WO2014030512A1 - 打抜加工による鉄損特性の劣化が小さい無方向性電磁鋼板 - Google Patents

打抜加工による鉄損特性の劣化が小さい無方向性電磁鋼板 Download PDF

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Definitions

  • the present invention relates to a non-oriented electrical steel sheet that not only has excellent iron loss characteristics before punching, but also has low deterioration of iron loss characteristics due to punching.
  • Non-oriented electrical steel sheets are disclosed.
  • Patent Document 1 contains a large amount of S compared to the conventional non-oriented electrical steel sheet, it is inferior to the magnetic properties of the material steel sheet itself before punching, so The strict requirements for loss characteristics are not fully met. Therefore, development of a non-oriented electrical steel sheet that not only excels in iron loss characteristics before punching but also in iron loss characteristics after punching, that is, deterioration of iron loss characteristics due to punching is small. It is strongly desired.
  • the present invention has been made in view of the above-described problems of the prior art, and its purpose is non-directional with excellent iron loss characteristics before punching and small deterioration of iron loss characteristics due to punching. It is to provide an electrical steel sheet.
  • the inventors have affected the influence of the composition of the steel sheet and the amount of sag of the steel sheet generated by punching (hereinafter also referred to as “sag amount”) on the iron loss characteristics.
  • sag amount the amount of sag of the steel sheet generated by punching
  • the size of the sag of the steel sheet generated by punching has a good correlation with the deterioration rate of the iron loss characteristics, and the size of the sag can be increased by adding appropriate amounts of Se and As. It has been found that the iron loss characteristics of the steel sheet can be reduced without degrading, and consequently, the deterioration of the iron loss characteristics due to punching can be suppressed, and the present invention has been developed.
  • the present invention provides C: 0.005 mass% or less, Si: 2 to 7 mass%, Mn: 0.03 to 3 mass%, Al: 3 mass% or less, P: 0.2 mass% or less, S: 0.00. 005 mass% or less, N: 0.005 mass% or less, Se: 0.0001 to 0.0005 mass% and As: 0.0005 to 0.005 mass%, with the balance being composed of Fe and inevitable impurities Further, the iron loss W 15/50 at the time of 50 Hz, 1.5T excitation is 3.5 W / kg or less, and the ratio (x / t) of the sagging amount x (mm) and the plate thickness t (mm) at the time of punching the steel sheet ) Is 0.15 or less, the non-oriented electrical steel sheet.
  • the non-oriented electrical steel sheet of the present invention is characterized in that the average crystal grain size is 30 to 150 ⁇ m.
  • non-oriented electrical steel sheet of the present invention may further include any one or two of Sn: 0.003-0.5 mass% and Sb: 0.003-0.5 mass% in addition to the above component composition. It contains seeds.
  • the non-oriented electrical steel sheet has not only excellent iron loss characteristics before punching but also excellent iron loss characteristics after punching, that is, deterioration of iron loss characteristics due to punching is small. Can be provided stably, which can greatly contribute to the improvement of the efficiency of electric devices such as motors using iron cores manufactured by punching.
  • test pieces having a length of 180 mm ⁇ width of 30 mm and length of 180 mm ⁇ width of 10 mm were collected by punching with a clearance set to 5%.
  • the clearance is a value (%) obtained by dividing the gap between the upper die and the lower die by the plate thickness of the workpiece.
  • size (sag amount) of the end face was measured.
  • the sagging amount was defined as shown in FIG.
  • the iron loss W15 / 50 was measured by the Epstein test.
  • the test piece having a width of 10 mm was measured by arranging three test pieces in the width direction so as to have a width of 30 mm.
  • two shear portions are included in the test piece having a width of 30 mm, so that the influence of the punching process on the iron loss characteristics can be evaluated. .
  • the effect of punching on the iron loss is defined by the following formula: the deterioration rate of the iron loss W 15/50 of the test piece having a width of 10 mm with respect to the iron loss W 15/50 of the test piece having a width of 30 mm ( (Iron loss deterioration rate).
