WO2018179871A1 - 無方向性電磁鋼板の製造方法、モータコアの製造方法およびモータコア - Google Patents

無方向性電磁鋼板の製造方法、モータコアの製造方法およびモータコア Download PDF

Info

Publication number
WO2018179871A1
WO2018179871A1 PCT/JP2018/004135 JP2018004135W WO2018179871A1 WO 2018179871 A1 WO2018179871 A1 WO 2018179871A1 JP 2018004135 W JP2018004135 W JP 2018004135W WO 2018179871 A1 WO2018179871 A1 WO 2018179871A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
mass
less
relief annealing
annealing
magnetostriction
Prior art date
Application number
PCT/JP2018/004135
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
善彰 財前
尾田　善彦
智幸 大久保
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 CN201880022405.1A priority Critical patent/CN110536971B/zh
Priority to BR112019018081-8A priority patent/BR112019018081B1/pt
Priority to EP18775032.8A priority patent/EP3572535B1/en
Priority to KR1020197026683A priority patent/KR102301751B1/ko
Priority to US16/486,121 priority patent/US11136645B2/en
Priority to JP2019508687A priority patent/JP6770260B2/ja
Priority to MX2019011566A priority patent/MX2019011566A/es
Priority to CA3054114A priority patent/CA3054114C/en
Publication of WO2018179871A1 publication Critical patent/WO2018179871A1/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
    • 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
    • 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
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/004—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr and Ni
    • 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
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • 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
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/005—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment of ferrous alloys
    • 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
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
    • 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
    • C21D8/1227—Warm 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
    • C21D8/1272—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
    • 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
    • C21D8/1277—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties involving a particular surface treatment
    • C21D8/1283—Application of a separating or insulating coating
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/004—Very low carbon steels, i.e. having a carbon content of less than 0,01%
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/008—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
    • C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • 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
    • C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/20—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/24—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/34—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of 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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/60—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
    • H01F1/16—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of soft-magnetic materials metals or alloys in the form of sheets
    • H—ELECTRICITY
    • H02—GENERATION; CONVERSION OR DISTRIBUTION OF ELECTRIC POWER
    • H02K—DYNAMO-ELECTRIC MACHINES
    • H02K1/00—Details of the magnetic circuit
    • H02K1/02—Details of the magnetic circuit characterised by the magnetic material
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C2202/00—Physical properties
    • C22C2202/02—Magnetic
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
    • Y02T—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES RELATED TO TRANSPORTATION
    • Y02T10/00—Road transport of goods or passengers
    • Y02T10/60—Other road transportation technologies with climate change mitigation effect
    • Y02T10/64—Electric machine technologies in electromobility

