WO2020153387A1 - 無方向性電磁鋼板とその製造方法 - Google Patents

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WO2020153387A1
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智幸 大久保
田中　孝明
善彰 財前
尾田　善彦
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Ｊｆｅスチール株式会社
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    • H01F1/14791—Fe-Si-Al based alloys, e.g. Sendust
    • 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 non-oriented electrical steel sheet and a method for producing the same, and specifically to a non-oriented electrical steel sheet having high strength and low iron loss and a method for producing the same.
  • the motor core is composed of a stator core fixed in the motor case and a rotor core rotating at high speed, and centrifugal force is generated in the rotating rotor core.
  • the magnitude of the centrifugal force is proportional to the radius of rotation and is proportional to the square of the rotation speed. Therefore, the steel plate, which is a material for the medium- and large-sized rotor cores that rotate at high speed, is required to have high strength.
  • IPM motors used in drive motors for electric vehicles and hybrid vehicles have slits on the outer periphery of the rotor, and magnets are embedded in the slits. Stress concentrates on the narrow bridge that supports the magnet. Therefore, even if the motor is relatively small, the steel plate used as the material of the rotor core is required to have high strength.
  • the material of the rotor core is required to have low iron loss even in a high frequency range. Therefore, the material used for the rotor core is required to be a steel plate having an excellent balance of high strength and low iron loss.
  • This technique has an advantage that a stator core can be made to have a low iron loss and a rotor core can be made to have a high strength by producing a motor core from a material having high strength and subjecting only the stator core to strain relief annealing to grow grains.
  • Patent Documents 1 and 2 propose a technique for increasing the strength by utilizing an unrecrystallized structure.
  • Patent Document 3 proposes a technique of controlling the morphology of the non-recrystallized structure to suppress variations in tensile strength and fatigue strength.
  • JP, 2006-169611 A Japanese Patent Laid-Open No. 2005-113185 JP, 2010-090474, A
  • the present invention has been made in view of the above problems of the prior art, and its object is to provide high strength (high tensile strength, high fatigue strength) using a high alloy steel having a high Si or Al content as a raw material. It is to provide a non-oriented electrical steel sheet with high strength and low iron loss, and to propose an advantageous manufacturing method thereof.
  • the inventors have conducted intensive studies focusing on a combination technology of high strength by using a material of high alloy steel and high strength by using an unrecrystallized structure. ..
  • the texture of the product sheet should be optimized. Has been found to be effective, leading to the development of the present invention.
  • the present invention based on the above findings is C: 0.0050 mass% or less, Si: 3.2 to 5.0 mass%, Mn: 2.0 mass% or less, P: 0.02 mass% or less, S: 0.0050 mass% or less. , Al: 0.5 to 2.0 mass%, N: 0.0050 mass% or less, Ti: 0.0030 mass% or less, Nb: 0.0010 mass% or less, V: 0.0050 mass% or less and O: 0.0050 mass%.
  • ODF obtained in the center layer of plate thickness containing the following and having a composition of Si+Al ⁇ 4.0 mass%, the balance being Fe and unavoidable impurities, and having a recrystallization ratio of less than 100% in area ratio:
  • ⁇ 0 degree
  • ⁇ 20 degree
  • the strength C is 2.0 or more
  • the non-oriented electrical steel sheet of the present invention is characterized by further containing 0.005 to 0.20 mass% of one or two kinds 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 0.0005 to 0.010 mass% of one or more selected from Ca, Mg and REM, in addition to the above component composition. To do.
  • the non-oriented electrical steel sheet of the present invention has, in addition to the above-mentioned composition, further Cr: 0.01 to 5 mass%, Cu: 0.01 to 5 mass%, Ni: 0.01 to 5 mass%, Mo: 0. 0.0005 to 0.1 mass%, W: 0.001 to 0.1 mass%, Co: 0.01 to 5 mass%, As: 0.001 to 0.05 mass% and B: 0.0001 to 0.005 mass% It is characterized by containing at least one selected from the above.
  • the present invention is a steel slab having any one of the above-described component composition is hot-rolled, hot-rolled sheet annealed, cold-rolled once, or cold-rolled twice or more with an intermediate anneal between them to obtain the final product.
  • the rolling reduction of the final rolling final pass of the hot rolling is 10% or more
  • the coiling temperature of the coil after the hot rolling is Is less than 620° C.
  • the soaking temperature of the finish annealing is 600 to 800° C.
  • the recrystallization rate is less than 100% in area ratio
  • the method for manufacturing a non-oriented electrical steel sheet according to the present invention is characterized in that the steel sheet temperature on the first pass leading side in the final cold rolling of the cold rolling is set to 80° C. or higher.
  • the method for producing a non-oriented electrical steel sheet according to the present invention is characterized in that the reduction rate of the first pass in the final cold rolling of the cold rolling is set to 30% or more.
  • a high-speed rotating motor, an electric vehicle or a hybrid vehicle can be suitably used as a material for a motor core such as a drive motor.
  • 8 is a graph showing the influence of CD on fatigue strength.
  • 7 is a graph showing the influence of the rolling reduction and coil winding temperature of the final pass of final rolling in hot rolling on CD. It is a figure explaining the test piece used for the fatigue test.
  • the sheet bar thickness was 40 mm
  • the inlet side temperature FET of the finish rolling was 980° C.
  • the outlet side temperature FDT rolling end temperature
  • the pass schedule and the winding temperature CT in the finish rolling were variously changed. It was Then, a test piece was taken from the hot-rolled sheet, heat-treated in a laboratory to simulate annealing of the hot-rolled sheet at 980° C. for 30 seconds, then pickled and cold-rolled to give a final sheet thickness of 0.30 mm.
  • a cold-rolled sheet was subjected to finish annealing at 740° C. for 20 seconds to obtain a finish annealed sheet having a recrystallization rate of 70% in area ratio.
  • Test pieces were sampled from the thus obtained finished annealed sheet and subjected to the following tensile test and fatigue test.
  • tensile test a JIS No. 5 tensile test piece in which the tensile direction is the rolling direction was sampled from the test piece, and the tensile strength TS was measured according to JIS Z2241.
  • the fatigue test tensile direction was taken fatigue test piece shape and dimensions shown in Figure 3 to the rolling direction, tensile - in a tensile stress ratio 0.1, repeated several 10 7 times at a frequency of 20Hz Fatigue strength was measured.
  • the tensile strength TS was stable at about 620 MPa, but the fatigue strength varied greatly depending on the experimental conditions.
  • the above fatigue strength means the maximum stress of the amplitude stress applied to the test piece.
  • ODF Crystalstalline Orientation Distribution Function
  • ⁇ -fiber is known to be difficult to recrystallize, and it is considered that the unrecrystallized structure of the finish annealed plate mainly belongs to ⁇ -fiber. That is, at the same recrystallization rate, a small value of CD corresponds to a large orientation dispersion of the unrecrystallized structure of the finished annealed sheet and a small number of ⁇ 100 ⁇ 011> orientations. It is estimated that it contributed to the improvement. That is, it is considered that a non-recrystallized structure having a large orientation dispersion is unlikely to be deformed along a specific crystal plane, and a stable and high fatigue strength can be obtained.
  • the ⁇ 100 ⁇ 011> orientation is also known as the stable rolling orientation, and is characterized in that the orientation is unlikely to change during cold rolling. Therefore, in order to increase the orientation dispersion in the ⁇ -fiber, the degree of integration in the ⁇ 100 ⁇ 011> orientation, which is the main orientation, is lowered at the stage of hot-rolled sheet (before cold rolling), and then the cold rolling is performed. It is considered effective to promote crystal rotation in rolling.
  • the inventors conducted various experiments and investigated the hot rolling conditions for reducing the degree of integration in the ⁇ 100 ⁇ 011> orientation of the hot rolled sheet, that is, reducing the value of CD.
  • increasing the rolling reduction of the final pass in finish rolling of hot rolling and lowering the coiling temperature after hot rolling specifically, It was found that it is effective to set the rolling reduction to 10% or more and the winding temperature to 620° C. or less.
  • the dislocation density and accumulated energy of the hot-rolled sheet are high, so recrystallization in hot-rolled sheet annealing is promoted in all orientations and the texture is randomized. Is considered to be promoted.
  • the present invention has been developed based on the above new findings.
  • the strength D of the orientation is selected from ⁇ 110 ⁇ , ⁇ 200 ⁇ , ⁇ 211 ⁇ , and ⁇ 310 ⁇ pole figure obtained by grinding the steel plate to a plate thickness of 1/2 and diffracting the plate thickness center layer by X-ray diffraction. It can be obtained by calculating the ODF by a series expansion method or ADC method using a plurality of pole figures (preferably three or more).
  • the method of measuring C and D is not limited to the above method, and other known methods such as texture measurement by EBSP may be used.