  • Iron loss deterioration rate (%) ⁇ (W 15/50 (10 mm width)) ⁇ (W 15/50 (30 mm width)) ⁇ / (W 15/50 (30 mm width)) ⁇ 100
  • FIG. 3 shows the relationship between the ratio of the sagging amount x and the plate thickness t (x / t) during punching and the iron loss deterioration rate for the above measurement results. From this figure, it can be seen that the iron loss deterioration rate can be reduced to 20% or less by setting the ratio (x / t) between the sagging amount x and the sheet thickness t to 0.15 or less. This is considered to be because when the ratio (x / t) between the sagging amount and the plate thickness is large, compressive stress remains in the vicinity of the end face generated by the punching process, and the magnetic characteristics deteriorate. From this result, in the present invention, the ratio (x / t) between the sagging amount x and the plate thickness t is set to 0.15 or less.
  • a cold-rolled sheet with a thickness of 0.50 mm is obtained by one cold rolling, and then finish annealing at 970 ° C. for 10 seconds. And an insulating coating was applied to obtain a non-oriented electrical steel sheet (product board).
  • a test piece having a length of 180 mm and a width of 10 mm was collected by punching with a clearance set to 5%, and the same as in the above ⁇ Experiment 1>. While measuring the sagging amount of the punched end face, the iron loss W 15/50 was measured by the Epstein test. The iron loss of the test piece having a width of 10 mm was measured by arranging three test pieces in the width direction and having a width of 30 mm.
  • FIG. 4 shows the effect of Se content on the ratio (x / t) of the sagging amount x and the sheet thickness t and the iron loss W 15/50
  • FIG. 5 shows the relationship between the sagging amount x and the sheet thickness t.
  • As content on the ratio (x / t) and the iron loss W 15/50 is shown. From these figures, it is understood that the size of the sagging can be reduced by setting Se ⁇ 0.0001 mass% and As ⁇ 0.0005 mass%. This is thought to be because Se and As are segregation elements at the grain boundary and have the effect of weakening the grain boundary strength, so that the shear resistance during punching is reduced and sagging is reduced.
  • finish annealing is performed by holding for 10 seconds at various temperatures ranging from 750 to 1100 ° C. Different non-oriented electrical steel sheets (product sheets) were used.
  • FIG. 6A shows the influence of the crystal grain size on the ratio (x / t) between the sagging amount x and the plate thickness t. From this figure, it can be seen that by setting the average crystal grain size to 150 ⁇ m or less, the amount of sag during punching can be reduced. This is considered to be because when the crystal grain size becomes small, the existence frequency of the grain boundary becomes high and the shear resistance at the time of the punching process becomes small.
  • FIG. 6B shows the effect of the crystal grain size on the iron loss W 15/50 . From this figure, it can be seen that the iron loss W 15/50 deteriorates when the average crystal grain size is 30 ⁇ m or less. This is presumably because the hysteresis loss increases as the crystal grain size decreases. From the above, it can be seen that the average grain size of the non-oriented electrical steel sheet of the present invention is preferably in the range of 30 to 150 ⁇ m.
  • C 0.005 mass% or less
  • magnetic aging may occur and iron loss may be deteriorated. Therefore, C is set to 0.005 mass% or less.
  • Si 2 to 7 mass%
  • Si is an element effective in increasing the specific resistance of steel and reducing iron loss, but the effect is small when it is less than 2 mass%. On the other hand, if it exceeds 7 mass%, the steel becomes hard and difficult to manufacture by rolling. Therefore, Si is set in the range of 2 to 7 mass%.
  • Mn 0.03 to 3 mass% Mn is an element necessary for improving hot workability. However, if the amount is less than 0.03 mass%, the above effect is not sufficient. On the other hand, addition of more than 3 mass% causes an increase in raw material cost. Therefore, Mn is set to a range of 0.03 to 3 mass%.
  • Al 3 mass% or less Al, like Si, is an element effective in increasing the specific resistance of steel and reducing iron loss. However, addition exceeding 3 mass% hardens the steel and makes it difficult to roll and manufacture. Therefore, Al is 3 mass% or less.
  • P 0.2 mass% or less
  • P is added in order to increase the specific resistance of steel and reduce iron loss.