Definitions

  • the present invention relates to a method for producing a non-oriented electrical steel sheet, a method for producing a motor core using the electrical steel sheet, and a motor core made of the electrical steel sheet.
  • motor cores are divided into stator cores and rotor cores.
  • stator cores In order to meet the recent demands for miniaturization and higher output of HEV drive motors and the like, non-oriented electrical steel sheets used for stator cores have high magnetic flux density and low iron. Magnetic characteristics with excellent loss have been strongly demanded.
  • the motor speed tends to be increased.
  • the HEV drive motor has a large outer diameter, a large centrifugal force acts on the rotor core.
  • the rotor core bridge part there is a very narrow part (1-2 mm) called the rotor core bridge part, and therefore the non-oriented electrical steel sheet used for the rotor core is required to have higher strength than before. It has become like this.
  • the non-oriented electrical steel sheet used for the motor core has not only excellent magnetic properties but also high strength for the rotor core, and higher magnetic flux density and lower iron for the stator core. Ideally it is a loss.
  • the required characteristics are greatly different between the rotor core and the stator core, but in manufacturing the motor core, it is the same from the viewpoint of increasing the material yield. It can be said that it is desirable to simultaneously extract the rotor core material and the stator core material from the raw steel plates, and then laminate the respective core materials and assemble them into the rotor core or the stator core.
  • Patent Document 1 discloses a motor core in which a rotor and a stator are punched and laminated from the same steel sheet, and only the stator is subjected to strain relief annealing.
  • the plate thickness used in the construction method is 0.15 mm or more and 0.35 mm or less, the yield strength of the steel sheet before strain relief annealing is 600 MPa or more, and the iron loss W 10/400 after strain relief annealing is 20 W / kg or less.
  • Non-oriented electrical steel sheets have been proposed.
  • the present invention has been made in view of the above-mentioned problems of the prior art, and its purpose is that a high-strength rotor core and a stator core having excellent magnetic properties after strain relief annealing can be manufactured from the same material.
  • the present invention proposes a method for producing a grain-oriented electrical steel sheet and a method for producing a motor core using the non-oriented electrical steel sheet, and provides a motor core made of the non-oriented electrical steel sheet.
  • a rotor core and a stator core are manufactured using a non-oriented electrical steel sheet in which the amounts of Si, Al, and Mn contained in the steel sheet are controlled within a predetermined range, and the cooling rate in the stress relief annealing of the stator core is 10 ° C /
  • the cooling rate in the stress relief annealing of the stator core is 10 ° C /
  • the present invention is C: 0.0050 mass% or less, Si: 2.5 to 6.5 mass%, Mn: 0.05 to 2.0 mass%, P: 0.2 mass% or less, S: 0.005 mass%
  • Al 3 mass% or less
  • N 0.005 mass% or less
  • Ti 0.003 mass% or less
  • Nb 0.005 mass% or less
  • V 0.005 mass% or less
  • the above Si, Al and Mn is the following formula (1); Si-2Al-Mn ⁇ 0 (1)
  • the yield stress after the finish annealing is 400 MPa or more
  • the iron loss W 10/400 (W / kg) after the strain relief annealing is expressed by the following formula (2) in relation to the sheet thickness t (mm); W 10/400 ⁇ 10 +
  • the strain relief annealing is performed at a soaking temperature of 780 to 950 ° C. and a cooling rate from the soaking temperature to 650 ° C. being 10 ° C./min or less.
  • the steel slab used in the method for producing the non-oriented electrical steel sheet of the present invention is characterized by further containing at least one component of the following groups A to D in addition to the component composition.
  • groups A to D in addition to the component composition.
  • . -Group A 0.0020 to 0.10 mass% in total of one or two selected from Mo and W Group B; Sn: 0.005 to 0.20 mass% and Sb: 0.005 to 0.20 mass% selected from one or two groups C Group; one or two selected from Ca and Mg 0.001 to 0.010 mass% in total Group D: one or more selected from Cu: 0.01 to 0.2 mass%, Ni: 0.05 to 1 mass%, and Cr: 0.01 to 0.5 mass%
  • C 0.0050 mass% or less
  • Si 2.5 to 6.5 mass%
  • Mn 0.05 to 2.0 mass%
  • P 0.2 mass% or less
  • S 0.005 mass%
  • Al 3 mass% or less
  • N 0.005 mass% or less
  • Ti 0.003 mass% or less
  • Nb 0.005 mass% or less
  • V 0.005 mass% or less
  • Si Al and Mn is the following formula (1); Si-2Al-Mn ⁇ 0 (1)
  • the rotor core material and the stator core material are simultaneously sampled from one non-oriented electrical steel sheet having a component composition consisting of Fe and inevitable impurities, and having a yield stress of 400 MPa or more.
  • stator core material is laminated and subjected to strain relief annealing to form a stator core.
  • the iron loss W 10/400 (W / kg) of the stator core after strain relief annealing is a plate.
  • the method for manufacturing the motor core according to the present invention is characterized in that the strain relief annealing is performed at a soaking temperature of 780 to 950 ° C. and a cooling rate from the soaking temperature to 650 ° C. being 10 ° C./min or less.
  • the non-oriented electrical steel sheet used in the method for manufacturing a motor core of the present invention is characterized in that it contains at least one component of the following groups A to D in addition to the component composition.
  • groups A to D 0.0020 to 0.10 mass% in total of one or two selected from Mo and W Group B; Sn: 0.005 to 0.20 mass% and Sb: 0.005 to 0.20 mass% selected from one or two groups C Group; one or two selected from Ca and Mg 0.001 to 0.010 mass% in total Group D: one or more selected from Cu: 0.01 to 0.2 mass%, Ni: 0.05 to 1 mass%, and Cr: 0.01 to 0.5 mass%
  • Ratio of the magnetostriction ⁇ 0-p (burned) after the above stress relief annealing to the average value ⁇ 0-p (raw) of the magnetostriction in the rolling direction and the direction perpendicular to the rolling at 0T ( ⁇ 0-p (burned) / ⁇ 0- p (raw)) is less than 0.8.
  • the non-oriented electrical steel sheet used for the motor core of the present invention is characterized by further containing at least one component of the following groups A to D in addition to the component composition.
  • groups A to D 0.0020 to 0.10 mass% in total of one or two selected from Mo and W Group B; Sn: 0.005 to 0.20 mass% and Sb: 0.005 to 0.20 mass% selected from one or two groups C Group; one or two selected from Ca and Mg 0.001 to 0.010 mass% in total Group D: one or more selected from Cu: 0.01 to 0.2 mass%, Ni: 0.05 to 1 mass%, and Cr: 0.01 to 0.5 mass%
  • the rotor core that requires high strength and the stator core that requires high magnetic flux density and low iron loss can be manufactured from the same material steel plate, which contributes to the improvement of the productivity of the motor core.
  • FIG. 3 is a graph showing the relationship between magnetostriction ⁇ 0-p (fired) after strain relief annealing and iron loss W 10/400 after strain relief annealing. It is a graph which shows the relationship between the cooling rate from soaking temperature in strain relief annealing, and the magnetostriction ratio ( ⁇ 0-p (annealing) / ⁇ 0-p (raw)) before and after the strain relief annealing.
  • an L direction sample and a C direction sample of length: 280 mm ⁇ width: 30 mm are taken from the steel plate after the finish annealing, and rolling direction at 400 Hz and 1.0 T before strain relief annealing using a laser displacement meter.
  • the average value ⁇ 0-p (raw) of the magnetostriction in the direction perpendicular to the rolling was measured.
  • the JIS No. 5 tensile test piece which makes a rolling direction a tensile direction was extract
  • the sample of 280 mm ⁇ 30 mm used for the magnetostriction measurement was subjected to soaking treatment at 850 ° C. ⁇ 1 hr, and then cooled from the soaking temperature to 650 ° C. at 8 ° C./min, and further to room temperature at 10 ° C./min.
  • SRA simulating cooling strain relief annealing
  • the iron loss W 10/400 was measured by the Epstein test method.
  • FIG. 1 shows the relationship between the magnetostriction ⁇ 0-p (fired) after the stress relief annealing and the iron loss W 10/400 . From this figure, excellent iron loss characteristics are obtained when the magnetostriction ⁇ 0-p (fired) after strain relief annealing is 5.0 ⁇ 10 ⁇ 6 or less. Therefore, the iron loss characteristics after strain relief annealing are improved. It can be seen that it is effective to reduce the magnetostriction ⁇ 0-p (burning). The reason for this is considered to be that hysteresis loss deteriorates because magnetoelastic energy increases as magnetostriction increases.
  • C 0.0023 mass%, Si: 3.45 mass%, Mn: 0.51 mass%, P: 0.01 mass%, S : 0.0016 mass%, Al: 0.8 mass%, N: 0.0018 mass%, O: 0.0023 mass%, Ti: 0.0014 mass%, Nb: 0.0006 mass%, and V: 0.0015 mass%
  • a steel ingot obtained by melting and casting steel in a vacuum furnace is hot-rolled into a hot-rolled sheet having a thickness of 2.0 mm, and then the hot-rolled sheet is subjected to hot-rolled sheet annealing at 930 ° C. for 30 seconds.
  • the cooling rate from the stress relief annealing temperature (825 ° C.) to 650 ° C. is in the range of 1 ° C./min to 30 ° C./min.
  • strain relief annealing is performed, magnetostriction ⁇ 0-p (fired) after strain relief annealing is measured, and magnetostriction ratio before and after strain relief annealing ( ⁇ 0-p (fired) / ⁇ 0-p ( Raw)).
  • FIG. 2 shows the relationship between the cooling rate during strain relief annealing and the magnetostriction ratio before and after strain relief annealing.
  • FIG. 2 also shows that the cooling rate is preferably 10 ° C./min or less and more preferably 5 ° C./min or less in order to reduce the magnetostriction ratio, and therefore reduce the iron loss after strain relief annealing. .
  • the non-oriented electrical steel sheet of the present invention needs to be able to simultaneously extract both the core material of the rotor core and the stator core from one material steel sheet.
  • the rotor core has excellent magnetic properties.
  • the stator core is required to have excellent magnetic properties after strain relief annealing. Therefore, the non-oriented electrical steel sheet of the present invention requires the following characteristics.
  • Yield stress after finish annealing 400 MPa or more
  • rotor cores are processed into a core shape by stamping etc., then laminated and clamped (fixed) by welding, caulking, etc. Therefore, strain relief annealing is not performed. Therefore, in order to use for a rotor core, the strength of the steel sheet after finish annealing is required to be high. Therefore, in the present invention, the yield stress of the steel sheet after finish annealing is defined as 400 MPa, preferably 450 MPa or more.
  • the yield stress is an upper yield point when a JIS No. 5 tensile test piece is subjected to a tensile test in accordance with JIS Z 2241.
  • stator core Iron loss after strain relief annealing W 10/400 : 10 + 25t or less (t: thickness (mm))
  • stator core is generally subjected to strain relief annealing after the steel plate after finish annealing is processed into a core shape by punching or the like, laminated, clamped (fixed) by welding, caulking, or the like. Therefore, in order to use for a stator core, it is calculated
  • the iron loss value depends on the plate thickness, the following equation (2) in relation to the plate thickness (mm): W 10/400 ⁇ 10 + 25t (2) It was necessary to meet. This is because when the iron loss value does not satisfy the above formula (2), the heat generation of the stator core is increased, and the motor efficiency is significantly reduced.
  • the iron loss W 10/400 after strain relief annealing is the magnetostriction ⁇ 0-p (fire) after stress relief annealing.
  • the magnetostriction ⁇ 0-p (fired) after strain relief annealing is limited to 5.0 ⁇ 10 ⁇ 6 or less in FIG. 1 where the iron loss W 10/400 satisfies the above expression (2). To do.
  • the value of the magnetostriction ⁇ 0-p (burned) is the average value of the magnetostriction in the rolling direction and the direction perpendicular to the rolling measured at 400 Hz and 1.0 T.
  • the ratio of the magnetostriction ⁇ 0-p (fired) after the stress relief annealing to the magnetostriction ⁇ 0-p (raw) before the stress relief annealing ( ⁇ 0-p (fired) / ⁇ 0-p (raw)) needs to be less than 0.8. Preferably it is 0.7 or less.
  • the values of magnetostriction ⁇ 0-p (fired) and ⁇ 0-p (raw) are both average values of magnetostriction in the rolling direction and the direction perpendicular to the rolling measured at 400 Hz and 1.0 T.
  • C 0.0050 mass% or less
  • C contained in the product plate is a harmful element that forms carbides, causes magnetic aging, and deteriorates iron loss characteristics. Therefore, the upper limit of C contained in the material is limited to 0.0050 mass%. Preferably, it is 0.0040 mass% or less.
  • the minimum of C is not prescribed
  • Si has the effect of increasing the specific resistance of steel and reducing iron loss, and also has the effect of increasing the strength of steel by solid solution strengthening, so it is contained in an amount of 2.5 mass% or more.
  • the upper limit is set to 6.5 mass%. Preferably, it is in the range of 3.0 to 6.5 mass%.
  • Mn 0.05 to 2.0 mass% Mn, like Si, is an element useful for increasing the specific resistance and strength of steel, and is also an element that forms a sulfide and improves hot brittleness. Therefore, Mn is contained in an amount of 0.05 mass% or more. On the other hand, addition exceeding 2.0 mass% causes slab cracking and the like and deteriorates operability in steelmaking, so the upper limit is made 2.0 mass%. The range is preferably from 0.1 to 1.5 mass%.
  • P 0.2 mass% or less P is a useful element used for adjusting the strength (hardness) of steel. However, if it exceeds 0.2 mass%, the steel becomes brittle and it becomes difficult to roll, so the upper limit is made 0.2 mass%.
  • a minimum is not prescribed
  • Al 3 mass% or less
  • Al is a useful element that has the effect of increasing the specific resistance of steel and reducing iron loss. However, if it exceeds 3 mass%, it becomes difficult to roll, so the upper limit of Al is 3 mass%. Preferably it is 2 mass% or less.
  • the Al content is in the range of more than 0.01 mass% and less than 0.1 mass%, fine AlN precipitates and iron loss increases, so Al is in the range of 0.01 mass% or less or 0.1 mass% or more. Is preferable.
  • Al is preferably 0.01 mass% or less. More preferably, it is 0.003 mass% or less.
  • S, N, Nb and V 0.005 mass% or less respectively
  • S, N, Nb and V are elements that form fine precipitates and inhibit grain growth during strain relief annealing, which adversely affects iron loss characteristics.
  • the upper limit is limited to 0.005 mass%, respectively.
  • Ti 0.003 mass% or less
  • Ti is an element that similarly forms fine precipitates and inhibits grain growth during strain relief annealing, and adversely affects iron loss characteristics.
  • the upper limit is limited to 0.003 mass%.
  • it is 0.002 mass% or less.
  • the content (mass%) of Si, Al and Mn is the following formula (1): Si-2Al-Mn ⁇ 0 (1) It is necessary to satisfy and contain. Deviating from the above equation (1), that is, if the left side of the above equation (1) is less than 0, the hysteresis loss after finish annealing at 400 Hz and 1.0 T increases, and the magnetostriction ⁇ 0-p (raw) also increases. It is.
  • the value on the left side of the above formula (1) is preferably 0.3 or more.
  • the non-oriented electrical steel sheet of the present invention may further contain the following elements in addition to the essential components.
  • Mo, W: 0.0020 to 0.10 mass% in total Mo and W are both effective elements for suppressing surface defects (hegging) of the non-oriented electrical steel sheet of the present invention. Since the steel plate of the present invention is a high alloy steel and the surface is easily oxidized, the occurrence rate of lashes due to surface cracking is high, but by adding a small amount of Mo, W, which is an element that enhances high temperature strength, the above cracks are generated. Can be suppressed. The above effect is not sufficient when the total content of Mo and W is less than 0.0020 mass%. On the other hand, adding more than 0.10 mass% only saturates the above effect and increases the alloy cost. is there. Therefore, when adding Mo and W, it is preferable to set it as the said range. More preferably, it is in the range of 0.0050 to 0.050 mass%.
  • each Sn and Sb are effective in improving the recrystallization texture and improving the magnetic flux density and iron loss characteristics.
  • addition of 0.005 mass% or more is required.
  • the content is preferable to set the content in the range of 0.005 to 0.20 mass%, respectively. More preferably, each is in the range of 0.01 to 0.1 mass%.
  • addition of 0.001 mass% or more is required in total of Ca and Mg, and on the other hand, when adding exceeding 0.010 mass%, an iron loss will raise on the contrary. Therefore, when adding Ca and Mg, the above range is preferable. More preferably, it is in the range of 0.003 to 0.008 mass%.
  • Cu 0.01 to 0.2 mass% Cu has the effect of improving the texture and increasing the magnetic flux density, but in order to obtain the above effect, it is desirable to contain 0.01% by mass or more. On the other hand, if it exceeds 0.2 mass%, the above effect is saturated, so the upper limit is 0.2 mass%. More preferably, it is in the range of 0.05 to 0.15 mass%.
  • Ni 0.05 to 1 mass%
  • Ni has an effect of increasing the strength and specific resistance of steel, but in order to obtain the above effect, it is desirable to contain 0.05 mass% or more.
  • the upper limit is set to 1 mass%. More preferably, it is in the range of 0.1 to 0.5 mass%.
  • 0.5 mass% Cr 0.01 to 0.5 mass% Cr has the effect of increasing the specific resistance of the steel and reducing the iron loss. However, in order to obtain the above effect, it is desirable to contain 0.01% by mass or more. However, if it exceeds 0.5 mass%, the raw material cost increases, so the upper limit is set to 0.5 mass%. More preferably, it is in the range of 0.1 to 0.4 mass%.
  • a steel having the above composition suitable for the present invention is melted by a generally known refining process using a converter, an electric furnace, a vacuum degassing apparatus, etc., and is continuously cast or ingot-bundled.
  • a steel slab is formed, and the steel slab is hot-rolled by a generally known method to obtain a hot-rolled sheet.
  • the hot-rolled sheet may be subjected to hot-rolled sheet annealing as necessary, and the soaking temperature in that case is preferably in the range of 800 to 1100 ° C. If it is less than 800 ° C, the effect of hot-rolled sheet annealing is small, and a sufficient effect of improving magnetic properties cannot be obtained. On the other hand, if it exceeds 1100 ° C, it is disadvantageous in terms of production cost, or brittle fracture during cold rolling ( There is a risk of promoting plate breakage).
  • the hot-rolled sheet after the hot rolling or after the hot-rolled sheet annealing is then made into a cold-rolled sheet having a final thickness by one or more cold rollings sandwiching the intermediate annealing.
  • the final cold rolling is preferably warm rolling at 200 ° C. or higher from the viewpoint of improving the magnetic flux density.
  • the final plate thickness (product plate thickness) is preferably in the range of 0.1 to 0.3 mm. If the thickness is less than 0.1 mm, the productivity is lowered. On the other hand, if it exceeds 0.3 mm, the iron loss reduction effect is small.
  • the cold-rolled sheet having the final thickness is then subjected to finish annealing, and this condition is preferably continuous annealing at 700 to 1000 ° C. for 1 to 300 seconds. If the soaking temperature is less than 700 ° C., recrystallization does not proceed sufficiently and good magnetic properties cannot be obtained, and in addition, the shape correction effect in continuous annealing cannot be obtained sufficiently. On the other hand, when the temperature exceeds 1000 ° C., the crystal grain size becomes coarse and the strength decreases. From the viewpoint of securing the strength after finish annealing required for the rotor core, it is desirable that the finish annealing be performed at a low temperature and in a short time as much as possible within a range in which shape correction is possible.
  • the steel sheet after the finish annealing is preferably coated with an insulating film on the surface of the steel sheet in order to ensure insulation during lamination.
  • an insulating film it is desirable to select an organic coating containing a resin in order to ensure good punchability, and to select a semi-organic or inorganic coating when emphasizing weldability.
  • the stator core is generally manufactured by processing the steel sheet after finish annealing into a core shape by punching, etc., laminating and fixing, and then applying strain relief annealing.
  • the annealing is preferably performed in an inert gas atmosphere under conditions of 780 to 950 ° C. ⁇ 0.1 to 10 hours. This is because if the stress relief annealing temperature is less than 780 ° C., the effect of improving the iron loss by the stress relief annealing is small, while if it exceeds 950 ° C., it is difficult to ensure insulation between the laminated steel sheets.
  • a steel slab having various component compositions shown in Table 2 was heated at a temperature of 1100 ° C. for 30 minutes, and then hot-rolled to obtain a hot-rolled sheet having a thickness of 1.8 mm, and the hot-rolled sheet was 980 ° C. ⁇ 30 seconds.
  • a cold-rolled sheet with various thicknesses shown in Table 3 is obtained by one cold rolling, and finish-annealing is performed on the cold-rolled sheet at the temperature shown in Table 3 for 10 seconds.
  • L: 280 mm ⁇ C: 30 mm L direction sample and C: 280 mm ⁇ L: 30 mm C direction sample are cut out from the steel plate after finish annealing, and the steel plate after finish annealing is finished using a laser displacement meter.
  • a JIS No. 5 tensile test piece was taken from the finished annealed product plate, subjected to a tensile test, and the yield stress was measured.
  • the 280 mm ⁇ 30 mm L direction and C direction samples subjected to the magnetostriction measurement after the above-mentioned finish annealing were subjected to strain relief annealing that was soaked at the temperatures shown in Table 3 for 1 hour. At this time, the cooling rate from the soaking temperature of the strain relief annealing to 650 ° C. was changed as shown in Table 3.
  • the magnetostriction ⁇ 0-p (fired) of the sample after strain relief annealing is measured with a laser displacement meter, and the magnetostriction ratio before and after strain relief annealing ( ⁇ 0-p (fired) / ⁇ 0-p (raw)).
  • the iron loss W 10/400 after strain relief annealing was measured by the Epstein test.

