WO2018123558A1 - リサイクル性に優れる無方向性電磁鋼板 - Google Patents

リサイクル性に優れる無方向性電磁鋼板 Download PDF

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正憲 上坂
尾田　善彦
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    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals

Definitions

  • the present invention relates to a non-oriented electrical steel sheet, and specifically to a non-oriented electrical steel sheet having excellent recyclability.
  • Patent Document 1 discloses a non-oriented electrical steel sheet containing Si: 0.7 to 1.5 mass% and Mn: 0.1 to 0.3 mass%. Have proposed a technique for improving not only magnetic properties but also recyclability by reducing Al to a very small amount of less than 0.0005 mass%.
  • Patent Document 1 the technique disclosed in Patent Document 1 is effective when the content of Si or Mn in the raw steel sheet is low, but when the content of Si or Mn is high, the iron is not obtained in a short time of stress relief annealing. There was a problem in quality that it was difficult to reduce the loss sufficiently, and there was a problem in manufacturing that it was not easy to reduce and manage Al to less than 0.0005 mass%.
  • an object of the present invention is to provide a non-oriented electrical steel sheet that is not only excellent in recyclability but also excellent in iron loss characteristics after strain relief annealing.
  • the inventors focused attention on trace components contained in a low-alloy steel sheet, and conducted intensive studies on the influence of these on the iron loss characteristics after strain relief annealing.
  • B the iron loss characteristics after strain relief annealing are improved, but the Al content is also 0.05 mass% higher than Al: 0.0005 mass% in Patent Document 1.
  • Ca and / or REM were added in combination with B, the iron loss characteristics after strain relief annealing were further improved, leading to the development of the present invention. .
  • the present invention has C: 0.0050 mass% or less, Si: 1.0 to 5.0 mass%, Mn: 0.03 to 3.0 mass%, P: 0.2 mass% or less, S: 0.00. 005 mass% or less, Al: 0.05 mass% or less, N: 0.0050 mass% or less, O: 0.010 mass% or less, Ti: 0.0030 mass% or less, Nb: 0.0030 mass% or less, B: 0.0005- It is a non-oriented electrical steel sheet containing 0.0050 mass% and having a component composition with the balance being Fe and inevitable impurities.
  • the non-oriented electrical steel sheet of the present invention further contains one or two selected from Ca: 0.0010 to 0.010 mass% and REM: 0.0010 to 0.040 mass% in addition to the above component composition. It is characterized by doing.
  • non-oriented electrical steel sheet of the present invention is characterized by further containing 0.005 to 0.20 mass% of one or two selected from Sn and Sb in addition to the above component composition. .
  • non-oriented electrical steel sheet of the present invention is characterized by further containing Mg: 0.0002 to 0.0050 mass% in addition to the above component composition.
  • [Mn] / [Si], which is the ratio of the Mn content (mass%) to the Si content (mass%), is 0.20 or more.
  • non-oriented electrical steel sheet that is not only excellent in recyclability but also excellent in iron loss characteristics after strain relief annealing, so that an improvement in recycling rate and energy saving can be achieved at the same time. Is possible.
  • a 280 mm ⁇ 30 mm Epstein test piece was taken along the rolling direction (L direction) and the direction perpendicular to the rolling direction (C direction) from the steel sheet after finish annealing obtained as described above, and an Epstein test was performed. Characteristics (iron loss W 15/50 ) were measured.
  • the heat treatment temperature increase rate: 300 ° C./hr, soaking temperature: 750 ° C., soaking time: 0 hr, cooling
  • Speed 100 ° C./hr
  • the magnetic properties iron loss W 15/50
  • FIG. 1 shows the relationship between the iron loss W 15/50 after finish annealing (before strain relief annealing) and the B and REM contents.
  • FIG. 2 shows the relationship between the iron loss W 15/50 after strain relief annealing and the B and REM contents. From FIG. 1, by adding an appropriate amount of B, the iron loss after finish annealing (before strain relief annealing) slightly increases, but the iron loss after strain relief annealing can be reduced. In addition to B It can be seen that when REM is added in combination, not only the iron loss after finish annealing (before strain relief annealing) can be reduced, but also the iron loss after strain relief annealing can be further reduced.
  • the inventors consider the cause of such a result as follows.
  • Si—Mn nitride precipitates during strain relief annealing and inhibits the domain wall movement, thereby increasing iron loss. Therefore, the iron loss reduction effect due to the release of the work strain in the strain relief annealing is offset by the increase in iron loss due to the Si—Mn nitride, and the iron loss improvement effect due to the strain relief annealing cannot be obtained.
  • B nitride mainly BN
  • B nitride acts as an inhibitor and inhibits grain growth in finish annealing, so iron after finish annealing (before strain relief annealing).
  • the loss increases slightly.
  • N in the steel is consumed due to the formation of B nitride, the precipitation of Si—Mn nitride during the strain relief annealing is suppressed, so that grain growth in the strain relief annealing is promoted, and after strain relief annealing. Iron loss will decrease.
  • BN is deposited on a relatively coarse REM inclusion (sulfur oxide) in a steel sheet in which REM is added in addition to B.
