-10-20 2014-10-22 Ｊｆｅスチール株式会社 方向性電磁鋼板およびその製造方法
CN103305659B (zh) * 2012-03-08 2016-03-30 宝山钢铁股份有限公司 磁性优良的无取向电工钢板及其钙处理方法
JP5892327B2 (ja) * 2012-03-15 2016-03-23 Ｊｆｅスチール株式会社 無方向性電磁鋼板の製造方法
JP5533958B2 (ja) * 2012-08-21 2014-06-25 Ｊｆｅスチール株式会社 打抜加工による鉄損劣化の小さい無方向性電磁鋼板
CN104662180B (zh) 2012-09-27 2017-06-09 杰富意钢铁株式会社 晶粒取向电磁钢板的制造方法
JP5668767B2 (ja) * 2013-02-22 2015-02-12 Ｊｆｅスチール株式会社 無方向性電磁鋼板製造用の熱延鋼板およびその製造方法
JP6057082B2 (ja) * 2013-03-13 2017-01-11 Ｊｆｅスチール株式会社 磁気特性に優れる無方向性電磁鋼板

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH1025554A (ja) 1996-07-10 1998-01-27 Nippon Steel Corp インバータ制御コンプレッサーモーター用の無方向性電磁鋼板
JP2001049340A (ja) * 1999-08-10 2001-02-20 Nippon Steel Corp 磁束密度及び鉄損の良好な無方向性電磁鋼板の製造方法
JP2001279403A (ja) 2000-03-31 2001-10-10 Kawasaki Steel Corp 高周波磁気特性に優れる無方向性電磁鋼板
JP2002294417A (ja) 2001-04-02 2002-10-09 Nkk Corp 疲労特性に優れた無方向性電磁鋼板
JP2007247047A (ja) * 2006-03-20 2007-09-27 Nippon Steel Corp 無方向性電磁鋼板
JP4860783B2 (ja) 2010-02-25 2012-01-25 新日本製鐵株式会社 無方向性電磁鋼板

Non-Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
MASANORI UESAKA ET AL.: "Influence of Thickness of Non-Oriented Electrical Steel on Iron loss under Inverter Excitation", THE INSTITUTE OF ELECTRICAL ENGINEERS OF JAPAN KENKYUKAI SHIRYO MAGNETICS/LINEAR DRIVES GODO KENKYUKAI, 15 December 2015 (2015-12-15), pages 1 - 6 *
YOSHIHIRO ARITA ET AL.: "Abnormal grain growth of Non-oriented Electrical Steel Sheets", CURRENT ADVANCES IN MATERIALS AND PROCESSES, vol. 17, no. 6, 1 September 2004 (2004-09-01), pages 1328 *

Cited By (18)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR20190078155A (ko) * 2017-12-26 2019-07-04 주식회사 포스코 무방향성 전기강판 및 그 제조방법
KR102009392B1 (ko) 2017-12-26 2019-08-09 주식회사 포스코 무방향성 전기강판 및 그 제조방법
US11408041B2 (en) 2017-12-26 2022-08-09 Posco Non-oriented electrical steel sheet and method for producing same
JP2019178374A (ja) * 2018-03-30 2019-10-17 日本製鉄株式会社 無方向性電磁鋼板およびその製造方法、並びにモータコアおよびその製造方法
JP7352057B2 (ja) 2018-03-30 2023-09-28 日本製鉄株式会社 無方向性電磁鋼板およびその製造方法、並びにモータコアおよびその製造方法
JP2022503910A (ja) * 2018-09-27 2022-01-12 ポスコ 無方向性電磁鋼板およびその製造方法
EP3859037A4 (en) * 2018-09-27 2021-09-15 Posco NON-ORIENTED GRAIN ELECTRIC STEEL SHEET AND ITS MANUFACTURING PROCESS
JP2022502572A (ja) * 2018-09-27 2022-01-11 ポスコPosco 無方向性電磁鋼板およびその製造方法
EP3859036A4 (en) * 2018-09-27 2021-09-01 Posco NON-ORIENTED ELECTRIC STEEL SHEET AND ITS MANUFACTURING PROCESS
CN113166873A (zh) * 2018-09-27 2021-07-23 Posco公司 无取向电工钢板及其制备方法
JP7245325B2 (ja) 2018-09-27 2023-03-23 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
CN113166873B (zh) * 2018-09-27 2023-05-26 浦项控股股份有限公司 无取向电工钢板及其制备方法
JP7445651B2 (ja) 2018-09-27 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
US12091721B2 (en) 2018-09-27 2024-09-17 Posco Co., Ltd Non-oriented electrical steel sheet and manufacturing method therefor
CN112912186A (zh) * 2018-10-24 2021-06-04 日本制铁株式会社 无取向电磁钢板和使用其的层叠铁芯的制造方法
JP2022545793A (ja) * 2019-08-26 2022-10-31 宝山鋼鉄股▲ふん▼有限公司 無方向性電磁鋼板及びその製造方法
JP7378585B2 (ja) 2019-08-26 2023-11-13 宝山鋼鉄股▲ふん▼有限公司 無方向性電磁鋼板及びその製造方法
WO2024071628A1 (ko) * 2022-09-30 2024-04-04 현대제철 주식회사 무방향성 전기 강판 및 그 제조 방법