Landscapes

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

Abstract

Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｐ，Ｓ，Ａｌ，Ｎ，Ｔｉ，ＮｂおよびＶを所定量含有し、上記Ｓｉ，ＡｌおよびＭｎがＳｉ－２Ａｌ－Ｍｎ≧０を満たして含有する鋼スラブを熱間圧延し、冷間圧延し、仕上焼鈍し、歪取焼鈍して無方向性電磁鋼板の製造する際、上記仕上焼鈍後の降伏応力が４００ＭＰａ以上、上記歪取焼鈍後の鉄損Ｗ１０／４００（Ｗ／ｋｇ）が板厚ｔ（ｍｍ）との関係でＷ１０／４００≦１０＋２５ｔを満たし、さらに、歪取焼鈍後の磁歪λ０－ｐ（焼）が５．０×１０－６以下で、歪取焼鈍前の磁歪に対する歪取焼鈍後の磁歪の比（λ０－ｐ（焼）／λ０－ｐ（生））が０．８未満となるよう、上記仕上焼鈍および歪取焼鈍の条件を調整することによって、高強度のロータコアと、歪取焼鈍後の磁気特性に優れるステータコアを同一素材から得ることができる無方向性電磁鋼板の製造方法および、その鋼板からモータコアを製造する方法とそのモータコア。