  • C 0.0050 mass% or less
  • C is a harmful element that forms carbides to cause magnetic aging and deteriorates the iron loss characteristics of the product plate. Therefore, the upper limit is limited to 0.0050 mass%. Preferably, it is 0.0030 mass% or less. C is preferably as low as possible, and the lower limit is not particularly defined.
  • Si 1.0 to 5.0 mass%
  • Si is an element having an effect of increasing the specific resistance of steel and reducing iron loss. Since Si is a non-magnetic element, there is a problem that the magnetic flux density decreases when added in a large amount. However, in many cases, the motor efficiency is improved due to the effect of reducing iron loss. Therefore, in the present invention, Si is positively added. To do. Further, the present invention is a technique for suppressing the inhibition of grain growth due to silicon nitride precipitation during strain relief annealing, but the above adverse effect is not significant when Si is less than 1.0 mass%, and the effect of the present invention is manifested. do not do. On the other hand, when the amount of Si added exceeds 5.0 mass%, rolling becomes difficult. Therefore, in the present invention, the range of Si is 1.0 to 5.0 mass%. The range is preferably from 1.5 to 4.0 mass%, more preferably from 2.0 to 3.5 mass%.
  • Mn 0.03 to 3.0 mass% Mn combines with S to prevent hot brittleness due to S, and has the effect of increasing the specific resistance of steel and reducing iron loss.
  • Mn is an element having a smaller solid solution strengthening amount than Si, the specific resistance can be increased without impairing the punchability of steel as compared with Si, so it is actively added in the present invention. In order to acquire the said effect, addition of 0.03 mass% or more is required.
  • the range of Mn is set to a range of 0.03 to 3.0 mass%. Preferably, it is in the range of 0.3 to 2.0 mass%.
  • Si and Mn described above are elements that form nitrides, and particularly when Si and Mn are added in combination, Si—Mn nitride in strain relief annealing.
  • [Mn] / [Si] which is the ratio of the Mn content (mass%) to the Si content (mass%)
  • the Si—Mn nitridation Since the product is more easily generated and inhibits the grain growth property, the effect of reducing iron loss by strain relief annealing cannot be obtained. That is, when [Mn] / [Si] is 0.20 or more, the effect of the present invention is remarkable. Therefore, the technique of the present invention is preferably applied to a non-oriented electrical steel sheet having [Mn] / [Si] of 0.20 or more. More preferably, it is 0.30 or more.
  • P 0.2 mass% or less
  • P has a high solid solution strengthening ability, and therefore can be appropriately added to adjust the strength (hardness) of the steel.
  • addition of 0.04 mass% or more is preferable.
  • the upper limit of P is 0.2 mass%.
  • it is 0.10 mass% or less.
  • Al 0.05 mass% or less
  • Al is a harmful element that lowers recyclability, and is preferably reduced as much as possible. In particular, if it exceeds 0.05 mass%, it becomes difficult to recycle. Moreover, when Al is 0.005 mass% or less, fine AlN is reduced and crystal grain growth is promoted, which is advantageous for reducing the iron loss of the product plate.
  • N is fixed as B nitride (mainly BN)
  • the upper limit of Al is set to 0.05 mass%. Preferably it is 0.02 mass% or less.
  • N 0.0050 mass% or less
  • N is a harmful element that forms a nitride with Si or Mn to inhibit grain growth and increase iron loss. Since the above-mentioned adverse effect becomes significant when it exceeds 0.0050 mass%, the upper limit of N is set to 0.0050 mass%. Preferably it is 0.003 mass% or less.
  • S 0.005 mass% or less
  • S is an element that forms sulfides, inhibits grain growth, and increases iron loss.
  • the upper limit is made 0.005 mass%.
  • it is 0.003 mass% or less.
  • O 0.010 mass% or less
  • O is an element that forms an oxide, inhibits grain growth, and increases iron loss.
  • the upper limit is made 0.010 mass%.
  • it is 0.005 mass% or less.
  • Ti and Nb are elements that combine with C in steel to degrade the recrystallization texture and lower the magnetic flux density of the product plate.
  • the upper limit is set to 0.0030 mass%.
  • it is 0.0015 mass% or less, respectively.
  • B 0.0005 to 0.0050 mass%
  • B forms a stable nitride and suppresses the formation of Si—Mn nitride during strain relief annealing, and therefore has the effect of reducing iron loss after strain relief annealing. Therefore, B is an important element in the present invention. is there. If the amount is less than 0.0005 mass%, the above effect is small. On the other hand, if it exceeds 0.0050 mass%, the grain growth is inhibited, and the iron loss becomes worse. Therefore, B is in the range of 0.0005 to 0.0050 mass%.
  • the lower limit of B is preferably 0.0010 mass% or more, more preferably 0.0020 mass% or more, from the viewpoint of reducing iron loss after strain relief annealing.
  • B nitride tends to precipitate on oxides of Ca and REM as described above, in order to increase the iron loss reduction effect of B, it is necessary to add together with Ca and REM. It is advantageous.
  • the non-oriented electrical steel sheet of the present invention can further contain Ca, REM, Sn, and Sb in the following ranges in addition to the above basic components.