  • C 0.0050 mass% or less
  • C is an element that forms a carbide and deteriorates the iron loss of the product plate, and if 0.0050 mass% is exceeded, the above-mentioned adverse effects become remarkable. Therefore, C is limited to 0.0050 mass% or less from the viewpoint of suppressing the magnetic aging of the product plate. It is preferably 0.0030 mass% or less.
  • Si 3.2 to 5.0 mass%
  • Si has the effect of increasing the specific resistance of steel and reducing iron loss. Further, solid solution strengthening also has the effect of increasing the strength of the steel. Since the above effect is more remarkable as Si is higher, in the present invention, Si is contained in an amount of 3.2 mass% or more. However, if Si exceeds 5.0 mass %, rolling becomes difficult, so the upper limit of the Si content is set to 5.0 mass %. It is preferably in the range of 3.5 to 4.5 mass %.
  • Mn 2.0 mass% or less Mn, like Si, has the effect of increasing the specific resistance of steel and reducing iron loss, and it is preferable to contain Mn in an amount of 0.1 mass% or more. However, when it exceeds 2.0 mass %, iron loss rather deteriorates due to the precipitation of carbonitrides, so Mn is limited to 2.0 mass% or less. Therefore, it is preferably 0.1 to 2.0 mass %, and more preferably 0.3 to 1.0 mass %.
  • P 0.02 mass% or less
  • P is an element used for adjusting the hardness of steel because it has a high solid solution strengthening ability.
  • the upper limit of P is set to 0.02 mass %. It is preferably 0.01 mass% or less.
  • S 0.0050 mass% or less S is a harmful element that forms fine sulfides to inhibit grain growth and increase iron loss. Particularly, when the content exceeds 0.0050 mass%, the above-mentioned adverse effect becomes remarkable, so the upper limit is made 0.0050 mass%. It is preferably 0.0030 mass% or less.
  • Al 0.5 to 2.0 mass% Similar to Si, Al has the effect of increasing the specific resistance of steel and reducing iron loss. It also has the effect of strengthening the steel by solid solution strengthening. However, if it is less than 0.5 mass%, the above effect is small, while if it exceeds 2.0 mass%, rolling becomes difficult, so the range of Al is made 0.5 to 2.0 mass%. It is preferably in the range of 0.7 to 1.3 mass %.
  • N 0.0050 mass% or less
  • N is a harmful element that increases fine nitrides, inhibits grain growth, and increases iron loss. Particularly, when N exceeds 0.0050 mass%, the above-mentioned adverse effect becomes remarkable, so the upper limit is made 0.0050 mass%. It is preferably 0.0030 mass% or less.
  • Ti 0.0030 mass% or less
  • Ti is a harmful element that precipitates as fine carbonitrides, inhibits grain growth, and increases iron loss. Particularly, when the content exceeds 0.0030 mass%, the above-mentioned adverse effect becomes remarkable, so the upper limit is made 0.0030 mass%. It is preferably 0.0020 mass% or less.
  • Nb 0.0010 mass% or less
  • Nb is a harmful element that precipitates as fine carbonitrides, inhibits grain growth, and increases iron loss. Particularly, when the content exceeds 0.0010 mass%, the above-mentioned adverse effect becomes remarkable, so the upper limit is made 0.0010 mass%. It is preferably 0.0005 mass% or less.
  • V 0.0050 mass% or less V, like Ti, is a harmful element that precipitates as fine carbonitrides, inhibits grain growth, and increases iron loss. Particularly, when the content exceeds 0.0050 mass%, the above-mentioned adverse effect becomes remarkable, so the upper limit is made 0.0050 mass%. It is preferably 0.0030 mass%.
  • O 0.0050 mass% or less
  • O is a harmful element that forms an oxide-based inclusion to inhibit grain growth and increase iron loss.
  • the content exceeds 0.0050 mass%, the above adverse effect becomes remarkable, so the upper limit is made 0.0050 mass %. It is preferably 0.0030 mass% or less.
  • Si+Al 4.0 mass% or more
  • the total content of Si and Al is 4.0 mass% or more. This is because if the total of Si and Al is less than 4.0 mass%, it becomes difficult to stably secure high strength and high fatigue strength.
  • the total of Si and Al is preferably 4.4 mass% or more. However, if the total of Si and Al exceeds 6.0 mass%, the steel becomes hard and rolling becomes difficult, so the upper limit is preferably suppressed to about 6.0 mass%.
  • the steel material used in the present invention may appropriately contain the following components in addition to the above components.
  • Sn and Sb 0.005 to 0.20 mass% each Sn and Sb have the effects of improving the recrystallization texture and reducing iron loss. In order to obtain the above effects, addition of 0.005 mass% or more is required. On the other hand, the above effect is saturated even if each is added in excess of 0.20 mass %. Therefore, it is preferable to add Sn and Sb in the range of 0.005 to 0.20 mass% respectively. More preferably, each is in the range of 0.01 to 0.10 mass %.
  • Ca, Mg and REM 0.0005 to 0.010 mass% each Since Ca, Mg and REM form stable sulfides, they are effective in reducing fine sulfides, improving grain growth, and improving iron loss. In order to obtain the above effects, addition of 0.0005 mass% or more is required. On the other hand, when the addition of each exceeds 0.010 mass %, the iron loss rather deteriorates. Therefore, Ca, Mg and REM are preferably added in the range of 0.0005 to 0.010 mass %, respectively. More preferably, each is in the range of 0.001 to 0.005 mass %.
  • the steel material used in the present invention can appropriately contain the following components in addition to the above components.
  • Cr 0.01 to 5 mass%
  • Cr has the effect of increasing the specific resistance of steel and reducing iron loss.
  • it since it has a smaller solid solution strengthening ability than Si and Al, it is preferably added when it is desired to reduce iron loss without deteriorating rollability.
  • the addition amount is less than 0.01 mass%, the above effect is not sufficiently obtained, while if it exceeds 5 mass%, the iron loss improving effect is saturated. Therefore, it is preferable to add Cr in the range of 0.01 to 5 mass %.
  • Cu 0.01 to 5 mass% Like Si, Cu has the effect of increasing the specific resistance of steel and reducing iron loss. However, since it has a smaller solid solution strengthening ability than Si and Al, it is preferably added when it is desired to reduce iron loss without deteriorating rollability. However, if the addition amount is less than 0.01 mass%, the above effect is not sufficiently obtained, while if it exceeds 5 mass%, the iron loss improving effect is saturated. Therefore, Cu is preferably added in the range of 0.01 to 5 mass %.
  • Ni 0.01-5 mass%
  • Ni is an element that has a large effect of strengthening steel by solid solution strengthening. However, if the addition amount is less than 0.01 mass%, the above effect is not sufficiently obtained, while if it exceeds 5 mass%, the raw material cost is greatly increased. Therefore, Ni is preferably added in the range of 0.01 to 5 mass %.
  • Mo 0.0005 to 0.1 mass%
  • Mo has the effect of coarsening carbides and reducing iron loss. However, if the addition amount is less than 0.0005 mass%, the above effect is not sufficiently obtained, while if it exceeds 0.1 mass%, the iron loss improving effect is saturated. Therefore, Mo is preferably added in the range of 0.01 to 5 mass %.
  • W 0.001 to 0.1 mass% Similar to Mo, W has the effect of coarsening carbides and reducing iron loss. However, if the addition amount is less than 0.001 mass%, the above effect is not sufficiently obtained, while if it exceeds 0.1 mass%, the iron loss improving effect is saturated. Therefore, it is preferable to add W in the range of 0.01 to 0.1 mass %.
  • Co 0.01-5 mass%
  • Co is an element that increases the magnetic moment of the Fe alloy, and has the effect of improving the magnetic flux density and the effect of reducing iron loss.
  • the addition amount is less than 0.01 mass%, the above effect is not sufficiently obtained, while if it exceeds 5 mass%, the raw material cost is greatly increased. Therefore, it is preferable to add Co in the range of 0.01 to 5 mass %.
  • 0.001 to 0.05 mass% As is a grain boundary segregation element and has an effect of reducing iron loss through improvement of texture. The above effect can be obtained by adding 0.001 mass% or more. However, As is an element that also causes grain boundary embrittlement, and the above-mentioned adverse effects become remarkable especially when it exceeds 0.05 mass %. Therefore, As is preferably added in the range of 0.001 to 0.05 mass %.
  • B 0.0001 to 0.005 mass% B, like As, is a grain boundary segregation element and has the effect of reducing iron loss through the improvement of the texture. However, since it has a high effect of suppressing grain boundary migration, if it is excessively added, it rather hinders grain growth during stress relief annealing, which also causes an increase in iron loss. If the addition amount is less than 0.0001 mass%, the above effect cannot be sufficiently obtained, while if it exceeds 0.005 mass%, the adverse effect of suppressing grain boundary migration becomes large. Therefore, it is preferable to add B in the range of 0.0001 to 0.005 mass %.