Description

無方向性電磁鋼板の製造方法、モータコアの製造方法およびモータコア
　本発明は、無方向性電磁鋼板の製造方法と該電磁鋼板を用いるモータコアの製造方法ならびに該電磁鋼板からなるモータコアに関するものである。
　近年の電気機器に対する省エネルギー化への要求の高まりにともない、回転機の鉄心（モータコア）に用いられる無方向性電磁鋼板に対し、より優れた磁気特性が要求されるようになってきている。
　また、モータコアは、ステータコアとロータコアに分けられるが、近年におけるＨＥＶ駆動モータ等に対する小型・高出力化に対する要求を満たすために、ステータコアに用いられる無方向性電磁鋼板には、高磁束密度かつ低鉄損の優れた磁気特性が強く求められるようになってきている。
　さらに、上記ＨＥＶ駆動モータ等の小型・高出力化を達成する手段として、モータの回転数が高められる傾向にあるが、ＨＥＶ駆動モータは外径が大きいため、ロータコアには大きな遠心力が働くことや、構造によってはロータコアブリッジ部と呼ばれる非常に狭い部分（１～２ｍｍ）が存在することなどから、ロータコアに使用される無方向性電磁鋼板には、従来よりも高強度であることが求められるようになってきている。
　したがって、モータコアに用いられる無方向性電磁鋼板の特性としては、磁気特性に優れていることは勿論、ロータコア用には高強度であることが、また、ステータコア用にはより高磁束密度・低鉄損であることが理想的である。このように、同じモータコアに使用される無方向性電磁鋼板であっても、ロータコアとステータコアでは求められる特性が大きく異なるが、モータコアを製造する上では、材料歩留りを高めるため等の観点から、同一の素材鋼板からロータコア材とステータコア材を同時に採取し、その後、それぞれのコア材を積層してロータコアまたはステータコアに組み立てるのが望ましいといえる。
　上記のように、高強度でかつ磁気特性に優れる無方向性電磁鋼板として、例えば特許文献１には、ロータとステータを同一の鋼板から打ち抜いて積層し、更にステータのみを歪取焼鈍するモータコアの工法に使用される、板厚が０．１５ｍｍ以上０．３５ｍｍ以下で、歪取焼鈍前における鋼板の降伏強度が６００ＭＰａ以上、歪取焼鈍後の鉄損Ｗ１０／４００が２０Ｗ／ｋｇ以下である無方向性電磁鋼板が提案されている。
特開２００８－５０６８６号公報
　しかしながら、上記特許文献１に開示の技術では、歪取焼鈍における結晶粒成長を促すため、素材鋼板中に含まれる不純物元素（Ｔｉ，Ｓ，Ｎ，Ｖ，Ｎｂ，Ｚｒ，Ａｓ）を極めて低いレベルまで低減している。また、この技術は、原料コストが高いＮｉを添加していることや、低鉄損化のために歪取焼鈍前にスキンパス圧延を施していることから、製造コストが高いという問題もある。
　本発明は、従来技術が抱える上記問題点に鑑みてなされたものであり、その目的は、高強度のロータコアと、歪取焼鈍後の磁気特性に優れるステータコアを同一素材から製造することができる無方向性電磁鋼板の製造方法と、該無方向性電磁鋼板を用いたモータコアの製造方法を提案するとともに、該無方向性電磁鋼板からなるモータコア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、特に、歪取焼鈍後の鉄損Ｗ１０／４００に及ぼす成分、製造方法の影響に着目して検討を重ねた。その結果、鋼板中に含まれるＳｉ，ＡｌおよびＭｎの量を所定の範囲に制御した無方向性電磁鋼板を素材としてロータコアおよびステータコアを製造するとともに、ステータコアの歪取焼鈍における冷却速度を１０℃／ｍｉｎ以下に制御することで、同一の素材鋼板から高強度のロータコアと低鉄損のステータコアを製造することができることを見出し、本発明を開発するに至った。
　すなわち、本発明は、Ｃ：０．００５０ｍａｓｓ％以下、Ｓｉ：２．５～６．５ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．０５～２．０ｍａｓｓ％、Ｐ：０．２ｍａｓｓ％以下、Ｓ：０．００５ｍａｓｓ％以下、Ａｌ：３ｍａｓｓ％以下、Ｎ：０．００５ｍａｓｓ％以下、Ｔｉ：０．００３ｍａｓｓ％以下、Ｎｂ：０．００５ｍａｓｓ％以下およびＶ：０．００５ｍａｓｓ％以下を含有し、かつ、上記Ｓｉ，ＡｌおよびＭｎが下記（１）式；
　Ｓｉ－２Ａｌ－Ｍｎ≧０　・・・（１）
を満たして含有し、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熱間圧延し、冷間圧延し、仕上焼鈍し、歪取焼鈍する無方向性電磁鋼板の製造方法において、上記仕上焼鈍後の降伏応力が４００ＭＰａ以上であり、上記歪取焼鈍後の鉄損Ｗ１０／４００（Ｗ／ｋｇ）が板厚ｔ（ｍｍ）との関係で下記（２）式；
　Ｗ１０／４００≦１０＋２５ｔ　・・・（２）
を満たし、さらに、上記歪取焼鈍後の４００Ｈｚ、１．０Ｔでの圧延方向および圧延直角方向の磁歪の平均値λ０－ｐ（焼）が５．０×１０－６以下で、歪取焼鈍前の４００Ｈｚ、１．０Ｔでの圧延方向および圧延直角方向の磁歪の平均値λ０－ｐ（生）に対する上記歪取焼鈍後の磁歪λ０－ｐ（焼）の比（λ０－ｐ（焼）／λ０－ｐ（生））が０．８未満となるよう、仕上焼鈍および歪取焼鈍の条件を調整することを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法を提案する。
　本発明の上記無方向性電磁鋼板の製造方法は、上記歪取焼鈍を、均熱温度を７８０～９５０℃とし、均熱温度から６５０℃までの冷却速度を１０℃／ｍｉｎ以下として行うことを特徴とする。
　また、本発明の上記無方向性電磁鋼板の製造方法に用いる上記鋼スラブは、上記成分組成に加えてさらに、下記Ａ～Ｄ群のうちの少なくとも１群の成分を含有することを特徴とする。
　　　　　　　　　記
　・Ａ群；ＭｏおよびＷのうちから選ばれる１種または２種を合計で０．００２０～０．１０ｍａｓｓ％
　・Ｂ群；Ｓｎ：０．００５～０．２０ｍａｓｓ％およびＳｂ：０．００５～０．２０ｍａｓｓ％のうちから選ばれる１種または２種
　・Ｃ群；ＣａおよびＭｇから選ばれる１種または２種を合計で０．００１～０．０１０ｍａｓｓ％
　・Ｄ群；Ｃｕ：０．０１～０．２ｍａｓｓ％、Ｎｉ：０．０５～１ｍａｓｓ％およびＣｒ：０．０１～０．５ｍａｓｓ％のうちから選ばれる１種または２種以上
　また、本発明は、Ｃ：０．００５０ｍａｓｓ％以下、Ｓｉ：２．５～６．５ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．０５～２．０ｍａｓｓ％、Ｐ：０．２ｍａｓｓ％以下、Ｓ：０．００５ｍａｓｓ％以下、Ａｌ：３ｍａｓｓ％以下、Ｎ：０．００５ｍａｓｓ％以下、Ｔｉ：０．００３ｍａｓｓ％以下、Ｎｂ：０．００５ｍａｓｓ％以下およびＶ：０．００５ｍａｓｓ％以下を含有し、かつ、上記Ｓｉ，ＡｌおよびＭｎが下記（１）式；
　Ｓｉ－２Ａｌ－Ｍｎ≧０　・・・（１）
を満たして含有し、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、降伏応力が４００ＭＰａ以上である一つの無方向性電磁鋼板からロータコア材とステータコア材を同時に採取した後、上記ロータコア材は積層してロータコアとし、上記ステータコア材は積層し、歪取焼鈍を施してステータコアとするモータコアの製造方法において、上記歪取焼鈍後のステータコアの鉄損Ｗ１０／４００（Ｗ／ｋｇ）が板厚ｔ（ｍｍ）との関係で、下記（２）式；
　Ｗ１０／４００≦１０＋２５ｔ　・・・（２）
を満たし、かつ、上記歪取焼鈍後の４００Ｈｚ、１．０Ｔでの圧延方向および圧延直角方向の磁歪の平均値λ０－ｐ（焼）が５．０×１０－６以下であり、さらに、歪取焼鈍前の４００Ｈｚ、１．０Ｔでの圧延方向および圧延直角方向の磁歪の平均値λ０－ｐ（生）に対する上記歪取焼鈍後の磁歪λ０－ｐ（焼）の比（λ０－ｐ（焼）／λ０－ｐ（生））が０．８未満となるよう仕上焼鈍および歪取焼鈍の条件を調整することを特徴とするモータコアの製造方法を提案する。
　本発明の上記モータコアの製造方法は、上記歪取焼鈍を、均熱温度を７８０～９５０℃とし、均熱温度から６５０℃までの冷却速度を１０℃／ｍｉｎ以下として行なうことを特徴とする。
　また、本発明の上記モータコアの製造方法に用いる上記無方向性電磁鋼板は、上記成分組成に加えてさらに、下記Ａ～Ｄ群のうちの少なくとも１群の成分を含有することを特徴とする。
　　　　　　　　　記
　・Ａ群；ＭｏおよびＷのうちから選ばれる１種または２種を合計で０．００２０～０．１０ｍａｓｓ％
　・Ｂ群；Ｓｎ：０．００５～０．２０ｍａｓｓ％およびＳｂ：０．００５～０．２０ｍａｓｓ％のうちから選ばれる１種または２種
　・Ｃ群；ＣａおよびＭｇから選ばれる１種または２種を合計で０．００１～０．０１０ｍａｓｓ％
　・Ｄ群；Ｃｕ：０．０１～０．２ｍａｓｓ％、Ｎｉ：０．０５～１ｍａｓｓ％およびＣｒ：０．０１～０．５ｍａｓｓ％のうちから選ばれる１種または２種以上
　また、本発明は、Ｃ：０．００５０ｍａｓｓ％以下、Ｓｉ：２．５～６．５ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．０５～２．０ｍａｓｓ％、Ｐ：０．２ｍａｓｓ％以下、Ｓ：０．００５ｍａｓｓ％以下、Ａｌ：３ｍａｓｓ％以下、Ｎ：０．００５ｍａｓｓ％以下、Ｔｉ：０．００３ｍａｓｓ％以下、Ｎｂ：０．００５ｍａｓｓ％以下およびＶ：０．００５ｍａｓｓ％以下を含有し、かつ、上記Ｓｉ，ＡｌおよびＭｎが下記（１）式；
　Ｓｉ－２Ａｌ－Ｍｎ≧０　・・・（１）
を満たして含有し、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同一の無方向性電磁鋼板から製造されたロータコアとステータコアからなるモータコアにおいて、上記ロータコアは、降伏応力が４００ＭＰａ以上であり、
上記ステータコアは、鉄損Ｗ１０／４００（Ｗ／ｋｇ）が板厚ｔ（ｍｍ）との関係で下記（２）式；
　Ｗ１０／４００≦１０＋２５ｔ　・・・（２）
を満たし、かつ、４００Ｈｚ、１．０Ｔでの圧延方向および圧延直角方向の磁歪の平均値λ０－ｐ（焼）が５．０×１０－６以下で、歪取焼鈍前の４００Ｈｚ、１．０Ｔでの圧延方向および圧延直角方向の磁歪の平均値λ０－ｐ（生）に対する上記歪取焼鈍後の磁歪λ０－ｐ（焼）の比（λ０－ｐ（焼）／λ０－ｐ（生））が０．８未満であることを特徴とするモータコアである。