  • Ca 0.0010 to 0.010 mass%
  • REM 0.0010 to 0.040 mass%
  • Both Ca and REM have an effect of suppressing an increase in iron loss due to B by being combined with B. In order to acquire the said effect, it is preferable to add 0.0010 mass% or more of all. However, if Ca is added in excess of 0.010 mass% and REM is added in excess of 0.040 mass%, the effect of improving iron loss is saturated, and inclusions inhibit domain wall movement, so that iron loss increases.
  • Sn and Sb 0.005 to 0.20 mass% in total Sn and Sb have the effect of improving the recrystallization texture and improving the magnetic flux density and iron loss. In order to acquire the said effect, addition of 0.005 mass% or more is required in total. On the other hand, even if added over 0.20 mass%, the above effect is saturated. Therefore, when adding Sn and Sb, it is preferable to add in a range of 0.005 to 0.20 mass% in total. More preferably, the total amount is in the range of 0.01 to 0.10 mass%.
  • Mg 0.0002 to 0.0050 mass%
  • Mg has the effect of improving iron loss by forming sulfides that are stable up to high temperatures, suppressing the formation of fine sulfides, and promoting grain growth. In order to acquire the said effect, addition of 0.0002 mass% or more is required. On the other hand, when it exceeds 0.0050 mass%, iron loss will worsen on the contrary. Therefore, when adding Mg, it is preferable to add in the range of 0.0002 to 0.0050 mass%. More preferably, it is in the range of 0.0004 to 0.0020 mass%.
  • the balance other than the above components is Fe and inevitable impurities.
  • the non-oriented electrical steel sheet of the present invention is obtained by melting a steel having the above composition suitable for the present invention by a generally known refining process using a converter, an electric furnace, a vacuum degassing apparatus, etc.
  • a steel slab is formed by ingot-bundling rolling, and the steel slab is hot-rolled by a generally known method to form a hot-rolled sheet, and if necessary, hot-rolled sheet annealing is performed, and then once or intermediate annealing is sandwiched.
  • a cold-rolled sheet having a final thickness can be obtained by cold rolling at least twice, and can be manufactured by finishing annealing.
  • the above-mentioned hot-rolled sheet annealing is preferably performed because it is effective in improving the magnetic properties, although the manufacturing cost increases. Moreover, it is desirable to adjust the temperature of finish annealing after cold rolling according to the target magnetic characteristics and mechanical characteristics. In particular, from the viewpoint of promoting grain growth and reducing iron loss, it is 900 ° C. or higher. It is preferable to do this. More preferably, it is in the range of 950 to 1050 ° C.
  • the annealing atmosphere in the finish annealing is preferably a reducing atmosphere, for example, a hydrogen nitrogen mixed atmosphere having a P H2O / PH2 of 0.1 or less, and a hydrogen nitrogen mixture having a P H2O / PH2 of 0.01 or less.
  • An atmosphere is more preferable.
  • the steel sheet after finish annealing is preferably coated with an insulating film on the surface in order to secure insulation during lamination and / or to improve punchability.
  • the insulating coating is preferably an organic coating containing a resin in order to ensure good punchability. Moreover, when importance is attached to weldability, it is preferable to use a semi-organic or inorganic coating.
  • the non-oriented electrical steel sheet of the present invention obtained as described above is excellent not only in recyclability but also in iron loss characteristics after strain relief annealing, so it is punched into the core shape of the rotor and stator. And after laminating
  • the strain relief annealing is preferably performed in an inert gas atmosphere under conditions of 700 to 900 ° C. ⁇ 0.1 to 10 hours. If the annealing temperature is less than 700 ° C.
  • the grain growth is insufficient, and the effect of reducing iron loss by strain relief annealing cannot be sufficiently obtained, while the annealing temperature exceeds 900 ° C.
  • the sticking of the insulating coating cannot be prevented, it becomes difficult to ensure the insulation between the steel plates, and the iron loss increases.
  • productivity will fall and manufacturing cost will increase when soaking time exceeds 10 hr. More preferable conditions are 720 to 820 ° C. ⁇ 1 to 3 hours.
  • the steel having various composition shown in Table 1 was melted to form a steel slab, and then the steel slab was heated at 1100 ° C. for 30 minutes and hot-rolled to a finish rolling finish temperature of 900 ° C. to obtain a plate thickness of 2
  • a 3 mm hot rolled sheet was wound around the coil at a winding temperature of 580 ° C.
  • a non-oriented electrical steel sheet product sheet was formed by applying an insulating coating.
  • Epstein test pieces of 280 mm ⁇ 30 mm were taken along the rolling direction and the direction perpendicular to the rolling direction, the Epstein test was performed, and the iron loss W 15/50 and the magnetic flux density B 50 were measured.
  • heat treatment temperature increase rate: 300 ° C./hr, soaking temperature: 750 ° C., soaking time: 0 hr, cooling
  • the iron loss W 15/50 and the magnetic flux density B 50 were measured again.