  • the balance other than the above components is Fe and unavoidable impurities.
  • the non-oriented electrical steel sheet of the present invention is obtained by hot-rolling a steel material (slab) having the above-described composition suitable for the present invention, annealing the hot-rolled sheet, and performing one cold-rolling or intermediate annealing twice.
  • the cold-rolled plate having the final plate thickness can be manufactured by the above cold rolling, and can be manufactured by a conventional manufacturing process in which finish annealing is performed.
  • the steel material is a conventional refining process in which molten steel obtained in a converter or an electric furnace is secondarily refined in a vacuum degassing apparatus or the like to adjust to a predetermined component composition according to the present invention. It is preferable that after the steel having a compatible component composition is melted, it is manufactured by the continuous casting method or the ingot-slump rolling method.
  • the slab is reheated to a predetermined temperature in a gas furnace or the like, and then hot-rolled by rough rolling and finish rolling to form a hot-rolled sheet.
  • the temperature at which the slab is reheated is preferably 1150° C. or lower in order to suppress re-dissolution of AlN, MnS and the like and prevent subsequent fine precipitation. More preferably, it is in the range of 1000 to 1130°C.
  • the slab reheating step may be omitted if the hot rolling temperature can be secured.
  • a thin slab caster in which a continuous casting machine and a rolling mill are integrated can be used, and in this case, the hot rolling step may be omitted.
  • the hot rolling subsequent to the slab reheating is the most important step in the present invention, which increases the dislocation density of the hot rolled sheet to randomize the texture after the hot rolled sheet annealing described below.
  • the final pass of finish rolling is set to a high pressure reduction rate, and the coil winding temperature after hot rolling is lowered.
  • the reduction rate of the final pass is set to 10% or more, and It is necessary to keep the coiling temperature of 620° C. or lower. If the rolling reduction in the final pass is less than 10% or the coiling temperature exceeds 620° C., the dislocation density in the hot rolled sheet decreases, and the randomization of the texture after hot rolled sheet annealing is insufficient. Because it will be. In order to reliably obtain the above effects, it is preferable that the rolling reduction in the final pass is 14% or more and the winding temperature is 590°C or less.
  • the hot rolled sheet is subjected to hot rolled sheet annealing, and it is preferable that this condition is performed in the range of soaking 700 to 1100° C. for 1 to 300 sec.
  • this condition is performed in the range of soaking 700 to 1100° C. for 1 to 300 sec.
  • the hot rolled sheet annealing is less than 700°C, the effect of the hot-rolled sheet annealing is insufficient, while if the soaking temperature exceeds 1100°C, the grain size becomes coarse and cold rolling It is not preferable because cracks occur frequently.
  • the hot rolled sheet annealing is more preferably performed within the range of 800 to 1000° C. ⁇ 5 to 100 sec.
  • the hot-rolled sheet after the hot-rolled sheet is annealed is cold-rolled once or cold-rolled twice or more with intermediate annealing to obtain a cold-rolled sheet having a final thickness.
  • the cold rolling is also an important step in the present invention, in order to promote crystal rotation from the initial orientation of ⁇ 100 ⁇ 011> to another orientation and increase the orientation dispersion of the unrecrystallized structure. Is performed by increasing the temperature of the steel sheet on the first pass in the final cold rolling to obtain the final thickness and/or rolling by reducing the reduction ratio of the first pass, specifically, 1 pass Rolling is preferably performed with the steel plate temperature on the marked side being 80° C. or higher and/or the rolling reduction of the first pass being 30% or higher.
  • the steel sheet temperature on the first pass exit side is less than 80° C. or if the reduction ratio of the first pass is less than 30%, the crystal rotation from ⁇ 100 ⁇ 011> to other orientations becomes insufficient. That is, as the steel plate temperature and the rolling reduction are higher, a plurality of slip systems are more active, so that the crystal rotation in other orientations is more likely to occur and the accumulation in ⁇ 100 ⁇ 011> is suppressed. is there.
  • a preferable steel sheet temperature on the first pass side is 100° C. or higher, and a preferable reduction rate of the first pass is 40% or higher.
  • the exit-side steel plate temperature in the first pass can be adjusted by increasing the steel plate temperature before rolling, increasing the coolant temperature, or reducing the coolant amount.
  • finish annealing is also an important step in the present invention, in which dislocation density is reduced to reduce iron loss, and an unrecrystallized structure remains to secure strength, that is, the recrystallization rate is less than 100%. Therefore, it is important that the soaking temperature of finish annealing is in the range of 600 to 800°C. If the soaking temperature is lower than 600°C, the dislocation density becomes high and the iron loss becomes too high. On the other hand, if it exceeds 800°C, recrystallization is promoted and it becomes difficult to stably leave the unrecrystallized structure. , It becomes difficult to secure high strength.
  • the preferable soaking temperature is in the range of 680 to 760°C.
  • the lower limit of the recrystallization rate of the steel sheet after finish annealing is not particularly specified, but if the recrystallization rate is too low, iron loss increases, so it is preferably in the range of 30 to 95%.
  • the recrystallization rate is easily obtained by polishing a cross section parallel to the rolling direction of the steel sheet, etching it to reveal a microstructure, and comparing the area ratio of the recrystallized grains with the area ratio of the unrecrystallized region. Can be measured.
  • the steel sheet after the finish annealing is coated with an insulating film, if necessary.
  • an insulating coating known organic, inorganic, and organic/inorganic mixed coatings can be used depending on the purpose.
  • high alloy steel is used as a raw material, and since high strength is achieved by leaving an unrecrystallized structure, it is necessary to perform skin pass rolling to significantly increase iron loss for high strength. There is no.
  • the presence or absence of skin pass rolling can be determined by observing the structure with an optical microscope or EBSP.
  • the non-oriented electrical steel sheet of the present invention obtained as described above has excellent characteristics of low iron loss and high strength, it is suitable as a material for a rotor core. Since it is high, it may not be possible to obtain excellent motor efficiency. Therefore, in such a case, it is preferable that the stator core is subjected to strain relief annealing after punching and stacking to manufacture the motor core.
  • the stator core that has been subjected to stress relief annealing undergoes recrystallization and grain growth to reduce iron loss, so that motor efficiency can be greatly improved. This method is particularly suitable for use in a PM motor having a low rotor core iron loss ratio.
  • a sample was taken from the product plate obtained as described above and subjected to a tensile test and a fatigue test.
  • a JIS No. 5 tensile test piece in which the tensile direction is the rolling direction was taken from the sample, and the tensile strength TS was measured according to JIS Z2241.
  • test piece having a width of 30 mm and a length of 280 mm was taken from the above sample in the L direction (rolling direction) and the C direction (direction orthogonal to the rolling direction), and the core loss W 10/400 was measured according to JIS C2550-1. Was measured. Further, the iron loss W 10/400 after performing stress relief annealing (SRA) at 800° C. for 2 hours in an N 2 atmosphere was also measured.