　本発明の上記モータコアに用いられる上記無方向性電磁鋼板は、上記成分組成に加えてさらに、下記Ａ～Ｄ群のうちの少なくとも１群の成分を含有することを特徴とする。
　　　　　　　　　記
　・Ａ群；ＭｏおよびＷのうちから選ばれる１種または２種を合計で０．００２０～０．１０ｍａｓｓ％
　・Ｂ群；Ｓｎ：０．００５～０．２０ｍａｓｓ％およびＳｂ：０．００５～０．２０ｍａｓｓ％のうちから選ばれる１種または２種
　・Ｃ群；ＣａおよびＭｇから選ばれる１種または２種を合計で０．００１～０．０１０ｍａｓｓ％
　・Ｄ群；Ｃｕ：０．０１～０．２ｍａｓｓ％、Ｎｉ：０．０５～１ｍａｓｓ％およびＣｒ：０．０１～０．５ｍａｓｓ％のうちから選ばれる１種または２種以上
[規則91に基づく訂正 02.05.2018]　
　本発明によれば、高強度が求められるロータコアと、高磁束密度、低鉄損が求められるステータコアを同一の素材鋼板から製造することができるので、モータコアの生産性の改善に寄与する。
歪取焼鈍後の磁歪λ０－ｐ（焼）と歪取焼鈍後の鉄損Ｗ１０／４００との関係を示すグラフである。 歪取焼鈍における均熱温度からの冷却速度と歪取焼鈍前後の磁歪比（λ０－ｐ（焼）／λ０－ｐ（生））との関係を示すグラフである。
　まず、本発明を開発する基礎となった実験について説明する。
　歪取焼鈍後の鉄損Ｗ１０／４００に及ぼす歪取焼鈍後の磁歪の影響について調査するため、表１に示す成分組成を有する鋼を真空炉で溶解し、鋳造して得た鋼塊に熱間圧延を施し、板厚１．８ｍｍの熱延板とした後、この熱延板に９５０℃×３０秒の熱延板焼鈍を施し、酸洗し、冷間圧延して板厚０．２５ｍｍの冷延板とし、その後、該冷延板に、２０ｖｏｌ％Ｈ２－８０ｖｏｌ％Ｎ２の非酸化性雰囲気下で８００℃×１０秒の仕上焼鈍を施した。
　次いで、上記仕上焼鈍後の鋼板から、長さ：２８０ｍｍ×幅：３０ｍｍのＬ方向サンプルおよびＣ方向サンプルを採取し、レーザ変位計を用いて歪取焼鈍前の４００Ｈｚ、１．０Ｔでの圧延方向および圧延直角方向の磁歪の平均値λ０－ｐ（生）を測定した。また、上記仕上焼鈍後の鋼板から、圧延方向を引張方向とするＪＩＳ５号引張試験片を採取し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１に準拠して引張試験を行い上降伏応力を測定した。
　次いで、上記磁歪測定に用いた２８０ｍｍ×３０ｍｍのサンプルに、８５０℃×１ｈｒの均熱処理後、該均熱温度から６５０℃までを８℃／ｍｉｎで冷却し、さらに、室温まで１０℃／ｍｉｎで冷却する歪取焼鈍（ＳＲＡ）を模擬した熱処理を施した後、再度、レーザ変位計で歪取焼鈍後の４００Ｈｚ、１．０Ｔでの圧延方向および圧延直角方向の磁歪の平均値λ０－ｐ（焼）を測定するとともに、エプスタイン試験法で鉄損Ｗ１０／４００を測定した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
[規則91に基づく訂正 02.05.2018]　
　上記歪取焼鈍後の磁歪λ０－ｐ（焼）と鉄損Ｗ１０／４００との関係を図１に示す。この図から、歪取焼鈍後の磁歪λ０－ｐ（焼）が５．０×１０－６以下で優れた鉄損特性が得られている、したがって、歪取焼鈍後の鉄損特性を改善するには、磁歪λ０－ｐ（焼）を低減することが有効であることがわかる。この理由は、磁歪が大きくなると、磁気弾性エネルギーが大きくなるため、ヒステリシス損が劣化するためであると考えられる。
　次に、上記結果に基き、歪取焼鈍後の鉄損をより低減するため、Ｃ：０．００２３ｍａｓｓ％、Ｓｉ：３．４５ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．５１ｍａｓｓ％、Ｐ：０．０１ｍａｓｓ％、Ｓ：０．００１６ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．８ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００１８ｍａｓｓ％、Ｏ：０．００２３ｍａｓｓ％、Ｔｉ：０．００１４ｍａｓｓ％、Ｎｂ：０．０００６ｍａｓｓ％およびＶ：０．００１５ｍａｓｓ％を含有する鋼を真空炉で溶解し、鋳造して得た鋼塊を熱間圧延して板厚２．０ｍｍの熱延板とした後、上記熱延板に９３０℃×３０秒の熱延板焼鈍を施し、酸洗し、冷間圧延して板厚０．２０ｍｍの冷延板とした後、該冷延板に２０ｖｏｌ％Ｈ２－８０ｖｏｌ％Ｎ２の非酸化性雰囲気下で８５０℃×１０秒の仕上焼鈍を施した。
　次いで、上記仕上焼鈍後の鋼板から、長さ：２８０ｍｍ×幅：３０ｍｍのＬ方向サンプルおよびＣ方向サンプルを採取し、レーザ変位計を用いて歪取焼鈍前の４００Ｈｚ、１．０Ｔでの圧延方向および圧延直角方向の磁歪の平均値λ０－ｐ（生）を測定したところ、６．２５×１０－６であった。また、上記仕上焼鈍後の鋼板からＪＩＳ５号引張試験片を採取し、引張試験を行った結果、上降伏応力は５２０ＭＰａであった。
　次いで、上記磁歪測定を行ったサンプルに、８２５℃×１ｈｒの歪取焼鈍を施した後、歪取焼鈍後の鉄損Ｗ１０／４００を測定したところ、大きなバラつきが生じていた。この原因について調査したところ、歪取焼鈍における均熱温度からの冷却速度が不均一であることが判明した。
　そこで、歪取焼鈍の均熱温度からの冷却速度が磁歪に及ぼす影響を調査するため、歪取焼鈍温度（８２５℃）から６５０℃までの冷却速度を１℃／ｍｉｎ～３０℃／ｍｉｎの範囲で種々に変化させて歪取焼鈍を施し、歪取焼鈍後の磁歪λ０－ｐ（焼）を測定し、歪取焼鈍前後の磁歪比（λ０－ｐ（焼）／λ０－ｐ（生））を求めた。
　図２に、歪取焼鈍時の冷却速度と歪取焼鈍前後の磁歪比との関係を示した。この図から、冷却速度が１０℃／ｍｉｎを超えると、歪取焼鈍後の磁歪λ０－ｐ（焼）が大きくなり、歪取焼鈍前後の磁歪比が高くなっていることがわかる。そのため、鉄損にバラツキが生じたものと考えられる。また、図２から、磁歪比を低減する、したがって、歪取焼鈍後の鉄損を低減するためには、冷却速度は１０℃／ｍｉｎ以下が好ましく、５℃／ｍｉｎ以下がより好ましいこともわかる。
　歪取焼鈍時の冷却速度が磁歪ひいては鉄損特性に影響を及ぼすメカニズムについてはまだ十分に解明されていないが、歪取焼鈍時の冷却速度が１０℃／ｍｉｎを超えると、鋼板に冷却歪が導入され、磁区構造の変化を介して、歪取焼鈍後の磁歪が大きくなり、歪取焼鈍の効果が認められなくなったものと考えられる。
　次に、本発明の無方向性電磁鋼板について説明する。
　本発明の無方向性電磁鋼板は、一つの素材鋼板から、ロータコアとステータコアの両コア材を同時に採取できることが必要であるが、先述したように、ロータコアには、磁気特性に優れることに加えて、高強度であることが、一方、ステータコアには、歪取焼鈍後の磁気特性に優れることが求められている。
　そこで、本発明の無方向性電磁鋼板は、以下の特性を必要とする。
仕上焼鈍後（歪取焼鈍前）の降伏応力：４００ＭＰａ以上
　ロータコアは、一般に、仕上焼鈍後の鋼板を打抜加工等でコア形状に加工した後、積層し、溶接やカシメ等でクランプ（固定）したものであり、歪取焼鈍が施されることはない。したがって、ロータコアに用いるためには、仕上焼鈍後の鋼板の強度が高いことが求められる。そこで、本発明では、仕上焼鈍後の鋼板の降伏応力で４００ＭＰａ、望ましくは４５０ＭＰａ以上と規定する。ここで、上記降伏応力は、ＪＩＳ５号引張試験片をＪＩＳ　Ｚ　２２４１に準拠して引張試験したときに上降伏点である。
歪取焼鈍後の鉄損Ｗ１０／４００：１０＋２５ｔ以下（ｔ：板厚（ｍｍ））
　一方、ステータコアは、一般に、仕上焼鈍後の鋼板を打抜加工等でコア形状に加工し、積層し、溶接やカシメ等でクランプ（固定）した後、歪取焼鈍が施される。したがって、ステータコアに用いるためには、歪取焼鈍後の鉄損特性に優れることが求められる。そこで、本発明では、歪取焼鈍後の鉄損特性を表す指標として、ＨＥＶ駆動モータの駆動・制御条件に合わせ、鉄損Ｗ１０／４００（周波数：４００Ｈｚ、磁束密度Ｂ＝１．０Ｔ）を用いることとしたが、鉄損値は板厚に依存するため、板厚（ｍｍ）との関係において下記（２）式；
　Ｗ１０／４００≦１０＋２５ｔ　・・・（２）
を満たすことを必要とした。これは、鉄損値が上記（２）式を満たさない場合、ステータコアの発熱が大きくなり、モータ効率が著しく低下するためである。
λ０－ｐ（焼）：５．０×１０－６以下
　図１に示したように、歪取焼鈍後の鉄損Ｗ１０／４００は、歪取焼鈍後の磁歪λ０－ｐ（焼）と強い相関があり、歪取焼鈍後の磁歪λ０－ｐ（焼）を低くすることで、歪取焼鈍後の鉄損Ｗ１０／４００も低い値に管理できる。そこで、本発明においては、歪取焼鈍後の磁歪λ０－ｐ（焼）を、図１において、鉄損Ｗ１０／４００が上記（２）式を満たす５．０×１０－６以下に制限する。好ましくは、４．５×１０－６以下である。なお、上記磁歪λ０－ｐ（焼）の値は、４００Ｈｚ、１．０Ｔで測定した圧延方向および圧延直角方向の磁歪の平均値である。
λ０－ｐ（焼）／λ０－ｐ（生）：０．８未満
　先述したように、歪取焼鈍における均熱温度からの６５０℃までの平均冷却速度が１０℃／ｍｉｎを上回ると、歪取焼鈍後の磁歪λ０－ｐ（焼）が歪取焼鈍前（仕上焼鈍後）の磁歪λ０－ｐ（生）に対して大きくなり、鉄損Ｗ１０／４００が上昇する。そこで、本発明においては、歪取焼鈍後の鉄損特性を改善するため、歪取焼鈍前の磁歪λ０－ｐ（生）に対する歪取焼鈍後の磁歪λ０－ｐ（焼）の比（λ０－ｐ（焼）／λ０－ｐ（生））が０．８未満であることを必要とする。好ましくは０．７以下である。なお、上記磁歪λ０－ｐ（焼）およびλ０－ｐ（生）の値は、いずれも、４００Ｈｚ、１．０Ｔで測定した圧延方向および圧延直角方向の磁歪の平均値である。
　次に、本発明の無方向性電磁鋼板の成分組成について説明する。
Ｃ：０．００５０ｍａｓｓ％以下
　製品板中に含まれるＣは、炭化物を形成して磁気時効を起こし、鉄損特性を劣化させる有害元素である。そのため素材中に含まれるＣの上限は０．００５０ｍａｓｓ％に制限する。好ましくは、０．００４０ｍａｓｓ％以下である。なお、Ｃの下限は、特に規定しないが、精錬工程での脱炭コストを抑制する観点から、０．０００１ｍａｓｓ％程度とするのが好ましい。
Ｓｉ：２．５～６．５ｍａｓｓ％
　Ｓｉは、鋼の固有抵抗を高め、鉄損を低減する効果があり、また、固溶強化により鋼の強度を高める効果があるため、２．５ｍａｓｓ％以上含有させる。一方、６．５ｍａｓｓ％を超えると、圧延することが困難になるため、上限は６．５ｍａｓｓ％とする。好ましくは３．０～６．５ｍａｓｓ％の範囲である。