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Abstract

Ｃ：０．００５０ｍａｓｓ％以下、Ｓｉ：１．０～５．０ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．０３～３．０ｍａｓｓ％、Ｐ：０．２ｍａｓｓ％以下、Ｓ：０．００５ｍａｓｓ％以下、Ａｌ：０．０５ｍａｓｓ％以下、Ｎ：０．００５０ｍａｓｓ％以下、Ｏ：０．０１０ｍａｓｓ％以下、Ｔｉ：０．００３０ｍａｓｓ％以下、Ｎｂ：０．００３０ｍａｓｓ％以下、Ｂ：０．０００５～０．００５０ｍａｓｓ％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、リサイクル性に優れるだけでなく歪取焼鈍後の鉄損特性にも優れる無方向性電磁鋼板。

Description

リサイクル性に優れる無方向性電磁鋼板
　本発明は、無方向性電磁鋼板に関し、具体的には、リサイクル性に優れる無方向性電磁鋼板に関するものである。
　近年、地球環境の保護を目的として、リサイクルの推進や省エネルギー化が要求されており、電気機器の分野においても、リサイクル率の向上や高効率化が望まれるようになってきている。そのため、電気機器の鉄心材料として広く使用されている無方向性電磁鋼板には、リサイクル性に優れるのみならず、低鉄損である材料の開発が強く望まれている。
　無方向性電磁鋼板のリサイクル性を向上する技術として、例えば、特許文献１には、Ｓｉ：０．７～１．５ｍａｓｓ％およびＭｎ：０．１～０．３ｍａｓｓ％含有する無方向性電磁鋼板において、Ａｌを０．０００５ｍａｓｓ％未満の極微量に低減することによって、磁気特性のみならずリサイクル性をも向上させる技術が提案されている。
特開２００４－２７７７６０号公報
　しかしながら、上記特許文献１に開示の技術は、素材鋼板中のＳｉやＭｎの含有量が低い場合は有効であるが、ＳｉやＭｎの含有量が高くなると、短時間の歪取焼鈍では、鉄損が十分に下がり難いという品質上の問題や、Ａｌを０．０００５ｍａｓｓ％未満に低減・管理するのは容易ではないという製造上の問題があった。
　そこで、本発明の目的は、リサイクル性に優れるだけでなく、歪取焼鈍後の鉄損特性にも優れる無方向性電磁鋼板を提供することにある。
　発明者らは、上記課題の解決に向け、低Ａｌの素材鋼板中に含まれる微量成分に着目し、それらが歪取焼鈍後の鉄損特性に及ぼす影響について鋭意検討を重ねた。その結果、Ｂを適正量添加することによって、歪取焼鈍後の鉄損特性が改善されるだけでなく、Ａｌの含有量も特許文献１のＡｌ：０．０００５ｍａｓｓ％より高い０．０５ｍａｓｓ％まで許容できるようになること、さらに、上記ＢとともにＣａおよび／またはＲＥＭを複合添加した場合には、歪取焼鈍後の鉄損特性がより改善されることを見出し、本発明を開発するに至った。
　上記知見に基く本発明は、Ｃ：０．００５０ｍａｓｓ％以下、Ｓｉ：１．０～５．０ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．０３～３．０ｍａｓｓ％、Ｐ：０．２ｍａｓｓ％以下、Ｓ：０．００５ｍａｓｓ％以下、Ａｌ：０．０５ｍａｓｓ％以下、Ｎ：０．００５０ｍａｓｓ％以下、Ｏ：０．０１０ｍａｓｓ％以下、Ｔｉ：０．００３０ｍａｓｓ％以下、Ｎｂ：０．００３０ｍａｓｓ％以下、Ｂ：０．０００５～０．００５０ｍａｓｓ％を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる成分組成を有する無方向性電磁鋼板である。
　本発明の上記無方向性電磁鋼板は、上記成分組成に加えてさらに、Ｃａ：０．００１０～０．０１０ｍａｓｓ％およびＲＥＭ：０．００１０～０．０４０ｍａｓｓ％から選ばれる１種または２種を含有することを特徴とする。
　また、本発明の上記無方向性電磁鋼板は、上記成分組成に加えてさらに、ＳｎおよびＳｂから選ばれる１種または２種を合計で０．００５～０．２０ｍａｓｓ％含有することを特徴とする。
　また、本発明の上記無方向性電磁鋼板は、上記成分組成に加えてさらに、Ｍｇ：０．０００２～０．００５０ｍａｓｓ％を含有することを特徴とする。
　また、本発明の上記無方向性電磁鋼板は、Ｓｉの含有量（ｍａｓｓ％）に対するＭｎの含有量（ｍａｓｓ％）の比である［Ｍｎ］／［Ｓｉ］が０．２０以上であることを特徴とする。
　本発明によれば、リサイクル性に優れるだけでなく、歪取焼鈍後の鉄損特性にも優れる無方向性電磁鋼板を提供することができるので、リサイクル率の向上と省エネルギー化を同時に達成することが可能となる。