  • the embrittlement of steel becomes significant. Breaks during cold rolling. Therefore, P is limited to 0.2 mass% or less.
  • S 0.005 mass% or less
  • N 0.005 mass% or less
  • Se and As are grain boundary segregation elements, and have an effect of suppressing the occurrence of sagging during punching by weakening the grain boundary strength.
  • the said effect is acquired by addition of Se: 0.0001 mass% or more and As: 0.0005 mass% or more.
  • Se: 0.0005 mass% and As: 0.005 mass% a large amount of precipitates are formed and the hysteresis loss is increased, so that the iron loss characteristics are deteriorated. Therefore, Se and As are in the range of Se: 0.0001 to 0.0005 mass% and As: 0.0005 to 0.005 mass%.
  • the balance other than the essential components is Fe and inevitable impurities.
  • any one or two of Sn: 0.003-0.5 mass% and Sb: 0.003-0.5 mass% may be added.
  • Sn and Sb are elements having an effect of suppressing the oxidation and nitriding of the steel sheet surface layer and the accompanying generation of surface fine grains and preventing the deterioration of magnetic properties. In order to exhibit such an effect, it is preferable to contain each 0.003 mass% or more. On the other hand, if it exceeds 0.5 mass%, the growth of crystal grains may be hindered, leading to deterioration of magnetic properties. Therefore, Sn and Sb are preferably added in the range of 0.003 to 0.5 mass%, respectively.
  • the method for producing a non-oriented electrical steel sheet of the present invention is a method of melting steel having a component composition suitable for the present invention described above in a conventional refining process using a converter, an electric furnace, a vacuum degassing apparatus, etc.
  • the steel slab is hot-rolled, hot-rolled sheet annealed as necessary, cold-rolled, finish-annealed, and coated with an insulating coating. It is preferable to consist of a series of steps.
  • the said cold rolling may be performed by one cold rolling, and may be performed by the cold rolling of 2 times or more on both sides of intermediate annealing.
  • the rolling reduction may be the same as the manufacturing conditions of a normal non-oriented electrical steel sheet.
  • the finish annealing is not particularly limited except that the annealing conditions are set so that the average crystal grain size is within the preferred range of the present invention (30 to 150 ⁇ m), and the annealing conditions for ordinary non-oriented electrical steel sheets are not limited. What is necessary is just to carry out according to it.
  • the annealing temperature is preferably in the range of 770 to 1050 ° C., and more preferably in the range of 800 to 1020 ° C.
  • a steel slab having the various composition shown in Table 1 is reheated at 1100 ° C. for 30 minutes, and then hot-rolled to form a hot-rolled sheet having a thickness of 2.0 mm.
  • cold-rolled sheets with various plate thicknesses shown in Table 2 are formed by one cold rolling, and then finish annealing is performed for 10 seconds at various temperatures similarly shown in Table 2, and non-directional.