Ｍｎ：０．０５～２．０ｍａｓｓ％
　Ｍｎは、Ｓｉと同様、鋼の固有抵抗と強度を高めるのに有用な元素であり、硫化物を形成して熱間脆性を改善する元素でもあるため、０．０５ｍａｓｓ％以上含有させる。一方、２．０ｍａｓｓ％を超える添加は、スラブ割れ等を起こして製鋼での操業性を悪化するため、上限は２．０ｍａｓｓ％とする。好ましくは０．１～１．５ｍａｓｓ％の範囲である。
Ｐ：０．２ｍａｓｓ％以下
　Ｐは、鋼の強度（硬さ）調整に用いられる有用な元素である。しかし、０．２ｍａｓｓ％を超えると、鋼が脆化し、圧延することが困難となるため、上限は０．２ｍａｓｓ％とする。なお、下限は特に規定しないが、精錬工程での脱Ｐコストを抑制する観点から、０．００１ｍａｓｓ％程度とするのが好ましい。好ましくは０．０１～０．１ｍａｓｓ％の範囲である。
Ａｌ：３ｍａｓｓ％以下
　Ａｌは、Ｓｉと同様、鋼の比抵抗を高め、鉄損を低減する効果がある有用な元素である。しかし、３ｍａｓｓ％を超えると、圧延することが困難になるため、Ａｌの上限は３ｍａｓｓ％とする。好ましくは２ｍａｓｓ％以下である。
　なお、Ａｌの含有量が０．０１ｍａｓｓ％超え０．１ｍａｓｓ％未満の範囲では、微細なＡｌＮが析出して鉄損が増加するため、Ａｌは０．０１ｍａｓｓ％以下もしくは０．１ｍａｓｓ％以上の範囲とするのが好ましい。特に、Ａｌを低減すると、集合組織が改善され、磁束密度が向上するので、磁束密度を重視する場合はＡｌ：０．０１ｍａｓｓ％以下とするのが好ましい。より好ましくは０．００３ｍａｓｓ％以下である。
Ｓ，Ｎ，ＮｂおよびＶ：それぞれ０．００５ｍａｓｓ％以下
　Ｓ，Ｎ，ＮｂおよびＶは、微細析出物を形成し、歪取焼鈍時の粒成長を阻害して鉄損特性に悪影響を及ぼす元素であり、特に、０．００５ｍａｓｓ％を超えると、その悪影響が顕著になるため、上限をそれぞれ０．００５ｍａｓｓ％に制限する。好ましくはそれぞれ０．００３ｍａｓｓ％以下である。
Ｔｉ：０．００３ｍａｓｓ％以下
　Ｔｉは、同じく微細析出物を形成し歪取焼鈍時の粒成長を阻害して鉄損特性に悪影響を及ぼす元素であり、特に、０．００３ｍａｓｓ％を超えると、その悪影響が顕著になるため、上限を０．００３ｍａｓｓ％に制限する。好ましくは０．００２ｍａｓｓ％以下である。
Ｓｉ－２Ａｌ－Ｍｎ≧０
　本発明の無方向性電磁鋼板は、上記成分が上記所定の範囲の組成を満たすことに加えて、Ｓｉ，ＡｌおよびＭｎの含有量（ｍａｓｓ％）が下記（１）式；
　Ｓｉ－２Ａｌ－Ｍｎ≧０　・・・（１）
を満たして含有していることが必要である。
　上記（１）式から外れる、すなわち、上記（１）式左辺が０未満となると、４００Ｈｚ、１．０Ｔにおける仕上焼鈍後のヒステリシス損が大きくなり、磁歪λ０－ｐ（生）も大きくなるためである。なお、上記（１）式左辺の値は、好ましくは０．３以上である。
　本発明の無方向性電磁鋼板は、上記の必須とする成分に加えてさらに、以下の元素を含有してもよい。
Ｍｏ，Ｗ：合計で０．００２０～０．１０ｍａｓｓ％
　Ｍｏ，Ｗは、いずれも本発明の無方向性電磁鋼板の表面欠陥（ヘゲ）を抑制するのに有効な元素である。本発明の鋼板は、高合金鋼で表面が酸化され易いため、表面割れに起因するヘゲの発生率が高いが、高温強度を高める元素であるＭｏ，Ｗを微量添加することで、上記割れを抑制することができる。上記効果は、Ｍｏ，Ｗの合計含有量が０．００２０ｍａｓｓ％を下回ると十分ではなく、一方、０．１０ｍａｓｓ％を超えて添加しても、上記効果が飽和し、合金コストが上昇するだけである。よって、Ｍｏ，Ｗを添加する場合は上記範囲とするのが好ましい。より好ましくは０．００５０～０．０５０ｍａｓｓ％の範囲である。
Ｓｎ，Ｓｂ：それぞれ０．００５～０．２０ｍａｓｓ％
　Ｓｎ，Ｓｂは、再結晶集合組織を改善し、磁束密度、鉄損特性を改善する効果がある。上記効果を得るためには０．００５ｍａｓｓ％以上の添加が必要である。しかし、０．２０ｍａｓｓ％を超えて添加しても、上記効果が飽和する。よって、Ｓｎ，Ｓｂを添加する場合は、それぞれ０．００５～０．２０ｍａｓｓ％の範囲とするのが好ましい。より好ましくはそれぞれ０．０１～０．１ｍａｓｓ％の範囲である。
Ｃａ，Ｍｇ：合計で０．００１～０．０１０ｍａｓｓ％
　Ｃａ，Ｍｇは、いずれも安定な硫化物、セレン化物を形成し、歪取焼鈍時の粒成長性を改善する効果がある。上記効果を得るためには、Ｃａ，Ｍｇの合計で０．００１ｍａｓｓ％以上の添加が必要であり、一方、０．０１０ｍａｓｓ％超え添加すると、却って鉄損が上昇してしまう。よって、Ｃａ，Ｍｇを添加する場合は上記範囲とするのが好ましい。より好ましくは０．００３～０．００８ｍａｓｓ％の範囲である。
Ｃｕ：０．０１～０．２ｍａｓｓ％
　Ｃｕは、集合組織を改善し、磁束密度を高める効果があるが、上記効果を得るためには０．０１ｍａｓｓ％以上含有させることが望ましい。一方、０．２ｍａｓｓ％を超えると、上記効果が飽和するため、上限は０．２ｍａｓｓ％とする。より好ましくは０．０５～０．１５ｍａｓｓ％の範囲である。
Ｎｉ：０．０５～１ｍａｓｓ％
　Ｎｉは、鋼の強度や固有抵抗を高める効果があるが、上記効果を得るためには０．０５ｍａｓｓ％以上含有させることが望ましい。しかし、Ｎｉは高価であり、原料コストの増加を招くため、上限は１ｍａｓｓ％とする。より好ましくは０．１～０．５ｍａｓｓ％の範囲である。
Ｃｒ：０．０１～０．５ｍａｓｓ％
　Ｃｒは、鋼の固有抵抗を高めて鉄損を低減する効果があるが、上記効果を得るためには０．０１ｍａｓｓ％以上含有させることが望ましい。しかし、０．５ｍａｓｓ％を超えると、原料コストの増加を招くため、上限は０．５ｍａｓｓ％とする。より好ましくは０．１～０．４ｍａｓｓ％の範囲である。
　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。
　まず、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、真空脱ガス装置等を用いる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する。
　上記熱延板には、必要に応じて熱延板焼鈍を施してもよく、その場合の均熱温度は８００～１１００℃の範囲とするのが好ましい。８００℃未満では、熱延板焼鈍の効果が小さく、十分な磁気特性改善効果が得られず、一方、１１００℃を超えると、製造コスト的に不利となったり、冷間圧延時の脆性破壊（板破断）を助長したりするおそれがある。
　上記熱間圧延後または熱延板焼鈍後の熱延板は、その後、１回または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延により最終板厚の冷延板とする。この際、最終の冷間圧延は、磁束密度を向上させる観点から、２００℃以上の温間圧延とするのが好ましい。
　なお、最終板厚（製品板厚）は、０．１～０．３ｍｍの範囲とすることが好ましい。０．１ｍｍ未満では生産性が低下し、一方、０．３ｍｍ超えでは、鉄損低減効果が小さいためである。
　最終板厚とした冷延板は、その後、仕上焼鈍を施すが、この条件は、７００～１０００℃の温度で１～３００秒間均熱する連続焼鈍とするのが好ましい。均熱温度が７００℃未満では、再結晶が十分に進行せず、良好な磁気特性が得られないことに加えて、連続焼鈍における形状矯正効果が十分に得られない。一方、１０００℃を超えると、結晶粒径が粗大化し、強度が低下してしまうためである。なお、ロータコアに求められる仕上焼鈍後の強度を確保する観点から、仕上焼鈍は、形状矯正が可能な範囲でできる限り低温・短時間とするのが望ましい。
　上記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、鋼板表面に絶縁被膜を被成するのが好ましい。この絶縁被膜は、良好な打ち抜き性を確保するためには、樹脂を含有する有機被膜を、一方、溶接性を重視する場合には、半有機や無機被膜を選択するのが望ましい。
　なお、ステータコアは、仕上焼鈍後の鋼板を打抜加工等でコア形状に加工し、積層し、固定した後、歪取焼鈍を施して製造するのが一般的であるが、この際の歪取焼鈍は、不活性ガス雰囲気中で、７８０～９５０℃×０．１～１０ｈｒの条件で行うのが好ましい。歪取焼鈍温度が７８０℃未満では、歪取焼鈍による鉄損改善効果が小さく、一方、９５０℃を超えると、積層した鋼板間の絶縁を確保することが困難となるためである。なお、前述したように、この歪取焼鈍では、歪取焼鈍後の磁歪を低減するため、歪取焼鈍の均熱温度から６５０℃までの冷却速度を１０℃／ｍｉｎ以下とすることが重要である。
　表２に示す各種成分組成を有する鋼スラブを１１００℃の温度で３０分間加熱した後、熱間圧延して板厚１．８ｍｍの熱延板とし、該熱延板に９８０℃×３０秒の熱延板焼鈍を施した後、１回の冷間圧延で表３に示した各種板厚の冷延板とし、上記冷延板に表３に示した温度に１０秒間均熱保持する仕上焼鈍を施した。
　次いで、上記仕上焼鈍後の鋼板から、Ｌ：２８０ｍｍ×Ｃ：３０ｍｍのＬ方向サンプル、および、Ｃ：２８０ｍｍ×Ｌ：３０ｍｍのＣ方向サンプルを切り出し、レーザ変位計を用いて仕上焼鈍後の鋼板の磁歪λ０－ｐ（生）を測定するとともに、上記仕上焼鈍板の製品板からＪＩＳ５号引張試験片を採取し、引張試験を行い、降伏応力を測定した。
　さらに、上記仕上焼鈍後の磁歪測定を行った２８０ｍｍ×３０ｍｍのＬ方向およびＣ方向サンプルに対して、表３に示す温度で１時間均熱する歪取焼鈍を施した。この際、歪取焼鈍の均熱温度から６５０℃までの冷却速度を表３に示したように変化させた。
　次いで、上記歪取焼鈍後のサンプルについて、レーザ変位計で磁歪λ０－ｐ（焼）を測定し、歪取焼鈍前後の磁歪比（λ０－ｐ（焼）／λ０－ｐ（生））を求めるとともに、エプスタイン試験で歪取焼鈍後の鉄損Ｗ１０／４００を測定した。
　上記測定の結果を、表３に併記した。この表から、本発明に適合する成分組成を有する鋼素材を用いて、本願発明に適合した条件で製造した無方向性電磁鋼板およびモータコアは、優れた機械的特性と磁気特性を有していることがわかる。なお、表２に示した鋼符号：Ｅ，Ｇ，ＬおよびＱは、冷間圧延不能であったため、評価対象から除外した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005