  • SRA stress relief annealing

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Abstract

ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．００５０％以下、Ｓｉ：３．２～５．０％、Ｍｎ：２．０％以下、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００５０％以下、Ａｌ：０．５～２．０％、Ｎ：０．００５０％以下を含有し、かつ、Ｓｉ＋Ａｌ≧４．０％のスラブを熱間圧延し、熱延板焼鈍し、冷間圧延して最終板厚の冷延板とし、仕上焼鈍を施して無方向性電磁鋼板を製造する際、熱間圧延の仕上圧延最終パスの圧下率を１０％以上、コイルの巻取温度を６２０℃以下、仕上焼鈍の均熱温度を６００～８００℃とすることで、再結晶率が面積率で１００％未満で、板厚中心層で得られるＯＤＦのφ２＝４５度断面におけるΦ＝０度、φ１＝０度の強度をＣ、Φ＝２０度、φ１＝０度の強度をＤとしたとき、強度Ｃを２.０以上、強度差Ｃ－Ｄを２．０以下とすることで、高強度で低鉄損の無方向性電磁鋼板を得る。

Description

無方向性電磁鋼板とその製造方法
　本発明は、無方向性電磁鋼板とその製造方法に関し、具体的には高強度かつ低鉄損の無方向性電磁鋼板とその製造方法に関するものである。
　近年、モータの駆動システムの発達によって駆動電源の周波数制御が可能となり、可変速運転や商用周波数以上で高速回転するモータが増加している。モータコアは、モータケース内に固定されたステータコアと高速回転するロータコアから構成されており、回転するロータコアには遠心力が発生する。該遠心力の大きさは、回転半径に比例し、回転速度の２乗に比例する。そのため、中・大型の高速回転するロータコアの素材となる鋼板には、高強度であることが求められる。
　また、電気自動車やハイブリッド自動車等の駆動モータなどに使用されているＩＰＭモータは、ロータ外周部にスリットを設けて、該スリットに磁石を埋設している。磁石を支える狭いブリッジ部には応力が集中する。そのため、比較的小型のモータであっても、ロータコアの素材となる鋼板には高強度であることが求められる。
　さらに、高速回転するモータでは、高周波磁束により渦電流が発生し、モータ効率が低下するとともに発熱が生じる。ロータの発熱量が大きくなると、磁石が減磁する原因になることから、ロータコアの素材には高周波域でも低鉄損であることが求められる。したがって、ロータコアに用いられる素材には、高強度と低鉄損のバランスに優れた鋼板であることが求められる。
　高強度化を達成する手段としては、例えば、鉄にＳｉやＡｌ等の固溶強化元素を多量に添加して高合金鋼化し、高強度化する方法がある。この方法は、低鉄損化と高強度化が同時に達成できるため好ましく用いられている。なお、高合金鋼化による他の高強度化手段として、析出強化を利用する方法もあるが、この方法では、析出した第２相粒子が仕上焼鈍や歪取焼鈍時の粒成長を著しく阻害するという問題がある。また、高合金鋼化以外に高強度化を図る手段として、結晶粒微細化による高強度化技術が多く用いられている。この技術は、高強度化した材料でモータコアを作製し、ステータコアのみに歪取焼鈍を施して粒成長させることで、ステータコアは低鉄損、ロータコアは高強度とすることができるというメリットがある。
　このような状況下において、無方向性電磁鋼板の高強度化について、他の技術が提案されている。例えば、特許文献１および特許文献２には、未再結晶組織を活用することで高強度化を図る技術が提案されている。また、特許文献３には、未再結晶組織の形態を制御し、引張強さや疲労強度のばらつきを抑制する技術が提案されている。
特開２００６－１６９６１１号公報 特開２００５－１１３１８５号公報 特開２０１０－０９０４７４号公報
　しかしながら、発明者らが、高合金鋼を素材に用いて、特許文献１および特許文献２に開示の技術を適用して無方向性電磁鋼板を製造したところ、疲労強度のばらつきが大きいという問題があることがわかった。また、特許文献３に開示の技術では、引張強さや疲労強度のばらつきを抑制できるものの、ＡｌやＭｎの含有量が比較的低い量に制限されているため、比抵抗が低くなって高周波鉄損が高くなるという問題がある。
　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、ＳｉやＡｌの含有量が高い高合金鋼を素材に用いた高強度（高引張強さ、高疲労強度）で低鉄損の無方向性電磁鋼板を提供するとともに、その有利な製造方法を提案することにある。
　発明者らは、上記課題の解決に向け、高合金鋼の素材を用いることによる高強度化と、未再結晶組織を用いることによる高強度化との組み合わせ技術に着目して鋭意検討を重ねた。その結果、上記組み合わせ技術で、高強度（高引張強さ、高疲労強度）かつ低鉄損の無方向性電磁鋼板を安定して製造するためには、製品板の集合組織を適正化することが有効であることを見出し、本発明を開発するに至った。
　上記知見に基づく本発明は、Ｃ：０．００５０ｍａｓｓ％以下、Ｓｉ：３．２～５．０ｍａｓｓ％、Ｍｎ：２．０ｍａｓｓ％以下、Ｐ：０．０２ｍａｓｓ％以下、Ｓ：０．００５０ｍａｓｓ％以下、Ａｌ：０．５～２．０ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００５０ｍａｓｓ％以下、Ｔｉ：０．００３０ｍａｓｓ％以下、Ｎｂ：０．００１０ｍａｓｓ％以下、Ｖ：０．００５０ｍａｓｓ％以下およびＯ：０．００５０ｍａｓｓ％以下を含有し、かつ、Ｓｉ＋Ａｌ≧４．０ｍａｓｓ％であり、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる成分組成を有し、再結晶率が面積率で１００％未満で、板厚中心層で得られるＯＤＦのφ２＝４５度断面におけるΦ＝０度、φ１＝０度の強度をＣ、Φ＝２０度、φ１＝０度の強度をＤとしたとき、強度Ｃが２.０以上で、強度差Ｃ－Ｄが２．０以下であることを特徴とする無方向性電磁鋼板を提供する。
　本発明の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種をそれぞれ０．００５～０．２０ｍａｓｓ％含有することを特徴とする。
　また、本発明の無方向性電磁鋼板は、上記成分組成に加えてさらに、Ｃａ，ＭｇおよびＲＥＭから選ばれる１種または２種以上をそれぞれ０．０００５～０．０１０ｍａｓｓ％含有することを特徴とする。
　また、本発明の無方向性電磁鋼板は、上記成分組成に加えてさらに、Ｃｒ：０．０１～５ｍａｓｓ％、Ｃｕ：０．０１～５ｍａｓｓ％、Ｎｉ：０．０１～５ｍａｓｓ％、Ｍｏ：０．０００５～０．１ｍａｓｓ％、Ｗ：０．００１～０．１ｍａｓｓ％、Ｃｏ：０．０１～５ｍａｓｓ％、Ａｓ：０．００１～０．０５ｍａｓｓ％およびＢ：０．０００１～０．００５ｍａｓｓ％のうちから選ばれる少なくとも１種を含有することを特徴とする。
　また、本発明は、上記いずれかに記載の成分組成を有する鋼スラブを熱間圧延し、熱延板焼鈍し、１回の冷間圧延または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延で最終板厚の冷延板とし、仕上焼鈍を施す無方向性電磁鋼板の製造方法において、上記熱間圧延の仕上圧延最終パスの圧下率を１０％以上、上記熱間圧延後のコイルの巻取温度を６２０℃以下、上記仕上焼鈍の均熱温度を６００～８００℃とすることで、再結晶率が面積率で１００％未満で、板厚中心層で得られるＯＤＦのφ２＝４５度断面におけるΦ＝０度、φ１＝０度の強度をＣ、Φ＝２０度、φ１＝０度の強度をＤとしたとき、強度Ｃが２．０以上で、強度差Ｃ－Ｄが２．０以下と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。
　本発明の無方向性電磁鋼板の製造方法は、上記冷間圧延の最終冷間圧延における１パス目出側の鋼板温度を８０℃以上とすることを特徴とする。
　また、本発明の無方向性電磁鋼板の製造方法は、上記冷間圧延の最終冷間圧延における１パス目の圧下率を３０％以上とすることを特徴とする。
　本発明によれば、高強度（高引張強さ、高疲労強度）かつ低鉄損の無方向性電磁鋼板を安定して提供することができるので、高速回転するモータや、電気自動車やハイブリッド自動車等の駆動モータ等のモータコアの素材として好適に用いることができる。
製品板の板厚中心層で得られるＯＤＦのφ２＝４５度断面におけるΦ＝０度、φ１＝０度の強度をＣ、Φ＝２０度、φ１＝０度の強度をＤとしたときに、Ｃ－Ｄが疲労強度に及ぼす影響を示すグラフである。 製品板の板厚中心層で得られるＯＤＦのφ２＝４５度断面におけるΦ＝０度、φ１＝０度の強度をＣ、Φ＝２０度、φ１＝０度の強度をＤとしたときに、熱間圧延における仕上圧延最終パスの圧下率とコイル巻取温度がＣ－Ｄに及ぼす影響を示すグラフである。 疲労試験に用いた試験片を説明する図である。