仕上焼鈍後の鉄損に及ぼすＢおよびＲＥＭの添加効果を示すグラフである。 歪取焼鈍後の鉄損に及ぼすＢおよびＲＥＭの添加効果を示すグラフである。
　まず、本発明を開発する契機となった実験について説明する。
　ＳｉおよびＭｎの含有量を比較的高くした、Ｃ：０．００２ｍａｓｓ％、Ｓｉ：２．５ｍａｓｓ％、Ｍｎ：１．０２ｍａｓｓ％、Ｐ：０．０２ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．００１ｍａｓｓ％、Ｓ：０．００２１ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００２８ｍａｓｓ％、Ｏ：０．００４５ｍａｓｓ％、Ｔｉ：０．００１２ｍａｓｓ％およびＮｂ：０．０００５ｍａｓｓ％を含有し、さらに、Ｂ：０．０００１～０．００５９ｍａｓｓ％、ＲＥＭ：０．００１ｍａｓｓ％以下または０．０１５ｍａｓｓ％を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる成分組成の鋼を実験室で溶解し、鋳造して鋼塊とし、熱間圧延して板厚２．０ｍｍの熱延板とし、該熱延板に９８０℃×３０ｓｅｃの熱延板焼鈍を施し、酸洗し、冷間圧延して板厚０．３０ｍｍの冷延板とした後、該冷延板に均熱温度１０００℃、均熱時間１０ｓｅｃの仕上焼鈍を施した。
　上記のようにして得た仕上焼鈍後の鋼板から圧延方向（Ｌ方向）および圧延方向に直角方向（Ｃ方向）に沿って、２８０ｍｍ×３０ｍｍのエプスタイン試験片を採取し、エプスタイン試験を行い、磁気特性（鉄損Ｗ１５／５０）を測定した。
　次いで、上記磁気測定を行ったエプスタイン試験片に対して、さらに、ユーザーにおける歪取焼鈍を模擬した熱処理（昇温速度：３００℃／ｈｒ、均熱温度：７５０℃、均熱時間：０ｈｒ、冷却速度：１００℃／ｈｒ）を施した後、再度、磁気特性（鉄損Ｗ１５／５０）を測定した。
　図１には、仕上焼鈍後（歪取焼鈍前）の鉄損Ｗ１５／５０と、ＢおよびＲＥＭ含有量との関係を示した。また、図２には、歪取焼鈍後の鉄損Ｗ１５／５０と、ＢおよびＲＥＭ含有量との関係を示した。図１から、Ｂを適正量添加することによって、仕上焼鈍後（歪取焼鈍前）の鉄損は若干増加するが、歪取焼鈍後の鉄損を低減することができること、また、Ｂに加えてＲＥＭを複合添加した場合には、仕上焼鈍後（歪取焼鈍前）の鉄損を低減できるだけでなく、歪取焼鈍後の鉄損をより低減することができることがわかる。
　打抜加工後の電磁鋼板に歪取焼鈍を施すと、加工歪等が解放されるため、一般的に、鉄損は低減することが知られている。しかし、ＳｉおよびＭｎを比較的高く含有する鋼板では、Ｂを含有していないときは、歪取焼鈍前後で鉄損の変化はほとんどないが、Ｂを適正量添加した鋼板では、歪取焼鈍によって鉄損が減少し、ＲＥＭを複合添加した鋼板では、鉄損がさらに低減し、鉄損特性が改善されることが確認された。
　このような結果が得られた原因について、発明者らは、以下のように考えている。
　ＳｉおよびＭｎの含有量が高く、Ｂを含まない鋼板では、歪取焼鈍において、Ｓｉ－Ｍｎ窒化物が析出し、磁壁の移動を阻害するため、鉄損が増加する。そのため、歪取焼鈍での加工歪の解放による鉄損低減効果が、Ｓｉ－Ｍｎ窒化物による鉄損増加によって相殺され、歪取焼鈍による鉄損改善効果が得られない。
　一方、Ｂを適正量添加した鋼板では、微細に析出したＢ窒化物（主にＢＮ）がインヒビターとして作用し、仕上焼鈍における粒成長を阻害するため、仕上焼鈍後（歪取焼鈍前）の鉄損は若干増加する。しかし、Ｂ窒化物の生成により鋼中のＮが消費されるため、歪取焼鈍時のＳｉ－Ｍｎ窒化物の析出が抑制されるため、歪取焼鈍における粒成長が促進され、歪取焼鈍後の鉄損は減少する。
　さらに、Ｂに加えてＲＥＭを複合添加した鋼板では、比較的粗大なＲＥＭ介在物（硫酸化物）上にＢＮが析出していることが観察されている。このことから、ＢとＲＥＭを複合添加した鋼板では、ＢＮの微細分散析出が抑制され、仕上焼鈍における結晶粒成長も促進されるので、仕上焼鈍後（歪取焼鈍前）の鉄損も、Ｂ無添加材並みまで改善される。さらに、歪取焼鈍では、Ｓｉ－Ｍｎ窒化物の生成が抑制されるため、歪取焼鈍による鉄損減少量はより大きくなる。すなわち、ＢとＲＥＭを適正量複合添加することで、仕上焼鈍後と歪取焼鈍後の鉄損を大きく改善することができる。
　なお、発明者らの調査によれば、上記ＲＥＭの効果は、Ｃａでも認められている。
　本発明は、上記の新規な知見に基き開発したものである。