Claims (8)

  1. Ｃ：０．００５０ｍａｓｓ％以下、Ｓｉ：２．５～６．５ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．０５～２．０ｍａｓｓ％、Ｐ：０．２ｍａｓｓ％以下、Ｓ：０．００５ｍａｓｓ％以下、Ａｌ：３ｍａｓｓ％以下、Ｎ：０．００５ｍａｓｓ％以下、Ｔｉ：０．００３ｍａｓｓ％以下、Ｎｂ：０．００５ｍａｓｓ％以下およびＶ：０．００５ｍａｓｓ％以下を含有し、かつ、上記Ｓｉ，ＡｌおよびＭｎが下記（１）式を満たして含有し、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熱間圧延し、冷間圧延し、仕上焼鈍し、歪取焼鈍する無方向性電磁鋼板の製造方法において、
    上記仕上焼鈍後の降伏応力が４００ＭＰａ以上であり、
    上記歪取焼鈍後の鉄損Ｗ１０／４００（Ｗ／ｋｇ）が板厚ｔ（ｍｍ）との関係で下記（２）式を満たし、さらに、上記歪取焼鈍後の４００Ｈｚ、１．０Ｔでの圧延方向および圧延直角方向の磁歪の平均値λ０－ｐ（焼）が５．０×１０－６以下で、歪取焼鈍前の４００Ｈｚ、１．０Ｔでの圧延方向および圧延直角方向の磁歪の平均値λ０－ｐ（生）に対する上記歪取焼鈍後の磁歪λ０－ｐ（焼）の比（λ０－ｐ（焼）／λ０－ｐ（生））が０．８未満となるよう、仕上焼鈍および歪取焼鈍の条件を調整することを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法。
    　　　　　記
    　Ｓｉ－２Ａｌ－Ｍｎ≧０　・・・（１）
    　Ｗ１０／４００≦１０＋２５ｔ　・・・（２）
  2. 上記歪取焼鈍を、均熱温度を７８０～９５０℃とし、均熱温度から６５０℃までの冷却速度を１０℃／ｍｉｎ以下として行うことを特徴とする請求項１に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
  3. 上記鋼スラブは、上記成分組成に加えてさらに、下記Ａ～Ｄ群のうちの少なくとも１群の成分を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の製造方法。
    　　　　　　　　　記
    　・Ａ群；ＭｏおよびＷのうちから選ばれる１種または２種を合計で０．００２０～０．１０ｍａｓｓ％
    　・Ｂ群；Ｓｎ：０．００５～０．２０ｍａｓｓ％およびＳｂ：０．００５～０．２０ｍａｓｓ％のうちから選ばれる１種または２種
    　・Ｃ群；ＣａおよびＭｇから選ばれる１種または２種を合計で０．００１～０．０１０ｍａｓｓ％
    　・Ｄ群；Ｃｕ：０．０１～０．２ｍａｓｓ％、Ｎｉ：０．０５～１ｍａｓｓ％およびＣｒ：０．０１～０．５ｍａｓｓ％のうちから選ばれる１種または２種以上
  4. Ｃ：０．００５０ｍａｓｓ％以下、Ｓｉ：２．５～６．５ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．０５～２．０ｍａｓｓ％、Ｐ：０．２ｍａｓｓ％以下、Ｓ：０．００５ｍａｓｓ％以下、Ａｌ：３ｍａｓｓ％以下、Ｎ：０．００５ｍａｓｓ％以下、Ｔｉ：０．００３ｍａｓｓ％以下、Ｎｂ：０．００５ｍａｓｓ％以下およびＶ：０．００５ｍａｓｓ％以下を含有し、かつ、上記Ｓｉ，ＡｌおよびＭｎが下記（１）式を満たして含有し、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、降伏応力が４００ＭＰａ以上である一つの無方向性電磁鋼板からロータコア材とステータコア材を同時に採取した後、上記ロータコア材は積層してロータコアとし、上記ステータコア材は積層し、歪取焼鈍を施してステータコアとするモータコアの製造方法において、
    上記歪取焼鈍後のステータコアの鉄損Ｗ１０／４００（Ｗ／ｋｇ）が板厚ｔ（ｍｍ）との関係で、下記（２）式を満たし、かつ、
    上記歪取焼鈍後の４００Ｈｚ、１．０Ｔでの圧延方向および圧延直角方向の磁歪の平均値λ０－ｐ（焼）が５．０×１０－６以下であり、
    さらに、歪取焼鈍前の４００Ｈｚ、１．０Ｔでの圧延方向および圧延直角方向の磁歪の平均値λ０－ｐ（生）に対する上記歪取焼鈍後の磁歪λ０－ｐ（焼）の比（λ０－ｐ（焼）／λ０－ｐ（生））が０．８未満となるよう仕上焼鈍および歪取焼鈍の条件を調整することを特徴とするモータコアの製造方法。
    　　　　　記
    　Ｓｉ－２Ａｌ－Ｍｎ≧０　・・・（１）
    　Ｗ１０／４００≦１０＋２５ｔ　・・・（２）
  5. 上記歪取焼鈍を、均熱温度を７８０～９５０℃とし、均熱温度から６５０℃までの冷却速度を１０℃／ｍｉｎ以下として行なうことを特徴とする請求項４に記載のモータコアの製造方法。
  6. 上記無方向性電磁鋼板は、上記成分組成に加えてさらに、下記Ａ～Ｄ群のうちの少なくとも１群の成分を含有することを特徴とする請求項４または５に記載のモータコアの製造方法。
    　　　　　　　　　記
    　・Ａ群；ＭｏおよびＷのうちから選ばれる１種または２種を合計で０．００２０～０．１０ｍａｓｓ％
    　・Ｂ群；Ｓｎ：０．００５～０．２０ｍａｓｓ％およびＳｂ：０．００５～０．２０ｍａｓｓ％のうちから選ばれる１種または２種
    　・Ｃ群；ＣａおよびＭｇから選ばれる１種または２種を合計で０．００１～０．０１０ｍａｓｓ％
    　・Ｄ群；Ｃｕ：０．０１～０．２ｍａｓｓ％、Ｎｉ：０．０５～１ｍａｓｓ％およびＣｒ：０．０１～０．５ｍａｓｓ％のうちから選ばれる１種または２種以上
  7. Ｃ：０．００５０ｍａｓｓ％以下、Ｓｉ：２．５～６．５ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．０５～２．０ｍａｓｓ％、Ｐ：０．２ｍａｓｓ％以下、Ｓ：０．００５ｍａｓｓ％以下、Ａｌ：３ｍａｓｓ％以下、Ｎ：０．００５ｍａｓｓ％以下、Ｔｉ：０．００３ｍａｓｓ％以下、Ｎｂ：０．００５ｍａｓｓ％以下およびＶ：０．００５ｍａｓｓ％以下を含有し、かつ、上記Ｓｉ，ＡｌおよびＭｎが下記（１）式を満たして含有し、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同一の無方向性電磁鋼板から製造されたロータコアとステータコアからなるモータコアにおいて、
    上記ロータコアは、降伏応力が４００ＭＰａ以上であり、
    上記ステータコアは、鉄損Ｗ１０／４００（Ｗ／ｋｇ）が板厚ｔ（ｍｍ）との関係で下記（２）式を満たし、かつ、４００Ｈｚ、１．０Ｔでの圧延方向および圧延直角方向の磁歪の平均値λ０－ｐ（焼）が５．０×１０－６以下で、歪取焼鈍前の４００Ｈｚ、１．０Ｔでの圧延方向および圧延直角方向の磁歪の平均値λ０－ｐ（生）に対する上記歪取焼鈍後の磁歪λ０－ｐ（焼）の比（λ０－ｐ（焼）／λ０－ｐ（生））が０．８未満であることを特徴とするモータコア。
    　　　　　記
    　Ｓｉ－２Ａｌ－Ｍｎ≧０　・・・（１）
    　Ｗ１０／４００≦１０＋２５ｔ　・・・（２）
  8. 上記無方向性電磁鋼板は、上記成分組成に加えてさらに、下記Ａ～Ｄ群のうちの少なくとも１群の成分を含有することを特徴とする請求項７に記載のモータコア。
    　　　　　　　　　記
    　・Ａ群；ＭｏおよびＷのうちから選ばれる１種または２種を合計で０．００２０～０．１０ｍａｓｓ％
    　・Ｂ群；Ｓｎ：０．００５～０．２０ｍａｓｓ％およびＳｂ：０．００５～０．２０ｍａｓｓ％のうちから選ばれる１種または２種
    　・Ｃ群；ＣａおよびＭｇから選ばれる１種または２種を合計で０．００１～０．０１０ｍａｓｓ％
    　・Ｄ群；Ｃｕ：０．０１～０．２ｍａｓｓ％、Ｎｉ：０．０５～１ｍａｓｓ％およびＣｒ：０．０１～０．５ｍａｓｓ％のうちから選ばれる１種または２種以上
     
     
PCT/JP2018/004135 2017-03-30 2018-02-07 無方向性電磁鋼板の製造方法、モータコアの製造方法およびモータコア WO2018179871A1 (ja)

Priority Applications (8)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN201880022405.1A CN110536971B (zh) 2017-03-30 2018-02-07 无方向性电磁钢板的制造方法、马达铁芯的制造方法和马达铁芯
BR112019018081-8A BR112019018081B1 (pt) 2017-03-30 2018-02-07 Método de fabricação de chapa de aço elétrico não orientado, método de fabricação de núcleo de motor e núcleo de motor
EP18775032.8A EP3572535B1 (en) 2017-03-30 2018-02-07 Method for manufacturing non-oriented electromagnetic steel plate, and method for manufacturing motor core
KR1020197026683A KR102301751B1 (ko) 2017-03-30 2018-02-07 무방향성 전기 강판의 제조 방법, 모터 코어의 제조 방법 및 모터 코어
US16/486,121 US11136645B2 (en) 2017-03-30 2018-02-07 Method for producing non-oriented electrical steel sheet, method for producing motor core, and motor core
JP2019508687A JP6770260B2 (ja) 2017-03-30 2018-02-07 無方向性電磁鋼板の製造方法、モータコアの製造方法およびモータコア
MX2019011566A MX2019011566A (es) 2017-03-30 2018-02-07 Metodo para producir una lamina de acero electrico no orientado, metodo para producir un nucleo de motor, y nucleo de motor.
CA3054114A CA3054114C (en) 2017-03-30 2018-02-07 Method for producing non-oriented electrical steel sheet, method for producing motor core, and motor core

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2017-067350 2017-03-30
JP2017067350 2017-03-30

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2018179871A1 true WO2018179871A1 (ja) 2018-10-04

Family

ID=63675128

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2018/004135 WO2018179871A1 (ja) 2017-03-30 2018-02-07 無方向性電磁鋼板の製造方法、モータコアの製造方法およびモータコア

Country Status (9)

Country Link
US (1) US11136645B2 (ja)
EP (1) EP3572535B1 (ja)
JP (1) JP6770260B2 (ja)
KR (1) KR102301751B1 (ja)
CN (1) CN110536971B (ja)
CA (1) CA3054114C (ja)
MX (1) MX2019011566A (ja)
TW (1) TWI672384B (ja)
WO (1) WO2018179871A1 (ja)

Cited By (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
TWI688658B (zh) * 2019-03-20 2020-03-21 日商新日鐵住金股份有限公司 無方向性電磁鋼板
WO2020091039A1 (ja) * 2018-11-02 2020-05-07 日本製鉄株式会社 無方向性電磁鋼板
WO2020090160A1 (ja) * 2018-10-31 2020-05-07 Ｊｆｅスチール株式会社 無方向性電磁鋼板とその製造方法およびモータコアとその製造方法
WO2020262063A1 (ja) * 2019-06-28 2020-12-30 Ｊｆｅスチール株式会社 無方向性電磁鋼板の製造方法とモータコアの製造方法およびモータコア
JPWO2021084785A1 (ja) * 2019-10-29 2021-05-06
EP3889284A4 (en) * 2018-11-30 2021-10-06 Posco NON-ORIENTED ELECTRIC STEEL SHEET SHOWING SUPERIOR MAGNETIC PROPERTIES AND PROCESS FOR THE PRODUCTION OF THE SAME
WO2021210672A1 (ja) * 2020-04-16 2021-10-21 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
JPWO2021210671A1 (ja) * 2020-04-16 2021-10-21
EP3904551A4 (en) * 2018-12-27 2022-04-06 JFE Steel Corporation NON-ORIENTED ELECTRICAL STEEL SHEET AND PRODUCTION METHOD THEREOF
EP3916113A4 (en) * 2019-01-24 2022-07-06 JFE Steel Corporation NON-ORIENTED GRAIN ELECTROMAGNETIC STEEL SHEET AND METHOD FOR PRODUCTION THEREOF

Families Citing this family (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP6738047B2 (ja) * 2017-05-31 2020-08-12 Ｊｆｅスチール株式会社 無方向性電磁鋼板とその製造方法
BR112022009065A2 (pt) * 2019-11-15 2022-08-09 Nippon Steel Corp Núcleo de estator, e, máquina elétrica rotativa
EP4036257A4 (en) * 2019-12-09 2023-06-07 JFE Steel Corporation NON-ORIENTED ELECTROMAGNETIC STEEL, MOTOR CORE AND RELEVANT PROCESS FOR MANUFACTURE THEREOF
KR20220086654A (ko) * 2019-12-16 2022-06-23 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 모터 코어 및 그 제조 방법
CN111057821B (zh) * 2019-12-27 2021-06-29 首钢智新迁安电磁材料有限公司 一种无取向电工钢及其制备方法、应用
CN112538592B (zh) * 2020-09-17 2022-02-01 武汉钢铁有限公司 一种用于频率≥10000Hz高速电机的无取向硅钢及生产方法
KR102493776B1 (ko) * 2020-12-21 2023-01-31 주식회사 포스코 무방향성 전기강판 및 그 제조방법
KR102464576B1 (ko) * 2022-05-27 2022-11-09 주식회사 썸백 무방향성 전기강판 및 그 제조방법
CN117467888A (zh) * 2022-07-20 2024-01-30 宝山钢铁股份有限公司 一种无取向电工钢板及其制造方法
CN117467904A (zh) * 2022-07-20 2024-01-30 宝山钢铁股份有限公司 一种无取向电工钢板及其制造方法