　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。
　Ｃ：０．００１９ｍａｓｓ％、Ｓｉ：３．５２ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．４１ｍａｓｓ％、Ｐ：０．０１ｍａｓｓ％、Ｓ：０．００１８ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．９１ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００１７ｍａｓｓ％、Ｔｉ：０．０００８ｍａｓｓ％、Ｎｂ：０．０００１ｍａｓｓ％、Ｖ：０．００１２ｍａｓｓ％およびＯ：０．００２５ｍａｓｓ％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常法の精錬プロセスで溶製し、連続鋳造法で鋼素材（スラブ）とし後、上記スラブをガス炉で１１００℃の温度に３０ｍｉｎ加熱し、粗圧延と仕上圧延からなる熱間圧延して板厚１．８ｍｍの熱延板とし、コイルに巻き取った。この際、シートバー厚を４０ｍｍとし、仕上圧延の入側温度ＦＥＴを９８０℃、出側温度ＦＤＴ（圧延終了温度）を８２０℃とし、仕上圧延におけるパススケジュールと巻取温度ＣＴを種々に変化させた。
　次いで、上記熱延板から試験片を採取し、実験室で９８０℃×３０ｓｅｃの熱延板焼鈍を模した熱処理を施した後、酸洗し、冷間圧延して最終板厚０．３０ｍｍの冷延板とし、７４０℃×２０ｓｅｃの仕上焼鈍を施して、再結晶率が面積率で７０％の仕上焼鈍板を得た。
　斯くして得た仕上焼鈍板から試験片を採取し、下記の引張試験と疲労試験に供した。
　上記引張試験は、上記試験片から、引張方向を圧延方向とするＪＩＳ５号引張試験片を採取し、ＪＩＳ　Ｚ２２４１に準拠して、引張強さＴＳを測定した。また、疲労試験は、引張方向を圧延方向とする図３に示した形状・寸法の疲労試験片を採取し、引張－引張、応力比０．１、周波数２０Ｈｚの条件で繰り返し数１０７回における疲労強度を測定した。その結果、引張強さＴＳは、６２０ＭＰａ程度で安定していたが、疲労強度は、実験条件によって大きく変動していることがわかった。なお、上記疲労強度は、試験片に付与する振幅応力の最大応力のことをいう。
　そこで、上記疲労強度のバラツキの原因を調査するため、種々の調査を行った結果、鋼板の集合組織が疲労強度に大きく影響していること、具体的には、疲労強度が低い材料は、｛１００｝＜０１１＞方位、すなわち、オイラー角で（Φ，φ１，φ２）＝（０°，０°，４５°）付近の強度が高いのに対し、疲労強度が高い材料は、｛１００｝＜０１１＞方位が低く、その分、｛１１４｝＜０１１＞方位、すなわち、オイラー角で（Φ，φ１，φ２）＝（２０°，０°，４５°）付近の強度が高くなっていることが明らかとなった。
　図１は、板厚中心層から得られたＯＤＦ（結晶方位分布関数：Crystalline Orientation Distribution Function）のφ２＝４５度断面において、Φ＝０度、φ１＝０度の強度をＣ、Φ＝２０度、φ１＝０度の強度をＤとしたとき、Ｃ－Ｄと疲労強度との関係を示したものである。この図から、Ｃ－Ｄが２．０以下で、疲労強度が急激に高くなり、Ｃ－Ｄが１．５以下でほぼ飽和していることがわかる。したがって、疲労強度を高めるためには、Ｃ－Ｄは２．０以下であることが必要であり、１．５以下であることがより好ましいことがわかる。
　このメカニズムはまだ十分に明らかとなっていないが、発明者らは以下のように考えている。φ２＝４５度断面において、φ１＝０度、Φ＝０度～５０度付近の方位群は、いわゆるα－ｆｉｂｅｒに対応する。α－ｆｉｂｅｒは、再結晶し難いことで知られ、仕上焼鈍板の未再結晶組織は主にα－ｆｉｂｅｒに属すると考えられる。すなわち、同じ再結晶率において、Ｃ－Ｄの値が小さいことは、仕上焼鈍板の未再結晶組織の方位分散が大きく、｛１００｝＜０１１＞方位が少ないことに対応し、これが疲労強度の向上に寄与したものと推定される。すなわち、方位分散の大きい未再結晶組織は、ある特定の結晶面に沿った変形が起こり難く、安定して高い疲労強度が得られると考えられる。
　また、｛１００｝＜０１１＞方位は、圧延安定方位としても知られており、冷間圧延中に方位が変化し難いという特徴がある。そのため、α－ｆｉｂｅｒ内の方位分散を大きくするには、熱延板（冷間圧延前）の段階において、主方位である｛１００｝＜０１１＞方位への集積度を下げ、その後の冷間圧延における結晶回転を促進することが有効であると考えられる。
　そこで、発明者らは、熱延板における｛１００｝＜０１１＞方位への集積度を下げる、すなわち、Ｃ－Ｄの値を小さくする熱間圧延条件について種々の実験を行い、調査した。その結果、図２に示したように、熱間圧延の仕上圧延における最終パスの圧下率を高め、かつ、熱間圧延後の巻取温度を低温化すること、具体的には、最終パスの圧下率を１０％以上、かつ、巻取温度を６２０℃以下とすることが有効であることがわかった。この条件下では、熱延板の転位密度および蓄積エネルギーが高くなるため、熱延板焼鈍における再結晶が全ての方位で促進されて集合組織がランダム化し、その結果、熱延焼鈍板の方位分散が促進されると考えられる。
　なお、上述したように、ＯＤＦのφ２＝４５度断面におけるΦ＝０度、φ１＝０度の強度Ｃは、未再結晶組織と関係しており、再結晶が進むほど小さくなる。したがって、未再結晶組織を残存させる、すなわち、再結晶率を面積率で１００％未満とする本発明の鋼板は、Ｃの値が２．０以上であることが必要である。好ましくは３．０以上である。
　本発明は、上記の新規な知見に基づき、開発したものである。
　ここで、上記の（Φ，φ１，φ２）＝（０°，０°，４５°）方位の強度Ｃおよび（Φ，φ１，φ２）＝（２０°，０°，４５°）方位の強度Ｄは、鋼板を板厚１／２まで研削して板厚中心層をＸ線回折して得られた｛１１０｝や｛２００｝、｛２１１｝、｛３１０｝極点図などから選んだ複数の極点図（好ましくは３つ以上）を用い、級数展開法やＡＤＣ法で、ＯＤＦを計算することで得られる。なお、ＣおよびＤの測定方法は、上記の方法に限られるものではなく、その他公知の方法、例えば、ＥＢＳＰによる集合組織測定を用いてもよい。
　次に、本発明に用いる鋼素材の成分組成の限定理由について説明する。
Ｃ：０．００５０ｍａｓｓ％以下
　Ｃは、炭化物を形成して製品板の鉄損を劣化させる元素であり、０．００５０ｍａｓｓ％を超えると上記悪影響が顕著となる。よって、Ｃは、製品板の磁気時効を抑制する観点から、０．００５０ｍａｓｓ％以下に制限する。好ましくは０．００３０ｍａｓｓ％以下である。
Ｓｉ：３．２～５．０ｍａｓｓ％
　Ｓｉは、鋼の比抵抗を高めて、鉄損を低減する効果がある。また、固溶強化により、鋼を高強度化する効果もある。上記の効果は、Ｓｉが高いほど顕著であるため、本発明ではＳｉを３．２ｍａｓｓ％以上含有させる。しかし、Ｓｉが５．０ｍａｓｓ％を超えると、圧延が困難になるため、Ｓｉ量の上限は５．０ｍａｓｓ％とする。好ましくは３．５～４．５ｍａｓｓ％の範囲である。
Ｍｎ：２．０ｍａｓｓ％以下
　Ｍｎは、Ｓｉと同様、鋼の比抵抗を高めて、鉄損を低減する効果があり、０．１ｍａｓｓ％以上含有させることが好ましい。しかし、２．０ｍａｓｓ％を超えると、炭窒化物の析出により、却って鉄損が悪化するため、Ｍｎは２．０ｍａｓｓ％以下に制限する。したがって、好ましくは０．１～２．０ｍａｓｓ％であり、より好ましくは０．３～１．０ｍａｓｓ％の範囲である。
Ｐ：０．０２ｍａｓｓ％以下
　Ｐは、固溶強化能が高いため、鋼の硬さ調整に用いられる元素である。しかし、本発明のような高合金鋼では、Ｐが０．０２ｍａｓｓ％を超えると、鋼が脆化して圧延が困難になるため、Ｐの上限は０．０２ｍａｓｓ％とする。好ましくは０．０１ｍａｓｓ％以下である。
Ｓ：０．００５０ｍａｓｓ％以下
　Ｓは、微細な硫化物を形成して粒成長を阻害し、鉄損を増加させる有害元素である。特に、０．００５０ｍａｓｓ％を超えると、上記悪影響が顕著になるため、上限を０．００５０ｍａｓｓ％とする。好ましくは０．００３０ｍａｓｓ％以下である。
Ａｌ：０．５～２．０ｍａｓｓ％
　Ａｌは、Ｓｉと同様、鋼の比抵抗を高めて、鉄損を低減する効果がある。また、固溶強化により鋼を高強度化する効果もある。しかし、０．５ｍａｓｓ％未満では上記効果が小さく、一方、２．０ｍａｓｓ％を超えると圧延が困難になるため、Ａｌの範囲は０．５～２．０ｍａｓｓ％の範囲とする。好ましくは０．７～１．３ｍａｓｓ％の範囲である。
Ｎ：０．００５０ｍａｓｓ％以下
　Ｎは、微細窒化物を増加させ、粒成長を阻害し、鉄損を増加させる有害元素である。特に、Ｎが０．００５０ｍａｓｓ％を超えると上記悪影響が顕著になるため、上限は０．００５０ｍａｓｓ％とする。好ましくは０．００３０ｍａｓｓ％以下である。
Ｔｉ：０．００３０ｍａｓｓ％以下
　Ｔｉは、微細な炭窒化物として析出し、粒成長を阻害し、鉄損を増加させる有害元素である。特に、０．００３０ｍａｓｓ％を超えると、上記悪影響が顕著になるため、上限を０．００３０ｍａｓｓ％とする。好ましくは０．００２０ｍａｓｓ％以下である。