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Description

打抜加工による鉄損特性の劣化が小さい無方向性電磁鋼板
　本発明は、打抜加工前の鉄損特性に優れるだけでなく、打抜加工による鉄損特性の劣化が小さい無方向性電磁鋼板に関するものである。
　近年、省エネルギー化という世界的な流れの中で、電気機器においても、高効率化が強く求められるようになってきている。それに伴い、電気機器の鉄心材料として広く使用されている無方向性電磁鋼板においては、電気機器の高効率化を達成するため、鉄損を低減することが大きな課題となっている。上記要請に応えるため、無方向性電磁鋼板においては、従来、主にＳｉやＡｌ等の元素を添加して固有抵抗を高めたり、板厚を低減したりすることで低鉄損化が図られてきた。
　ところで、モータなどの鉄心材料として無方向性電磁鋼板を使用する場合、そのモータ等の特性は、素材鋼板の特性と比較して劣ることが知られている。これは、無方向性電磁鋼板の特性は、通常、３０ｍｍ幅の試験片を用いたエプスタイン試験にて評価しているのに対して、実機のモータのティース幅やヨーク幅は５～１０ｍｍと狭幅のものが多く、打抜加工時に導入される歪によって鉄損特性が劣化することが一因であると考えられている。このような打抜加工による磁気特性の劣化が小さい材料としては、例えば、特許文献１に、Ｓを０．０１５～０．０３５ｗｔ％添加することで、剪断抵抗を小さくし、歪量を低減する無方向性電磁鋼板が開示されている。
特許第２９７０４３６号公報
　しかしながら、特許文献１に開示の鋼板は、従来の無方向性電磁鋼板と比較して多量のＳを含有しているため、打抜加工前の素材鋼板自体の磁気特性に劣るため、昨今の鉄損特性に対する厳しい要求には、十分に応えることができていない。そのため、打抜加工前の鉄損特性に優れるだけでなく、打抜加工後の鉄損特性にも優れる、即ち、打抜加工による鉄損特性の劣化が小さい、無方向性電磁鋼板の開発が強く望まれている。
　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、打抜加工前の鉄損特性に優れ、かつ、打抜加工による鉄損特性の劣化が小さい無方向性電磁鋼板を提供することにある。
　発明者らは、上記課題を解決するべく、鋼板の成分組成と、打抜加工で発生する鋼板のダレの大きさ（以降、「ダレ量」ともいう。）が、鉄損特性に及ぼす影響に着目し、鋭意検討を重ねた。その結果、打抜加工で発生する鋼板のダレの大きさは鉄損特性の劣化率とよい相関があること、該ダレの大きさは、適正量のＳｅおよびＡｓを添加することで、素材鋼板の鉄損特性を劣化させることなく軽減することができ、ひいては、打抜加工による鉄損特性の劣化を抑制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。
　上記知見に基く本発明は、Ｃ：０．００５ｍａｓｓ％以下、Ｓｉ：２～７ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．０３～３ｍａｓｓ％、Ａｌ：３ｍａｓｓ％以下、Ｐ：０．２ｍａｓｓ％以下、Ｓ：０．００５ｍａｓｓ％以下、Ｎ：０．００５ｍａｓｓ％以下、Ｓｅ：０．０００１～０．０００５ｍａｓｓ％およびＡｓ：０．０００５～０．００５ｍａｓｓ％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、５０Ｈｚ、１．５Ｔ励磁時の鉄損Ｗ１５／５０が３．５Ｗ／ｋｇ以下であり、かつ鋼板打抜き時のダレ量ｘ（ｍｍ）と板厚ｔ（ｍｍ）の比（ｘ／ｔ）が０．１５以下であることを特徴とする無方向性電磁鋼板である。
　本発明の無方向性電磁鋼板は、平均結晶粒径が３０～１５０μｍであ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、Ｓｎ：０．００３～０．５ｍａｓｓ％およびＳｂ：０．００３～０．５ｍａｓｓ％のうちのいずれか１種または２種を含有することを特徴とする。