　次に、本発明の無方向性電磁鋼板（製品板）の成分組成について説明する。
Ｃ：０．００５０ｍａｓｓ％以下
　Ｃは、炭化物を形成して磁気時効を引き起こし、製品板の鉄損特性を劣化させる有害元素であるので、上限を０．００５０ｍａｓｓ％に制限する。好ましくは、０．００３０ｍａｓｓ％以下である。なお、Ｃは低いほど好ましく、下限値は特に規定しない。
Ｓｉ：１．０～５．０ｍａｓｓ％
　Ｓｉは、鋼の固有抵抗を高め、鉄損を低減する効果がある元素である。Ｓｉは、非磁性元素であるため、多量に添加すると磁束密度が低下するという問題もあるが、多くの場合、鉄損低減効果によりモーター効率が向上するので、本発明ではＳｉを積極的に添加する。また、本発明は、歪取焼鈍での窒化珪素析出による粒成長性の阻害を抑止する技術であるが、上記悪影響は、Ｓｉが１．０ｍａｓｓ％未満では顕著ではなく、本発明の効果が発現しない。一方、Ｓｉ添加量が５．０ｍａｓｓ％を超えると、圧延することが困難になる。よって、本発明では、Ｓｉの範囲は１．０～５．０ｍａｓｓ％の範囲とする。好ましくは１．５～４．０ｍａｓｓ％、さらに好ましくは２．０～３．５ｍａｓｓ％の範囲である。
Ｍｎ：０．０３～３．０ｍａｓｓ％
　Ｍｎは、Ｓと結合して、Ｓによる熱間脆性を防止する他、鋼の比抵抗を高めて鉄損を低減する効果がある。特に、Ｍｎは、Ｓｉよりも固溶強化量が小さい元素であるため、Ｓｉに比べて鋼の打抜性を損なわずに比抵抗を高めることができるので、本発明では積極的に添加する。上記効果を得るためには、０．０３ｍａｓｓ％以上の添加が必要である。一方、３．０ｍａｓｓ％を超えると、Ｍｎ炭化物の析出量が増加して粒成長を阻害し、却って鉄損が増加するため、Ｍｎの範囲は０．０３～３．０ｍａｓｓ％の範囲とする。好ましくは０．３～２．０ｍａｓｓ％の範囲である。
［Ｍｎ］／［Ｓｉ］：０．２０以上
　なお、上記したＳｉおよびＭｎは、窒化物を形成する元素であり、特にＳｉとＭｎを複合添加する場合、歪取焼鈍でのＳｉ－Ｍｎ窒化物の形成が促進され、特に、Ｓｉの含有量（ｍａｓｓ％）に対するＭｎの含有量（ｍａｓｓ％）の比である［Ｍｎ］／［Ｓｉ］が０．２０以上であるときは、Ｓｉ－Ｍｎ窒化物がより生成し易くなり、粒成長性を阻害するため、歪取焼鈍による鉄損低減効果が得られなくなる。すなわち、［Ｍｎ］／［Ｓｉ］が０．２０以上であるときに、本発明の効果が顕著となる。よって、本発明の技術は、［Ｍｎ］／［Ｓｉ］が０．２０以上である無方向性電磁鋼板に適用するのが好ましい。より好ましくは０．３０以上である。
Ｐ：０．２ｍａｓｓ％以下
　Ｐは、固溶強化能が高いので、鋼の強度（硬さ）調整のために適宜添加することができる。上記効果を得るためには０．０４ｍａｓｓ％以上の添加が好ましい。しかし、０．２ｍａｓｓ％を超えると、鋼が脆化し、圧延することが困難になるため、Ｐの上限は０．２ｍａｓｓ％とする。好ましくは０．１０ｍａｓｓ％以下である。
Ａｌ：０．０５ｍａｓｓ％以下
　Ａｌは、リサイクル性を低下させる有害元素であり、極力低減するのが好ましい。特に、０．０５ｍａｓｓ％を超えると、リサイクルすることが難しくなる。また、Ａｌを０．００５ｍａｓｓ％以下とすると、微細ＡｌＮが減少して、結晶粒成長が促進されるため、製品板の鉄損低減には有利である。しかし、本発明では、ＮをＢ窒化物（主にＢＮ）として固定するため、Ａｌを０．０５ｍａｓｓ％まで添加しても、微細ＡｌＮが生成し難く、粒成長性に及ぼす悪影響は小さい。よって、本発明では、Ａｌの上限を０．０５ｍａｓｓ％とする。好ましくは０．０２ｍａｓｓ％以下である。
Ｎ：０．００５０ｍａｓｓ％以下
　Ｎは、ＳｉやＭｎと窒化物を形成して粒成長性を阻害し、鉄損を増加させる有害元素である。上記悪影響は、０．００５０ｍａｓｓ％を超えると顕著になるため、Ｎの上限は０．００５０ｍａｓｓ％とする。好ましくは０．００３ｍａｓｓ％以下である。
Ｓ：０．００５ｍａｓｓ％以下
　Ｓは、硫化物を形成して、粒成長を阻害し、鉄損を増加させる元素である。特に、０．００５ｍａｓｓ％を超えると、上記悪影響が顕著になるため、上限を０．００５ｍａｓｓ％とする。好ましくは０．００３ｍａｓｓ％以下である。
Ｏ：０．０１０ｍａｓｓ％以下
　Ｏは、酸化物を形成して、粒成長を阻害し、鉄損を増加させる元素である。特に、０．０１０ｍａｓｓ％を超えると、上記悪影響が顕著になるため、上限を０．０１０ｍａｓｓ％とする。好ましくは０．００５ｍａｓｓ％以下である。
Ｔｉ：０．００３０ｍａｓｓ％以下、Ｎｂ：０．００３０ｍａｓｓ％以下