Ｎｂ：０．００１０ｍａｓｓ％以下
　Ｎｂは、Ｔｉと同様、微細な炭窒化物として析出し、粒成長を阻害し、鉄損を増加させる有害元素である。特に、０．００１０ｍａｓｓ％を超えると上記悪影響が顕著になるため、上限を０．００１０ｍａｓｓ％とする。好ましくは０．０００５ｍａｓｓ％以下である。
Ｖ：０．００５０ｍａｓｓ％以下
　Ｖも、Ｔｉと同様、微細な炭窒化物として析出し、粒成長を阻害し、鉄損を増加させる有害元素である。特に０．００５０ｍａｓｓ％を超えると上記悪影響が顕著になるため、上限を０．００５０ｍａｓｓ％とする。好ましくは０．００３０ｍａｓｓ％である。
Ｏ：０．００５０ｍａｓｓ％以下
　Ｏは、酸化物系介在物を形成して、粒成長を阻害し、鉄損を増加させる有害元素である。特に、０．００５０ｍａｓｓ％を超えると上記悪影響が顕著になるため、上限を０．００５０ｍａｓｓ％とする。好ましくは０．００３０ｍａｓｓ％以下である。
Ｓｉ＋Ａｌ：４．０ｍａｓｓ％以上
　本発明の無方向性電磁鋼板は、上記成分組成を満たすことに加えてさらに、ＳｉとＡｌの合計が４．０ｍａｓｓ％以上を満たして含有することが必要である。ＳｉとＡｌの合計が４．０ｍａｓｓ％未満では、高強度と高疲労強度を安定して確保することが難しくなるからである。ＳｉとＡｌの合計は、好ましくは４．４ｍａｓｓ％以上である。ただし、ＳｉとＡｌの合計が６．０ｍａｓｓ％を超えると、鋼が硬質化し、圧延することが難しくなるので、上限は６．０ｍａｓｓ％程度に抑えることが好ましい。
　本発明に用いる鋼素材は、上記成分に加えてさらに、以下の成分を適宜含有することができる。
ＳｎおよびＳｂ：それぞれ０．００５～０．２０ｍａｓｓ％
　ＳｎおよびＳｂは、再結晶集合組織を改善し、鉄損を低減する効果がある。上記効果を得るためにはそれぞれ０．００５ｍａｓｓ％以上の添加が必要である。一方、それぞれ０．２０ｍａｓｓ％を超えて添加しても、上記効果は飽和する。よって、ＳｎおよびＳｂは、それぞれ０．００５～０．２０ｍａｓｓ％の範囲で添加するのが好ましい。より好ましくはそれぞれ０．０１～０．１０ｍａｓｓ％の範囲である。
Ｃａ，ＭｇおよびＲＥＭ：それぞれ０．０００５～０．０１０ｍａｓｓ％
　Ｃａ，ＭｇおよびＲＥＭは、安定な硫化物を形成するため、微細硫化物を減少させ、粒成長性を改善し、鉄損を改善する効果がある。上記効果を得るためには、それぞれ０．０００５ｍａｓｓ％以上の添加が必要である。一方、それぞれ０．０１０ｍａｓｓ％を超えて添加すると、却って鉄損が劣化するようになる。よって、Ｃａ，ＭｇおよびＲＥＭは、それぞれ０．０００５～０．０１０ｍａｓｓ％の範囲で添加するのが好ましい。より好ましくはそれぞれ０．００１～０．００５ｍａｓｓ％の範囲である。
　また、本発明に用いる鋼素材は、上記成分に加えてさらに、以下の成分を適宜含有することができる。ただし、これらの成分は原料コストが比較的高価であるため、添加量は必要最小限に抑えることが望ましい。
Ｃｒ：０．０１～５ｍａｓｓ％
　Ｃｒは、Ｓｉと同様、鋼の比抵抗を高めて、鉄損を低減する効果がある。しかし、Ｓｉ，Ａｌに比べて固溶強化能が小さいため、圧延性を劣化させずに鉄損を低減したい場合に添加するのが好ましい。しかし、添加量が０．０１ｍａｓｓ％未満では上記効果が十分に得られず、一方、５ｍａｓｓ％を超えると、鉄損改善効果が飽和する。よって、Ｃｒは０．０１～５ｍａｓｓ％の範囲で添加するのが好ましい。
Ｃｕ：０．０１～５ｍａｓｓ％
　Ｃｕは、Ｓｉと同様、鋼の比抵抗を高めて、鉄損を低減する効果がある。しかしＳｉ，Ａｌに比べて固溶強化能が小さいため、圧延性を劣化させずに鉄損を低減したい場合に添加するのが好ましい。しかし、添加量が０．０１ｍａｓｓ％未満では上記効果が十分に得られず、一方、５ｍａｓｓ％を超えると、鉄損改善効果が飽和する。よって、Ｃｕは０．０１～５ｍａｓｓ％の範囲で添加するのが好ましい。
Ｎｉ：０．０１～５ｍａｓｓ％
　Ｎｉは、固溶強化により鋼を高強度化する効果が大きい元素である。しかし、添加量が０．０１ｍａｓｓ％未満では上記効果が十分に得られず、一方、５ｍａｓｓ％を超えると原料コストの大きな上昇を招く。よって、Ｎｉは０．０１～５ｍａｓｓ％の範囲で添加するのが好ましい。
Ｍｏ：０．０００５～０．１ｍａｓｓ％
　Ｍｏは、炭化物を粗大化して鉄損を低減する効果がある。しかし、添加量が０．０００５ｍａｓｓ％未満では上記効果が十分に得られず、一方、０．１ｍａｓｓ％を超えると、鉄損改善効果が飽和する。よって、Ｍｏは０．０１～５ｍａｓｓ％の範囲で添加するのが好ましい。
Ｗ：０．００１～０．１ｍａｓｓ％
　Ｗは、Ｍｏと同様、炭化物を粗大化して鉄損を低減する効果がある。しかし、添加量が０．００１ｍａｓｓ％未満では、上記効果が十分に得られず、一方、０．１ｍａｓｓ％を超えると鉄損改善効果が飽和する。よって、Ｗは０．０１～０．１ｍａｓｓ％の範囲で添加するのが好ましい。
Ｃｏ：０．０１～５ｍａｓｓ％
　Ｃｏは、Ｆｅ合金の磁気モーメントを増加させる元素であり、磁束密度を向上させる効果と鉄損を低減する効果がある。しかし、添加量が０．０１ｍａｓｓ％未満では上記効果が十分に得られず、一方、５ｍａｓｓ％を超えると原料コストの大きな上昇を招く。よって、Ｃｏは０．０１～５ｍａｓｓ％の範囲で添加するのが好ましい。
Ａｓ：０．００１～０．０５ｍａｓｓ％
　Ａｓは、粒界偏析元素であり、集合組織の改善を介して鉄損を低減する効果がある。上記効果は０．００１ｍａｓｓ％以上の添加で得られる。しかし、Ａｓは、粒界脆化の原因ともなる元素であり、特に上記弊害は０．０５ｍａｓｓ％を超えると顕著となる。よって、Ａｓは０．００１～０．０５ｍａｓｓ％の範囲で添加するのが好ましい。
Ｂ：０．０００１～０．００５ｍａｓｓ％
　Ｂは、Ａｓと同様、粒界偏析元素であり、集合組織の改善を介して鉄損を低減する効果がある。しかし、粒界移動を抑制する効果が高いため、過剰に添加すると却って歪取焼鈍での粒成長を阻害し、鉄損増加の原因ともなる。添加量が０．０００１ｍａｓｓ％未満では上記効果が十分に得られず、一方、０．００５ｍａｓｓ％を超えると、粒界移動抑制の悪影響が大きくなる。よって、Ｂは０．０００１～０．００５ｍａｓｓ％の範囲で添加するのが好ましい。
　なお、本発明の無方向性電磁鋼板は、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、上記した本発明に適合する成分組成の鋼素材（スラブ）を熱間圧延し、熱延板焼鈍し、１回の冷間圧延または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延で最終板厚の冷延板とし、仕上焼鈍を施す常法の製造工程で製造することができる。
　ここで、上記鋼素材（スラブ）は、転炉あるいは電気炉等で得た溶鋼を真空脱ガス処理装置等で二次精錬して所定の成分組成に調整する常法の精錬プロセスで本発明に適合する成分組成を有する鋼を溶製した後、連続鋳造法または造塊－分塊圧延法等で製造するのが好ましい。
　次いで、上記スラブは、ガス炉等で所定の温度に再加熱した後、粗圧延と仕上圧延からなる熱間圧延して熱延板とする。ここで、上記スラブを再加熱する温度は、ＡｌＮやＭｎＳ等の再固溶を抑制し、その後に微細析出するのを防止するため、１１５０℃以下とすることが好ましい。より好ましくは、１０００～１１３０℃の範囲である。なお、連続鋳造後、直ちに熱間圧延を行う場合、熱延温度を確保できるときは、スラブ再加熱工程を省略しても構わない。また、連続鋳造機と圧延機が一体化した薄スラブキャスターを用いることもでき、この場合、熱延工程を省略してもよい。
　スラブ再加熱に続く熱間圧延は、本発明において最も重要な工程であり、熱延板の転位密度を高めて、後述する熱延板焼鈍後の集合組織をランダム化し、上述したＣ－Ｄの値を高めるために、仕上圧延の最終パスを高圧下率とし、かつ、熱間圧延後のコイル巻取温度を低温化する、具体的には、最終パスの圧下率を１０％以上とし、コイルの巻取温度を６２０℃以下とする必要がある。最終パスの圧下率が１０％未満、または、コイルの巻取温度が６２０℃を超えると、熱延板中の転位密度が減少し、熱延板焼鈍後の集合組織のランダム化が不十分となるからである。なお、上記効果を確実に得るためには、最終パスの圧下率は１４％以上、巻取温度は５９０℃以下とするのが好ましい。
　次いで、上記熱延板は、熱延板焼鈍を施すが、この条件は均熱７００～１１００℃×１～３００ｓｅｃの範囲で行うのが好ましい。上述したように、熱延板の転位密度を高めておくことで、熱延板焼鈍における再結晶がすべての方位で促進される結果、集合組織のランダム化が促進される。しかし、熱延板焼鈍の均熱温度が７００℃未満では、上記熱延板焼鈍の効果が不十分であり、一方、均熱温度が１１００℃を超えると、粒径が粗大となり冷間圧延での割れが多発するため好ましくない。なお、熱延板焼鈍は、８００～１０００℃×５～１００ｓｅｃの範囲で行うのがより好ましい。
　次いで、上記熱延板焼鈍後の熱延板は、１回の冷間圧延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する。