　本発明によれば、打抜加工前の鉄損特性に優れるだけでなく、打抜加工後の鉄損特性にも優れる、即ち、打抜加工による鉄損特性の劣化が小さい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、打抜加工で製造される鉄心を用いるモータ等の電気機器の高効率化に大いに寄与することができる。
打抜加工によるダレ量を定義する図である。 エプスタイン試験で、幅３０ｍｍの試験片と幅１０ｍｍの試験片の鉄損を測定する方法を説明する図である。 ダレ量ｘと板厚ｔとの比（ｘ／ｔ）が、鉄損劣化率に及ぼす影響を示すグラフである。 Ｓｅ含有量が、ダレ量ｘと板厚ｔとの比（ｘ／ｔ）および鉄損Ｗ１５／５０に及ぼす影響を示すグラフである。 Ａｓ含有量が、ダレ量ｘと板厚ｔとの比（ｘ／ｔ）および鉄損Ｗ１５／５０に及ぼす影響を示すグラフである。 平均結晶粒径が、ダレ量ｘと板厚ｔとの比（ｘ／ｔ）および鉄損Ｗ１５／５０に及ぼす影響を示すグラフである。
　本発明を開発する契機となった実験について説明する。
＜実験１＞
　まず、打抜加工で発生するダレの大きさ（ダレ量）が、鉄損特性に及ぼす影響について調査するため、Ｃ：０．００２５ｍａｓｓ％、Ｓｉ：３．０ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．５ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．５ｍａｓｓ％、Ｐ：０．０１ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００１８ｍａｓｓ％、Ｓ：０．００１９ｍａｓｓ％、Ｓｅ：０．０００１ｍａｓｓ％およびＡｓ：０．００１０ｍａｓｓ％を含有する鋼スラブを１１００℃×３０分加熱した後、熱間圧延して板厚２．０ｍｍの熱延板とし、９８０℃×３０秒の熱延板焼鈍を施した後、１回の冷間圧延で板厚０．２０～０．５０ｍｍの各種板厚を有する冷延板とし、その後、９５０℃×１０秒の仕上焼鈍を施し、絶縁被膜を被成して無方向性電磁鋼板（製品板）とした。なお、上記製品板の圧延方向（Ｌ方向）断面における平均結晶粒径を線分法で求めたところ、約８０μｍであった。
　次いで、上記製品板のＬ方向およびＣ方向から、長さ１８０ｍｍ×幅３０ｍｍおよび長さ１８０ｍｍ×幅１０ｍｍの試験片を、クリアランスを５％に設定した打抜加工により採取した。ここで、上記クリアランスとは、上型と下型との隙間を被加工材の板厚で除した値（％）のことである。また、幅１０ｍｍに打抜加工した試験片については、端面のダレの大きさ（ダレ量）を測定した。ここで、上記ダレ量は、図１に示したように定義した。
　また、上記の試験片について、エプスタイン試験で鉄損Ｗ１５／５０を測定した。この際、幅１０ｍｍの試験片については、図２に示すように、試験片を幅方向に３枚並べて幅３０ｍｍにして測定した。このようにして鉄損を測定した場合には、幅３０ｍｍの試験片の中に２ヶ所の剪断部分が含まれることになるので、鉄損特性への打抜加工の影響を評価することができる。なお、打抜加工の鉄損への影響は、下記式で定義するように、幅３０ｍｍの試験片の鉄損Ｗ１５／５０に対する幅１０ｍｍの試験片の鉄損Ｗ１５／５０の劣化率（鉄損劣化率）で評価した。
　　　　　　　　　　　　　　　　　記
　鉄損劣化率（％）＝{（Ｗ１５／５０（１０ｍｍ幅））－（Ｗ１５／５０（３０ｍｍ幅））}／（Ｗ１５／５０（３０ｍｍ幅））×１００
　上記測定結果について、図３に、打抜加工時のダレ量ｘと板厚ｔとの比（ｘ／ｔ）と、鉄損劣化率との関係を示した。この図から、ダレ量ｘと板厚ｔとの比（ｘ／ｔ）を０．１５以下とすることで、鉄損劣化率を２０％以下に低減できることがわかる。これは、ダレ量と板厚との比（ｘ／ｔ）が大きいと、打抜加工で生じた端面の近傍に圧縮応力が残存し、磁気特性が劣化するためであると考えられる。この結果から、本発明では、ダレ量ｘと板厚ｔとの比（ｘ／ｔ）を０．１５以下とすることとした。
＜実験２＞