Citations (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2008050686A (ja) 2006-07-27 2008-03-06 Nippon Steel Corp 強度と磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板とその製造方法
JP2011091936A (ja) * 2009-10-22 2011-05-06 Jfe Steel Corp モータコア
CN103498096A (zh) * 2013-09-16 2014-01-08 武汉钢铁(集团)公司 Rm≥600MPa的优良磁性能无取向电工钢及其生产方法
US20140366988A1 (en) * 2011-09-16 2014-12-18 Voestalpine Stahl Gmbh Method for producing a non-grain-oriented higher-strength electrical strip and use thereof
WO2016017263A1 (ja) * 2014-07-31 2016-02-04 Ｊｆｅスチール株式会社 無方向性電磁鋼板とその製造方法ならびにモータコアとその製造方法
JP2016138316A (ja) * 2015-01-28 2016-08-04 Ｊｆｅスチール株式会社 無方向性電磁鋼板とモータコア
JP2016151050A (ja) * 2015-02-18 2016-08-22 Ｊｆｅスチール株式会社 無方向性電磁鋼板とその製造方法ならびにモータコア
JP2018021242A (ja) * 2016-08-05 2018-02-08 新日鐵住金株式会社 無方向性電磁鋼板、無方向性電磁鋼板の製造方法及びモータコアの製造方法

Family Cites Families (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR100956530B1 (ko) 2001-06-28 2010-05-07 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 무방향성 전자강판 및 그 제조방법
JP5310599B2 (ja) 2010-02-26 2013-10-09 新日鐵住金株式会社 高周波用無方向性電磁鋼板の製造方法
CN103534376B (zh) 2011-08-18 2016-08-17 新日铁住金株式会社 无方向性电磁钢板、其制造方法、马达铁芯用层叠体及其制造方法
WO2016136095A1 (ja) 2015-02-24 2016-09-01 Ｊｆｅスチール株式会社 無方向性電磁鋼板の製造方法
CN105256227B (zh) 2015-11-27 2017-12-08 武汉钢铁有限公司 一种盘绕式铁芯用无取向硅钢及生产方法

Patent Citations (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2008050686A (ja) 2006-07-27 2008-03-06 Nippon Steel Corp 強度と磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板とその製造方法
JP2011091936A (ja) * 2009-10-22 2011-05-06 Jfe Steel Corp モータコア
US20140366988A1 (en) * 2011-09-16 2014-12-18 Voestalpine Stahl Gmbh Method for producing a non-grain-oriented higher-strength electrical strip and use thereof
CN103498096A (zh) * 2013-09-16 2014-01-08 武汉钢铁(集团)公司 Rm≥600MPa的优良磁性能无取向电工钢及其生产方法
WO2016017263A1 (ja) * 2014-07-31 2016-02-04 Ｊｆｅスチール株式会社 無方向性電磁鋼板とその製造方法ならびにモータコアとその製造方法
JP2016138316A (ja) * 2015-01-28 2016-08-04 Ｊｆｅスチール株式会社 無方向性電磁鋼板とモータコア
JP2016151050A (ja) * 2015-02-18 2016-08-22 Ｊｆｅスチール株式会社 無方向性電磁鋼板とその製造方法ならびにモータコア
JP2018021242A (ja) * 2016-08-05 2018-02-08 新日鐵住金株式会社 無方向性電磁鋼板、無方向性電磁鋼板の製造方法及びモータコアの製造方法

Non-Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
See also references of EP3572535A4
TADA HIROTOSHI ET AL.: "Influence of Magentic Antisotropy on Hysteresis Loss of non. oriented Electrical Steel Sheet", IRON AND STEEL, vol. 101, no. 4, 31 March 2015 (2015-03-31), pages 269 - 273, XP009515821, DOI: 10.2355/tetsutohagane.101.269 *

Cited By (28)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US11718891B2 (en) 2018-10-31 2023-08-08 Jfe Steel Corporation Non-oriented electrical steel sheet and method for producing same, and motor core and method for producing same
JP2021036075A (ja) * 2018-10-31 2021-03-04 Ｊｆｅスチール株式会社 無方向性電磁鋼板およびモータコアとその製造方法
US11525169B2 (en) 2018-10-31 2022-12-13 Jfe Steel Corporation Non-oriented electrical steel sheet and method for producing same, and motor core and method for producing same
WO2020090160A1 (ja) * 2018-10-31 2020-05-07 Ｊｆｅスチール株式会社 無方向性電磁鋼板とその製造方法およびモータコアとその製造方法
JPWO2020090160A1 (ja) * 2018-10-31 2021-02-15 Ｊｆｅスチール株式会社 無方向性電磁鋼板の製造方法
CN112654723B (zh) * 2018-11-02 2023-04-04 日本制铁株式会社 无取向电磁钢板
CN112654723A (zh) * 2018-11-02 2021-04-13 日本制铁株式会社 无取向电磁钢板
JPWO2020091039A1 (ja) * 2018-11-02 2021-09-02 日本製鉄株式会社 無方向性電磁鋼板
JP7143900B2 (ja) 2018-11-02 2022-09-29 日本製鉄株式会社 無方向性電磁鋼板
WO2020091039A1 (ja) * 2018-11-02 2020-05-07 日本製鉄株式会社 無方向性電磁鋼板
EP3889284A4 (en) * 2018-11-30 2021-10-06 Posco NON-ORIENTED ELECTRIC STEEL SHEET SHOWING SUPERIOR MAGNETIC PROPERTIES AND PROCESS FOR THE PRODUCTION OF THE SAME
EP3904551A4 (en) * 2018-12-27 2022-04-06 JFE Steel Corporation NON-ORIENTED ELECTRICAL STEEL SHEET AND PRODUCTION METHOD THEREOF
EP3916113A4 (en) * 2019-01-24 2022-07-06 JFE Steel Corporation NON-ORIENTED GRAIN ELECTROMAGNETIC STEEL SHEET AND METHOD FOR PRODUCTION THEREOF
TWI688658B (zh) * 2019-03-20 2020-03-21 日商新日鐵住金股份有限公司 無方向性電磁鋼板
JPWO2020262063A1 (ja) * 2019-06-28 2021-09-13 Ｊｆｅスチール株式会社 無方向性電磁鋼板の製造方法とモータコアの製造方法およびモータコア
US11962184B2 (en) 2019-06-28 2024-04-16 Jfe Steel Corporation Method for producing non-oriented electrical steel sheet, method for producing motor core, and motor core
JP7054074B2 (ja) 2019-06-28 2022-04-13 Ｊｆｅスチール株式会社 無方向性電磁鋼板の製造方法とモータコアの製造方法およびモータコア
CN114008224A (zh) * 2019-06-28 2022-02-01 杰富意钢铁株式会社 无方向性电磁钢板的制造方法和马达铁芯的制造方法以及马达铁芯
WO2020262063A1 (ja) * 2019-06-28 2020-12-30 Ｊｆｅスチール株式会社 無方向性電磁鋼板の製造方法とモータコアの製造方法およびモータコア
JPWO2021084785A1 (ja) * 2019-10-29 2021-05-06
CN114555848A (zh) * 2019-10-29 2022-05-27 杰富意钢铁株式会社 无方向性电磁钢板及其制造方法
JP7056745B2 (ja) 2019-10-29 2022-04-19 Ｊｆｅスチール株式会社 無方向性電磁鋼板およびその製造方法
WO2021084785A1 (ja) * 2019-10-29 2021-05-06 Ｊｆｅスチール株式会社 無方向性電磁鋼板およびその製造方法
JP7001210B1 (ja) * 2020-04-16 2022-01-19 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
WO2021210671A1 (ja) * 2020-04-16 2021-10-21 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
JPWO2021210671A1 (ja) * 2020-04-16 2021-10-21
WO2021210672A1 (ja) * 2020-04-16 2021-10-21 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
JP7328597B2 (ja) 2020-04-16 2023-08-17 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

Also Published As

Publication number Publication date
CN110536971B (zh) 2022-12-02
MX2019011566A (es) 2019-11-18
CN110536971A (zh) 2019-12-03
TW201837200A (zh) 2018-10-16
KR20190118611A (ko) 2019-10-18
CA3054114A1 (en) 2018-10-04
US20190382867A1 (en) 2019-12-19
JP6770260B2 (ja) 2020-10-14
BR112019018081A2 (pt) 2020-03-24
TWI672384B (zh) 2019-09-21
JPWO2018179871A1 (ja) 2019-07-11
CA3054114C (en) 2021-09-07
EP3572535A1 (en) 2019-11-27
KR102301751B1 (ko) 2021-09-13
EP3572535A4 (en) 2020-01-08
EP3572535B1 (en) 2022-04-27
US11136645B2 (en) 2021-10-05

Similar Documents

Publication Publication Date Title
WO2018179871A1 (ja) 無方向性電磁鋼板の製造方法、モータコアの製造方法およびモータコア
JP6866935B2 (ja) 無方向性電磁鋼板の製造方法
JP6601646B2 (ja) 無方向性電磁鋼板の製造方法とモータコアの製造方法ならびにモータコア
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
JP6451873B2 (ja) 無方向性電磁鋼板およびその製造方法
JP7054074B2 (ja) 無方向性電磁鋼板の製造方法とモータコアの製造方法およびモータコア
WO2013058239A1 (ja) 方向性電磁鋼板およびその製造方法
WO2018135414A1 (ja) 無方向性電磁鋼板およびその製造方法
JP6319465B2 (ja) 無方向性電磁鋼板およびその製造方法
JP7445656B2 (ja) 無方向性電磁鋼板およびその製造方法
WO2024057940A1 (ja) 高強度無方向性電磁鋼板とその製造方法

Legal Events

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

Ref document number: 18775032

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2019508687

Country of ref document: JP

Kind code of ref document: A

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 3054114

Country of ref document: CA

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2018775032

Country of ref document: EP

Effective date: 20190822

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 20197026683

Country of ref document: KR

Kind code of ref document: A

REG Reference to national code

Ref country code: BR

Ref legal event code: B01A

Ref document number: 112019018081

Country of ref document: BR

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 112019018081

Country of ref document: BR

Kind code of ref document: A2

Effective date: 20190830