　ここで、上記冷間圧延も、本発明において重要な工程であり、初期方位である｛１００｝＜０１１＞から他の方位へ結晶回転を促進し、未再結晶組織の方位分散を大きくするためには、最終板厚とする最終冷間圧延における１パス目出側の鋼板温度を高めて圧延する、および／または、１パス目の圧下率を下げて圧延する、具体的には、１パス目出側の鋼板温度を８０℃以上、および／または、１パス目の圧下率を３０％以上として圧延するのが好ましい。１パス目出側の鋼板温度が８０℃未満であったり、１パス目の圧下率が３０％未満では、｛１００｝＜０１１＞から他の方位へ結晶回転が不十分となる。すなわち、鋼板温度や圧下率が高いほど、複数のすべり系が活動するため、他の方位への結晶回転が生じやすくなり、｛１００｝＜０１１＞への集積が抑制されるようになるからである。好ましい１パス目出側の鋼板温度は１００℃以上、また、好ましい１パス目の圧下率は４０％以上である。なお、１パス目の出側鋼板温度は、圧延前の鋼板温度を高めたり、クーラントの温度の高温化したり、クーラント量を低減したりすることで調整することができる。
　次いで、上記冷間圧延で最終板厚とした冷延板は、仕上焼鈍を施す。ここで、仕上焼鈍も本発明において重要な工程であり、転位密度を下げて鉄損を低減させ、かつ、強度確保のため未再結晶組織を残存させる、すなわち、再結晶率を１００％未満とするため、仕上焼鈍の均熱温度は６００～８００℃の範囲とすることが重要である。均熱温度が６００℃未満では、転位密度が高くなって鉄損が高くなり過ぎ、一方、８００℃を超えると、再結晶が促進されて未再結晶組織を安定して残存させることが困難となり、高い強度を確保することが難しくなる。好ましい均熱温度は６８０～７６０℃の範囲である。なお、仕上焼鈍後の鋼板の再結晶率の下限は、特に規定しないが、再結晶率が低すぎると、鉄損が高くなるため、３０～９５％の範囲とするのが好ましい。上記再結晶率は、鋼板の圧延方向に平行な断面を研磨し、エッチングし、ミクロ組織を現出させ、再結晶粒が占める面積率と未再結晶領域の面積率を比較することで容易に測定することができる。
　次いで、上記仕上焼鈍後の鋼板は、必要に応じて絶縁被膜を被成するのが好ましい。上記絶縁被膜は、目的に応じて、公知の有機、無機、有機・無機混合コーティングを用いることができる。
　なお、本発明では、高合金鋼を素材とし、未再結晶組織を残存させることで高強度化を達成しているので、高強度化のために、鉄損を著しく増加させるスキンパス圧延を行う必要はない。なお、スキンパス圧延の有無は、光学顕微鏡による組織観察や、ＥＢＳＰにより判別することが可能である。
　上記のようにして得られる本発明の無方向性電磁鋼板は、低鉄損かつ高強度という優れた特性を有するため、ロータコアの素材として好適であるが、ステータコアに用いる場合には、鉄損が高いため優れたモータ効率が得られないおそれがある。そこで、斯かる場合には、打抜加工し、積層してモータコアを製造したのち、ステータコアのみに歪取焼鈍を施すことが好ましい。歪取焼鈍を施したステータコアは、再結晶と粒成長が進んで鉄損が低減するため、モータ効率を大幅に向上させることができる。この方法は、特に、ロータコアの鉄損比率が低いＰＭモータに用いて好適である。
　表１に示した種々の成分組成を有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる鋼を常法の精錬プロセスで溶製した後、連続鋳造法でスラブとし、ガス炉で１１００℃の温度に３０ｍｉｎ間加熱した後、粗圧延と仕上圧延からなる熱間圧延して板厚１．８ｍｍの熱延板とし、上記熱延板に９３０℃×３０ｓｅｃの熱延板焼鈍を施した後、酸洗し、冷間圧延して最終板厚０．３ｍｍまで冷延板とし、仕上焼鈍を施して製品板とした。なお、上記熱間圧延、冷間圧延および仕上焼鈍のそれぞれの条件は表２に纏めて示した。
　次いで、上記のようにして得た製品板からサンプルを採取し、引張試験と疲労試験に供した。上記引張試験は、上記サンプルから、引張方向を圧延方向とするＪＩＳ５号引張試験片を採取し、ＪＩＳ　Ｚ２２４１に準拠して、引張強さＴＳを測定した。また、疲労試験は、上記サンプルから引張方向を圧延方向とする図３に示した形状・寸法の疲労試験片を採取し、引張－引張、応力比０．１、周波数２０Ｈｚの条件で繰り返し数１０７回における疲労強度を測定した。
　さらに、上記サンプルから、幅３０ｍｍ×長さ２８０ｍｍの試験片をＬ方向（圧延方向）およびＣ方向（圧延方向と直角方向）から採取し、ＪＩＳ　Ｃ２５５０－１に準拠して鉄損Ｗ１０／４００を測定した。さらに、Ｎ２雰囲気下で８００℃×２ｈｒの歪取焼鈍（ＳＲＡ：Stress Relief Annealing）を施した後の鉄損Ｗ１０／４００の測定も行った。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　上記の測定結果を表２に併記した。この結果から、本発明に適合する成分組成を有する鋼素材を用いて、本発明の適合する条件で製造した鋼板は、いずれも高い強度（引張強さと疲労強度）と低鉄損が得られていることがわかる。

Claims (7)

  1. Ｃ：０．００５０ｍａｓｓ％以下、Ｓｉ：３．２～５．０ｍａｓｓ％、Ｍｎ：２．０ｍａｓｓ％以下、Ｐ：０．０２ｍａｓｓ％以下、Ｓ：０．００５０ｍａｓｓ％以下、Ａｌ：０．５～２．０ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００５０ｍａｓｓ％以下、Ｔｉ：０．００３０ｍａｓｓ％以下、Ｎｂ：０．００１０ｍａｓｓ％以下、Ｖ：０．００５０ｍａｓｓ％以下およびＯ：０．００５０ｍａｓｓ％以下を含有し、かつ、Ｓｉ＋Ａｌ≧４．０ｍａｓｓ％であり、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる成分組成を有し、
    再結晶率が面積率で１００％未満で、
    板厚中心層で得られるＯＤＦのφ２＝４５度断面におけるΦ＝０度、φ１＝０度の強度をＣ、Φ＝２０度、φ１＝０度の強度をＤとしたとき、強度Ｃが２．０以上で、強度差Ｃ－Ｄが２．０以下であることを特徴とする無方向性電磁鋼板。
  2. 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種をそれぞれ０．００５～０．２０ｍａｓｓ％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、Ｃａ，ＭｇおよびＲＥＭから選ばれる１種または２種以上をそれぞれ０．０００５～０．０１０ｍａｓｓ％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、Ｃｒ：０．０１～５ｍａｓｓ％、Ｃｕ：０．０１～５ｍａｓｓ％、Ｎｉ：０．０１～５ｍａｓｓ％、Ｍｏ：０．０００５～０．１ｍａｓｓ％、Ｗ：０．００１～０．１ｍａｓｓ％、Ｃｏ：０．０１～５ｍａｓｓ％、Ａｓ：０．００１～０．０５ｍａｓｓ％およびＢ：０．０００１～０．００５ｍａｓｓ％のうちから選ばれる少なくとも１種を含有することを特徴とする請求項１～３いずれか１項に記載の無方向性電磁鋼板。
  5. 請求項１～４のいずれか１項に記載の成分組成を有する鋼スラブを熱間圧延し、熱延板焼鈍し、１回の冷間圧延または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延で最終板厚の冷延板とし、仕上焼鈍を施す無方向性電磁鋼板の製造方法において、
    上記熱間圧延の仕上圧延最終パスの圧下率を１０％以上、
    上記熱間圧延後のコイルの巻取温度を６２０℃以下、
    上記仕上焼鈍の均熱温度を６００～８００℃とすることで、
    再結晶率が面積率で１００％未満で、
    板厚中心層で得られるＯＤＦのφ２＝４５度断面におけるΦ＝０度、φ１＝０度の強度をＣ、Φ＝２０度、φ１＝０度の強度をＤとしたとき、強度Ｃが２．０以上で、強度差Ｃ－Ｄが２．０以下とすることを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法。
  6. 上記冷間圧延の最終冷間圧延における１パス目出側の鋼板温度を８０℃以上とすることを特徴とする請求項５に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
  7. 上記冷間圧延の最終冷間圧延における１パス目の圧下率を３０％以上とすることを特徴とする請求項５または６に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
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MX2021008802A MX2021008802A (es) 2019-01-24 2020-01-22 Chapa de acero electrico no orientado y metodo para producir el mismo.