　次に、発明者らは、上記打抜加工で生じた端面のダレ量を低減する方策として、粒界偏析型で、粒界強度を弱める元素であるＳｅとＡｓに着目し、以下の実験を行った。
　Ｃ：０．００３０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：２．５ｍａｓｓ％、Ａｌ：１ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．５ｍａｓｓ％、Ｐ：０．０１ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００２０ｍａｓｓ％、Ｓ：０．００２２ｍａｓｓ％を含有し、かつ、Ｓｅを０．０００１～０．００２ｍａｓｓ％、Ａｓを０．０００１～０．０１０ｍａｓｓ％の範囲で含有する鋼スラブを１１００℃×３０分加熱した後、熱間圧延して板厚２．０ｍｍの熱延板とし、９８０℃×３０秒の熱延板焼鈍を施した後、１回の冷間圧延で板厚０．５０ｍｍの冷延板とし、その後、９７０℃×１０秒の仕上焼鈍を施し、絶縁被膜を被成して無方向性電磁鋼板（製品板）とした。
　斯くして得た製品板のＬ方向およびＣ方向から、クリアランスを５％に設定した打抜加工により、長さ１８０ｍｍ×幅１０ｍｍの試験片を採取し、前述した＜実験１＞と同様にして打抜端面のダレ量を測定するとともに、エプスタイン試験で鉄損Ｗ１５／５０を測定した。なお、上記幅１０ｍｍの試験片の鉄損は、３枚の試験片を幅方向に並べて幅３０ｍｍとして測定した。
　図４は、ダレ量ｘと板厚ｔとの比（ｘ／ｔ）および鉄損Ｗ１５／５０に及ぼすＳｅ含有量の影響を、また、図５は、ダレ量ｘと板厚ｔとの比（ｘ／ｔ）および鉄損Ｗ１５／５０に及ぼすＡｓ含有量の影響を示したものである。これらの図から、Ｓｅ≧０．０００１ｍａｓｓ％、Ａｓ≧０．０００５ｍａｓｓ％とすることで、ダレの大きさを小さくできることがわかる。これは、ＳｅおよびＡｓは、粒界偏析型元素であり、粒界強度を弱める効果があるため、打抜加工時の剪断抵抗が小さくなり、ダレが軽減されるためであると考えられる。一方、Ｓｅ＞０．０００５ｍａｓｓ％、Ａｓ＞０．００５ｍａｓｓ％になると、鉄損特性が大きく劣化することがわかる。これは、ＳｅやＡｓを多量に含有すると、析出物が多量に形成され、ヒステリシス損が増大するためであると考えられる。
　以上の結果から、本発明では、Ｓｅは０．０００１～０．０００５ｍａｓｓ％、Ａｓは０．０００５～０．００５ｍａｓｓ％の範囲で添加することとした。
＜実験３＞
　次に、発明者らは、ダレ量に及ぼす結晶粒径の影響について調査する実験を行った。
　Ｃ：０．００２０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：２．５ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．００１ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．５ｍａｓｓ％、Ｐ：０．０１ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００１９ｍａｓｓ％、Ｓ：０．００２４ｍａｓｓ％、Ｓｅ：０．０００１ｍａｓｓ％およびＡｓ：０．０００８ｍａｓｓ％を含有する鋼スラブを１１００℃×３０分加熱した後、熱間圧延して板厚２．０ｍｍの熱延板とし、１０００℃×３０秒の熱延板焼鈍を施し、１回の冷間圧延で板厚０．３５ｍｍの冷延板とした後、７５０～１１００℃の範囲の種々の温度で１０秒間保持する仕上焼鈍を施し、結晶粒径が異なる無方向性電磁鋼板（製品板）とした。
　斯くして得た製品板のＬ方向およびＣ方向から、クリアランスを５％に設定した打抜加工により、長さ１８０ｍｍ×幅３０ｍｍおよび長さ１８０ｍｍ×幅１０ｍｍの試験片を採取し、前述した＜実験１＞と同様にして打抜端面のダレ量を測定し、かつ、エプスタイン試験で鉄損Ｗ１５／５０を測定するとともに、製品板の圧延方向（Ｌ方向）断面における平均結晶粒径を線分法で求めた。なお、上記幅１０ｍｍの試験片の鉄損は、３枚の試験片を幅方向に３枚並べて幅３０ｍｍとして測定した。