Also Published As

Publication number Publication date
CA3008588C (en) 2020-09-01
EP3399061B1 (en) 2020-06-17
CA3008588A1 (en) 2017-07-06
TWI623629B (zh) 2018-05-11
KR102104769B1 (ko) 2020-04-27
EP3399061A4 (en) 2018-11-07
JP6210182B1 (ja) 2017-10-11
US20190189318A1 (en) 2019-06-20
BR112018012496A2 (ja) 2018-12-11
EP3399061A1 (en) 2018-11-07
US11114227B2 (en) 2021-09-07
BR112018012496B1 (pt) 2022-02-15
CN108474070B (zh) 2021-01-12
RU2686712C1 (ru) 2019-04-30
MX2018007972A (es) 2018-11-09
KR20180087374A (ko) 2018-08-01
CN108474070A (zh) 2018-08-31
JPWO2017115657A1 (ja) 2017-12-28
TW201726944A (zh) 2017-08-01

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP6210182B1 (ja) 無方向性電磁鋼板および無方向性電磁鋼板の製造方法
JP7066782B2 (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
KR101945132B1 (ko) 무방향성 전기 강판과 그 제조 방법 그리고 모터 코어와 그 제조 방법
TWI525197B (zh) High magnetic flux density non-directional electromagnetic steel plate and motor
TWI516612B (zh) Method for manufacturing non - directional electromagnetic steel sheet
JP6913683B2 (ja) 無方向性電磁鋼板及びその製造方法
WO2013069754A1 (ja) 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
JP2011084761A (ja) 回転子用無方向性電磁鋼板およびその製造方法
JP2014037581A (ja) 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
JP6763148B2 (ja) 無方向性電磁鋼板
TWI525198B (zh) Non - directional electrical steel sheet and its hot - rolled steel sheet
KR20180011809A (ko) 자기 특성이 우수한 무방향성 전자 강판의 제조 방법
JP2016089198A (ja) 磁気特性に優れる方向性電磁鋼板の製造方法
JP7350069B2 (ja) 無方向性電磁鋼板およびその製造方法
JP5724837B2 (ja) 無方向性電磁鋼板およびその製造方法
JP6123234B2 (ja) 電磁鋼板
JP7445656B2 (ja) 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: 2017521604

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: 16881636

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 3008588

Country of ref document: CA

REG Reference to national code

Ref country code: BR

Ref legal event code: B01A

Ref document number: 112018012496

Country of ref document: BR

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 20187018262

Country of ref document: KR

Kind code of ref document: A

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: MX/A/2018/007972

Country of ref document: MX

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2016881636

Country of ref document: EP

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2016881636

Country of ref document: EP

Effective date: 20180730

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 112018012496

Country of ref document: BR

Kind code of ref document: A2

Effective date: 20180619