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Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2022211004A1 (ja) 2021-04-02 2022-10-06 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
WO2022210890A1 (ja) * 2021-03-31 2022-10-06 日本製鉄株式会社 無方向性電磁鋼板及びその製造方法
WO2024063085A1 (ja) * 2022-09-22 2024-03-28 日本製鉄株式会社 無方向性電磁鋼板

Families Citing this family (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2023090138A1 (ja) * 2021-11-17 2023-05-25 Ｊｆｅスチール株式会社 無方向性電磁鋼板とその製造方法並びにモータコアの製造方法

Citations (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS6021330A (ja) * 1983-07-18 1985-02-02 Kawasaki Steel Corp 表面性状の良好な無方向性珪素鋼板の製造方法
JP2000129409A (ja) * 1998-10-23 2000-05-09 Kawasaki Steel Corp 回転機の実機特性が優れた無方向性電磁鋼板およびその製造方法
JP2005113185A (ja) 2003-10-06 2005-04-28 Nippon Steel Corp 磁気特性の優れた高強度電磁鋼板とその製造方法
JP2006045613A (ja) * 2004-08-04 2006-02-16 Nippon Steel Corp 圧延方向から４５°方向の磁気特性が優れた無方向性電磁鋼板およびその製造方法
JP2006169611A (ja) 2004-12-20 2006-06-29 Nippon Steel Corp 高強度電磁鋼板の製造方法
JP2008202070A (ja) * 2007-02-16 2008-09-04 Jfe Steel Kk 無方向性電磁鋼板およびその製造方法
JP2010090474A (ja) 2008-09-11 2010-04-22 Jfe Steel Corp 無方向性電磁鋼板およびその製造方法
JP2013515166A (ja) * 2010-10-25 2013-05-02 宝山鋼鉄股▲分▼有限公司 相対的な高い磁気誘導および高強度を有する無方向性電磁鋼板、ならびにその製造方法
CN105950960A (zh) * 2016-05-04 2016-09-21 武汉钢铁股份有限公司 电动汽车驱动电机用无取向硅钢及其制备方法
CN107964631A (zh) * 2017-12-15 2018-04-27 武汉钢铁有限公司 屈服强度≥500MPa的高速电机转子用无取向硅钢及生产方法
JP2018092979A (ja) * 2016-11-30 2018-06-14 新日鐵住金株式会社 変圧器、変圧器用の板状鉄心及び変圧器用の板状鉄心の製造方法
JP2018178197A (ja) * 2017-04-14 2018-11-15 新日鐵住金株式会社 無方向性電磁鋼板及びその製造方法

Family Cites Families (13)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
TW476790B (en) * 1998-05-18 2002-02-21 Kawasaki Steel Co Electrical sheet of excellent magnetic characteristics and its manufacturing method
ATE338146T1 (de) * 2002-05-08 2006-09-15 Ak Steel Properties Inc Verfahren zum kontinuierlichen giessen von nichtorientiertem elektrostahlband
RU2398894C1 (ru) * 2006-06-16 2010-09-10 Ниппон Стил Корпорейшн Лист высокопрочной электротехнической стали и способ его производства
JP5194535B2 (ja) * 2006-07-26 2013-05-08 新日鐵住金株式会社 高強度無方向性電磁鋼板
WO2012087045A2 (ko) * 2010-12-23 2012-06-28 주식회사 포스코 저철손 고강도 무방향성 전기강판 및 그 제조방법
JP5835557B2 (ja) * 2011-02-17 2015-12-24 Ｊｆｅスチール株式会社 方向性電磁鋼板の製造方法
WO2013125223A1 (ja) * 2012-02-23 2013-08-29 Ｊｆｅスチール株式会社 電磁鋼板の製造方法
CA2956686C (en) * 2014-07-31 2019-01-08 Jfe Steel Corporation Non-oriented electrical steel sheet and method for producing the same, and motor core and method of producing the same
JP6604120B2 (ja) * 2015-09-29 2019-11-13 日本製鉄株式会社 無方向性電磁鋼板、及びその製造方法
TWI622655B (zh) * 2016-01-15 2018-05-01 Jfe Steel Corp 無方向性電磁鋼板及其製造方法
TWI658152B (zh) * 2017-03-07 2019-05-01 日商新日鐵住金股份有限公司 無方向性電磁鋼板及無方向性電磁鋼板之製造方法
JP6880920B2 (ja) * 2017-03-29 2021-06-02 日本製鉄株式会社 無方向性電磁鋼板およびその製造方法、並びにモータコアおよびその製造方法
EP3572535B1 (en) * 2017-03-30 2022-04-27 JFE Steel Corporation Method for manufacturing non-oriented electromagnetic steel plate, and method for manufacturing motor core

Patent Citations (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS6021330A (ja) * 1983-07-18 1985-02-02 Kawasaki Steel Corp 表面性状の良好な無方向性珪素鋼板の製造方法
JP2000129409A (ja) * 1998-10-23 2000-05-09 Kawasaki Steel Corp 回転機の実機特性が優れた無方向性電磁鋼板およびその製造方法
JP2005113185A (ja) 2003-10-06 2005-04-28 Nippon Steel Corp 磁気特性の優れた高強度電磁鋼板とその製造方法
JP2006045613A (ja) * 2004-08-04 2006-02-16 Nippon Steel Corp 圧延方向から４５°方向の磁気特性が優れた無方向性電磁鋼板およびその製造方法
JP2006169611A (ja) 2004-12-20 2006-06-29 Nippon Steel Corp 高強度電磁鋼板の製造方法
JP2008202070A (ja) * 2007-02-16 2008-09-04 Jfe Steel Kk 無方向性電磁鋼板およびその製造方法
JP2010090474A (ja) 2008-09-11 2010-04-22 Jfe Steel Corp 無方向性電磁鋼板およびその製造方法
JP2013515166A (ja) * 2010-10-25 2013-05-02 宝山鋼鉄股▲分▼有限公司 相対的な高い磁気誘導および高強度を有する無方向性電磁鋼板、ならびにその製造方法
CN105950960A (zh) * 2016-05-04 2016-09-21 武汉钢铁股份有限公司 电动汽车驱动电机用无取向硅钢及其制备方法
JP2018092979A (ja) * 2016-11-30 2018-06-14 新日鐵住金株式会社 変圧器、変圧器用の板状鉄心及び変圧器用の板状鉄心の製造方法
JP2018178197A (ja) * 2017-04-14 2018-11-15 新日鐵住金株式会社 無方向性電磁鋼板及びその製造方法
CN107964631A (zh) * 2017-12-15 2018-04-27 武汉钢铁有限公司 屈服强度≥500MPa的高速电机转子用无取向硅钢及生产方法

Cited By (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2022210890A1 (ja) * 2021-03-31 2022-10-06 日本製鉄株式会社 無方向性電磁鋼板及びその製造方法
JP7222444B1 (ja) * 2021-03-31 2023-02-15 日本製鉄株式会社 無方向性電磁鋼板及びその製造方法
WO2022211004A1 (ja) 2021-04-02 2022-10-06 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
KR20230143194A (ko) 2021-04-02 2023-10-11 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 무방향성 전자 강판 및 그 제조 방법
WO2024063085A1 (ja) * 2022-09-22 2024-03-28 日本製鉄株式会社 無方向性電磁鋼板

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