　図６（ａ）は、結晶粒径がダレ量ｘと板厚ｔとの比（ｘ／ｔ）に及ぼす影響を示したものである。この図から、平均結晶粒径を１５０μｍ以下にすることで、打抜加工時のダレ量を低減できることがわかる。これは、結晶粒径が小さくなると、粒界の存在頻度が高くなり、打抜加工時の剪断抵抗が小さくなるためであると考えられる。また、図６（ｂ）は、結晶粒径が鉄損Ｗ１５／５０に及ぼす影響を示したものである。この図から、平均結晶粒径が３０μｍ以下になると、鉄損Ｗ１５／５０が劣化することがわかる。これは、結晶粒径が小さくなると、ヒステリシス損が大きくなるためであると考えられる。
　以上のことから、本発明の無方向性電磁鋼板の平均結晶粒径は、３０～１５０μｍの範囲とすることが好ましいことがわかる。
　次に、本発明の無方向性電磁鋼板（製品板）の成分組成について説明する。
Ｃ：０．００５ｍａｓｓ％以下
　Ｃは、０．００５ｍａｓｓ％を超えて含有すると、磁気時効を起こして鉄損が劣化するおそれがある。よって、Ｃは０．００５ｍａｓｓ％以下とする。
Ｓｉ：２～７ｍａｓｓ％
　Ｓｉは、鋼の固有抵抗を高め、鉄損を低減するのに有効な元素であるが、２ｍａｓｓ％未満では上記効果が小さい。一方、７ｍａｓｓ％を超えると、鋼が硬質化し、圧延して製造することが困難となる。よって、Ｓｉは２～７ｍａｓｓ％の範囲とする。
Ｍｎ：０．０３～３ｍａｓｓ％
　Ｍｎは、熱間加工性を改善するために必要な元素であるが、０．０３ｍａｓｓ％未満では上記効果が十分ではなく、一方、３ｍａｓｓ％を超える添加は、原料コストの上昇を招く。よって、Ｍｎは０．０３～３ｍａｓｓ％の範囲とする。
Ａｌ：３ｍａｓｓ％以下
　Ａｌは、Ｓｉと同様、鋼の固有抵抗を高め、鉄損を低減するのに有効な元素である。しかし、３ｍａｓｓ％を超える添加は、鋼が硬質化し、圧延して製造することが困難となる。よって、Ａｌは３ｍａｓｓ％以下とする。
Ｐ：０．２ｍａｓｓ％以下
　Ｐは、本発明では、鋼の固有抵抗を高め、鉄損を低減するために添加するが、０．２ｍａｓｓ％を超えて添加すると、鋼の脆化が著しくなり、冷間圧延時に破断を起こすようになる。よって、Ｐは０．２ｍａｓｓ％以下に制限する。
Ｓ：０．００５ｍａｓｓ％以下、Ｎ：０．００５ｍａｓｓ％以下
　ＳおよびＮは、いずれも不可避的不純物元素であり、０．００５ｍａｓｓ％を超えて含有すると、磁気特性を劣化させる。よって、ＳおよびＮは、それぞれ０．００５ｍａｓｓ％以下に制限する。
Ｓｅ：０．０００１～０．０００５ｍａｓｓ％、Ａｓ：０．０００５～０．００５ｍａｓｓ％
　ＳｅおよびＡｓは、前述したように、粒界偏析型元素であり、粒界強度を弱めることによって、打抜加工時のダレの発生を抑制する効果がある。上記効果はＳｅ：０．０００１ｍａｓｓ％以上、Ａｓ：０．０００５ｍａｓｓ％以上の添加で得られる。一方、Ｓｅ：０．０００５ｍａｓｓ％およびＡｓ：０．００５ｍａｓｓ％を超える添加は、析出物が多量に形成され、ヒステリシス損が増大するため、鉄損特性が劣化する。よって、ＳｅおよびＡｓは、Ｓｅ：０．０００１～０．０００５ｍａｓｓ％、Ａｓ：０．０００５～０．００５ｍａｓｓ％の範囲とする。
　本発明の無方向性電磁鋼板は、上記必須とする成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。ただし、鉄損特性の改善を目的として、Ｓｎ：０．００３～０．５ｍａｓｓ％およびＳｂ：０．００３～０．５ｍａｓｓ％のうちのいずれか１種または２種を添加してもよい。
　ＳｎおよびＳｂは、鋼板表層の酸化や窒化、および、それに伴う表層微細粒の生成を抑制し、磁気特性の劣化を防止する作用効果を有する元素である。斯かる効果を発現させるためには、それぞれ０．００３ｍａｓｓ％以上含有させることが好ましい。一方、０．５ｍａｓｓ％を超えると、結晶粒の成長が阻害されて、磁気特性の劣化を招くおそれがある。よって、ＳｎおよびＳｂは、それぞれ０．００３～０．５ｍａｓｓ％の範囲で添加するのが好ましい。