　ＴｉおよびＮｂは、鋼中のＣと結合して、再結晶集合組織を劣化させ、製品板の磁束密度を低下させる元素である。いずれも０．００３０ｍａｓｓ％を超えると、上記悪影響が顕著になるため、上限をそれぞれ０．００３０ｍａｓｓ％とする。好ましくは、それぞれ０．００１５ｍａｓｓ％以下である。
Ｂ：０．０００５～０．００５０ｍａｓｓ％
　Ｂは、安定な窒化物を形成し、歪取焼鈍におけるＳｉ－Ｍｎ窒化物の生成を抑制するので、歪取焼鈍後の鉄損を低減する効果があるため、本発明においては重要な元素である。０．０００５ｍａｓｓ％未満では上記効果が小さく、一方、０．００５０ｍａｓｓ％超えでは、粒成長が阻害されるため、却って鉄損が悪くなる。よって、Ｂは０．０００５～０．００５０ｍａｓｓ％の範囲とする。Ｂの下限値は、歪取焼鈍後の鉄損低減の観点から、好ましく０．００１０ｍａｓｓ％以上、より好ましくは０．００２０ｍａｓｓ％以上である。
　なお、Ｂ窒化物は、先述したように、ＣａやＲＥＭの酸化物上に析出し易い傾向があるため、Ｂの上記鉄損低減効果を高めるためには、ＣａやＲＥＭと複合添加することが有利である。
　本発明の無方向性電磁鋼板は、上記基本成分に加えてさらに、Ｃａ，ＲＥＭ，ＳｎおよびＳｂを以下の範囲で含有することができる。
Ｃａ：０．００１０～０．０１０ｍａｓｓ％、ＲＥＭ：０．００１０～０．０４０ｍａｓｓ％
　ＣａおよびＲＥＭは、いずれもＢと複合添加することで、Ｂによる鉄損増加を抑制する効果がある。上記効果を得るためには、いずれも０．００１０ｍａｓｓ％以上添加するのが好ましい。しかし、Ｃａを０．０１０ｍａｓｓ％超え、ＲＥＭを０．０４０ｍａｓｓ％超え添加すると、鉄損改善効果が飽和し、かつ、介在物が磁壁移動を阻害するため、却って鉄損が増加する。よって、ＣａおよびＲＥＭを添加する場合は、Ｃａ：０．００１０～０．０１０ｍａｓｓ％、ＲＥＭ：０．００１０～０．０４０ｍａｓｓ％の範囲とするのが好ましい。より好ましくは、Ｃａ：０．００２０～０．００５０ｍａｓｓ％、ＲＥＭ：０．００４０～０．０２０ｍａｓｓ％の範囲である。
ＳｎおよびＳｂ：合計で０．００５～０．２０ｍａｓｓ％
　ＳｎおよびＳｂは、再結晶集合組織を改善し、磁束密度や鉄損を改善する効果がある。上記効果を得るためには、合計で０．００５ｍａｓｓ％以上の添加が必要である。一方、０．２０ｍａｓｓ％超え添加しても、上記効果が飽和する。よって、ＳｎおよびＳｂを添加する場合には、合計で０．００５～０．２０ｍａｓｓ％の範囲で添加するのが好ましい。より好ましくは、合計で０．０１～０．１０ｍａｓｓ％の範囲である。
Ｍｇ：０．０００２～０．００５０ｍａｓｓ％
　Ｍｇは、高温まで安定な硫化物を形成して微細硫化物の生成を抑制し、粒成長を促進することで鉄損を改善する効果がある。上記効果を得るためには、０．０００２ｍａｓｓ％以上の添加が必要である。一方、０．００５０ｍａｓｓ％超え添加すると、却って鉄損が悪くなる。よって、Ｍｇを添加する場合には、０．０００２～０．００５０ｍａｓｓ％の範囲で添加するのが好ましい。より好ましくは０．０００４～０．００２０ｍａｓｓ％の範囲である。
　本発明の無方向性電磁鋼板において、上記成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。
　次に、本発明の無方向性電磁鋼板の製造方法について説明する。
　本発明の無方向性電磁鋼板は、本発明に適合する上記成分組成を有する鋼を転炉や電気炉、真空脱ガス装置などを用いた通常公知の精錬プロセスで溶製し、連続鋳造法あるいは造塊－分塊圧延法で鋼スラブとし、この鋼スラブを通常公知の方法で熱間圧延して熱延板とし、必要に応じて熱延板焼鈍をした後、１回もしくは中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延により最終板厚の冷延板とし、仕上焼鈍を施して製造することができる。
　ここで、上記の熱延板焼鈍は、製造コストが増加するものの、磁気特性の改善に有効であるので実施することが好ましい。
　また、冷間圧延後の仕上焼鈍の温度は、目標とする磁気特性や機械的特性に応じて調整することが望ましく、特に粒成長を促進し、鉄損を低減する観点からは９００℃以上とするのが好ましい。より好ましくは９５０～１０５０℃の範囲である。また、仕上焼鈍における焼鈍雰囲気は、還元性雰囲気、例えば、ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２が０．１以下の水素窒素混合雰囲気とするのが好ましく、ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２が０．０１以下の水素窒素混合雰囲気とするのがより好ましい。