　次に、本発明に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の製造方法は、前述した本発明に適合する成分組成を有する鋼を転炉や電気炉、真空脱ガス装置などを用いた常法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た後、該鋼スラブを熱間圧延し、必要に応じて熱延板焼鈍し、冷間圧延し、仕上焼鈍し、絶縁被膜を被成する一連の工程からなるものであることが好ましい。
　上記製造方法において、熱延板焼鈍以前の製造条件については、特に制限はなく、通常公知の条件で製造することができる。
　また、上記冷間圧延は、１回の冷間圧延で行ってもよく、中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延で行ってもよい。また、その圧下率も、通常の無方向性電磁鋼板の製造条件と同様で構わない。
　また、上記仕上焼鈍は、平均結晶粒径が本発明の好ましい範囲（３０～１５０μｍ）となるように焼鈍条件を設定すること以外は特に制限はなく、通常の無方向性電磁鋼板の焼鈍条件に準じて実施すればよい。なお、結晶粒径を上記範囲に制御するには、焼鈍温度は７７０～１０５０℃の範囲とするのが好ましく、８００～１０２０℃の範囲とするのがより好ましい。
　表１に示した各種成分組成を有する鋼スラブを１１００℃×３０分の再加熱後、熱間圧延して板厚２．０ｍｍの熱延板とし、１０００℃×３０秒の熱延板焼鈍を施した後、１回の冷間圧延で、表２に示した種々の板厚の冷延板とし、その後、同じく表２に示した種々の温度で１０秒間保持する仕上焼鈍を施し、無方向性電磁鋼板（製品板）とした。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　斯くして得た製品板のＬ方向およびＣ方向から、長さ１８０ｍｍ×幅３０ｍｍおよび長さ１８０ｍｍ×幅１０ｍｍのサンプルを、クリアランスを５％に設定した打抜加工により採取し、エプスタイン試験にて鉄損Ｗ１５／５０を測定し、鉄損劣化率を求めた。なお、長さ１８０ｍｍ×幅１０ｍｍのサンプルについては、図２のように、幅１０ｍｍの試験片を３枚並べて幅３０ｍｍの試験片として測定に供した。また、上記製品板について、打抜加工後の端面のダレ量を測定するとともに、圧延方向（Ｌ方向）断面における平均結晶粒径を線分法にて求めた。
　上記の測定結果を表２に併記した。表２から、本発明の条件を満たす無方向性電磁鋼板は、打抜加工前の鉄損特性に優れるだけでなく、打抜加工後の鉄損特性にも優れており、打抜加工による鉄損特性の劣化を抑制できていることがわかる。

Claims (3)

  1. Ｃ：０．００５ｍａｓｓ％以下、Ｓｉ：２～７ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．０３～３ｍａｓｓ％、Ａｌ：３ｍａｓｓ％以下、Ｐ：０．２ｍａｓｓ％以下、Ｓ：０．００５ｍａｓｓ％以下、Ｎ：０．００５ｍａｓｓ％以下、Ｓｅ：０．０００１～０．０００５ｍａｓｓ％およびＡｓ：０．０００５～０．００５ｍａｓｓ％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、５０Ｈｚ、１．５Ｔ励磁時の鉄損Ｗ１５／５０が３．５Ｗ／ｋｇ以下であり、かつ、鋼板打抜き時のダレ量ｘ（ｍｍ）と板厚ｔ（ｍｍ）との比（ｘ／ｔ）が０．１５以下であることを特徴とする無方向性電磁鋼板。
  2. 平均結晶粒径が３０～１５０μｍであることを特徴とする請求項１に記載の無方向性電磁鋼板。
  3. 上記成分組成に加えてさらに、Ｓｎ：０．００３～０．５ｍａｓｓ％およびＳｂ：０．００３～０．５ｍａｓｓ％のうちのいずれか１種または２種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。
     
     
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