　仕上焼鈍後の鋼板は、その後、積層時の絶縁性を確保するため、および／または、打抜性を改善するため、表面に絶縁被膜を被成するのが好ましい。上記絶縁被膜は、良好な打抜性を確保するためには、樹脂を含有する有機被膜とするのが好ましい。また、溶接性を重視する場合には、半有機や無機被膜とするのが好ましい。
　上記のようにして得た本発明の無方向性電磁鋼板は、リサイクル性のみならず、歪取焼鈍後の鉄損特性にも優れた特性を有するため、ロータおよびステータのコア形状に打抜加工し、積層してモータコアとした後、歪取焼鈍を施す用途に好適に用いることができる。ここで、上記歪取焼鈍は、不活性ガス雰囲気中で、７００～９００℃×０．１～１０ｈｒの条件で行うのが好ましい。焼鈍温度が７００℃未満および／または均熱時間が０．１ｈｒ未満では、粒成長が不十分であり、歪取焼鈍による鉄損低減効果が十分に得られず、一方、焼鈍温度が９００℃超えると、絶縁被膜のスティッキングを防止することができず、鋼板間の絶縁性を確保することが困難になり、鉄損が増加してしまうためである。また、均熱時間が１０ｈｒを超えると、生産性が低下し、製造コストが増加してしまうからである。より好ましい条件は、７２０～８２０℃×１～３ｈｒである。
　表１に示す各種成分組成を有する鋼を溶製し、鋼スラブとした後、該鋼スラブを１１００℃で３０分間加熱し、仕上圧延終了温度を９００℃とする熱間圧延して板厚２．３ｍｍの熱延板とし、巻取温度５８０℃でコイルに巻き取った。次いで、上記熱延板を酸洗して脱スケールし、冷間圧延して板厚０．３５ｍｍの冷延板とした後、該冷延板にＨ２：Ｎ２＝２０：８０（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２：０．００１）の雰囲気中で１０００℃×１０ｓｅｃの仕上焼鈍を施し、絶縁被膜を被成して無方向性電磁鋼板（製品板）とした。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　斯くして得た製品板から、圧延方向および圧延直角方向に沿って、２８０ｍｍ×３０ｍｍのエプスタイン試験片を採取し、エプスタイン試験を行い、鉄損Ｗ１５／５０と磁束密度Ｂ５０を測定した。
　次いで、上記鉄損測定後のエプスタイン試験片に対して、ユーザーでの歪取焼鈍ＳＲＡを模擬した熱処理（昇温速度：３００℃／ｈｒ、均熱温度：７５０℃、均熱時間：０ｈｒ、冷却速度：１００℃／ｈｒ）を施した後、再度、鉄損Ｗ１５／５０と磁束密度Ｂ５０を測定した。
　上記測定の結果を表１中に併記した。なお、歪取焼鈍後の磁束密度は、仕上焼鈍後の磁束密度と同程度であったため、記載を省略した。この表の結果から、本発明に適合している成分組成の鋼板は、Ｓｉ，Ｍｎの含有量が比較的高いときでも、歪取焼鈍後の鉄損特性が優れていることがわかる。

Claims (5)

  1. Ｃ：０．００５０ｍａｓｓ％以下、Ｓｉ：１．０～５．０ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．０３～３．０ｍａｓｓ％、Ｐ：０．２ｍａｓｓ％以下、Ｓ：０．００５ｍａｓｓ％以下、Ａｌ：０．０５ｍａｓｓ％以下、Ｎ：０．００５０ｍａｓｓ％以下、Ｏ：０．０１０ｍａｓｓ％以下、Ｔｉ：０．００３０ｍａｓｓ％以下、Ｎｂ：０．００３０ｍａｓｓ％以下、Ｂ：０．０００５～０．００５０ｍａｓｓ％を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる成分組成を有する無方向性電磁鋼板。
  2. 上記成分組成に加えてさらに、Ｃａ：０．００１０～０．０１０ｍａｓｓ％およびＲＥＭ：０．００１０～０．０４０ｍａｓｓ％から選ばれる１種または２種を含有することを特徴とする請求項１に記載の無方向性電磁鋼板。
  3. 上記成分組成に加えてさらに、ＳｎおよびＳｂから選ばれる１種または２種を合計で０．００５～０．２０ｍａｓｓ％含有することを特徴とする請求項１または２に記載の無方向性電磁鋼板。
  4. 上記成分組成に加えてさらに、Ｍｇ：０．０００２～０．００５０ｍａｓｓ％を含有することを特徴とする請求項１～３のいずれか１項に記載の無方向性電磁鋼板。
  5. Ｓｉの含有量（ｍａｓｓ％）に対するＭｎの含有量（ｍａｓｓ％）の比である［Ｍｎ］／［Ｓｉ］が０．２０以上であることを特徴とする請求項１～４のいずれか１項に記載の無方向性電磁鋼板。
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