WO2016148010A1 - 無方向性電磁鋼板およびその製造方法 - Google Patents

無方向性電磁鋼板およびその製造方法 Download PDF

Info

Publication number
WO2016148010A1
WO2016148010A1 PCT/JP2016/057572 JP2016057572W WO2016148010A1 WO 2016148010 A1 WO2016148010 A1 WO 2016148010A1 JP 2016057572 W JP2016057572 W JP 2016057572W WO 2016148010 A1 WO2016148010 A1 WO 2016148010A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
hot
cold
rolled
content
rolled sheet
Prior art date
Legal status (The legal status 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 status listed.)
Ceased
Application number
PCT/JP2016/057572
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
智 鹿野
脇坂　岳顕
田中　一郎
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Nippon Steel Corp
Original Assignee
Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
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 Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp filed Critical Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
Priority to US15/541,932 priority Critical patent/US11396681B2/en
Priority to KR1020177020820A priority patent/KR101961057B1/ko
Priority to CN201680007502.4A priority patent/CN107208220B/zh
Priority to EP16764840.1A priority patent/EP3272894B1/en
Priority to BR112017014208-2A priority patent/BR112017014208B1/pt
Priority to PL16764840T priority patent/PL3272894T3/pl
Priority to JP2017506496A priority patent/JP6451832B2/ja
Publication of WO2016148010A1 publication Critical patent/WO2016148010A1/ja
Anticipated expiration legal-status Critical
Ceased legal-status Critical Current

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
    • 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
    • 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 of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/12—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
    • C21D8/1216—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties characterised by the working steps
    • 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 of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/12—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
    • C21D8/1216—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties characterised by the working steps
    • 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 of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/12—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
    • C21D8/1244—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties characterised by the heat treatment
    • C21D8/1261—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties characterised by the heat treatment 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 of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/12—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
    • C21D8/1244—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties characterised by the heat treatment
    • C21D8/1272—Final recrystallisation annealing
    • 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
    • C22C38/04—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
    • C22C38/12—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
    • 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
    • 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
    • C21D2201/00—Treatment for obtaining particular effects
    • C21D2201/05—Grain orientation
    • 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
    • Y02P—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES IN THE PRODUCTION OR PROCESSING OF GOODS
    • Y02P10/00—Technologies related to metal processing
    • Y02P10/20—Recycling

Definitions

  • the present invention relates to a non-oriented electrical steel sheet with low high-frequency iron loss and a manufacturing method for producing this non-oriented electrical steel sheet with high productivity. More specifically, the present invention relates to a non-oriented electrical steel sheet suitable for a material for an iron core of electrical equipment that requires high energy efficiency, small dimensions, and high output, and a method for manufacturing the same. Examples of such electric equipment include a drive motor mounted on a compressor motor of an air conditioner, a hybrid vehicle, an electric vehicle, and a fuel cell vehicle, and a small generator mounted on a two-wheeled vehicle and a home cogeneration system.
  • This application claims priority based on Japanese Patent Application No. 2015-053095 filed in Japan on March 17, 2015, the contents of which are incorporated herein by reference.
  • the rotational speed of the drive motor is increased in order to compensate for the torque reduction accompanying downsizing.
  • the rotational speed is increased, the frequency of the magnetic field applied to the steel sheet increases and the iron loss increases. Therefore, the steel sheet is required to reduce iron loss (high frequency iron loss) at a high frequency.
  • iron loss high frequency iron loss
  • reduction of plate thickness, increase of specific resistance, and reduction of impurity elements have been adopted.
  • the specific resistance of a steel sheet is increased by increasing the content of alloy elements such as Si and Al in the steel sheet.
  • Patent Document 1 contains Si: 1.5% to 3.5%, Al: 0.6% to 3.0%, and (Al / (Si + Al)) of 0.3% by mass.
  • a method for controlling the average crystal grain size and Vickers hardness of a hot-rolled annealed plate manufactured from steel satisfying .about.0.5 is disclosed. Further, Patent Document 1 discloses that this method can provide a non-oriented electrical steel sheet with high rupture resistance of a hot-rolled annealed sheet and low high-frequency iron loss without impairing productivity. . That is, unlike the methods disclosed in Patent Documents 2 to 5, the method disclosed in Patent Document 1 adjusts the ratio of the Al content to the total of the Si content and the Al content.
  • the present invention has been made in view of the above problems, and further increases the ratio of the Al content to the range where the high-frequency iron loss has increased due to the increase in hysteresis loss (a range exceeding a certain upper limit).
  • Another object of the present invention is to provide a non-oriented electrical steel sheet with high productivity and low high-frequency iron loss.
  • the present inventors have conducted intensive research on changes in iron loss, particularly hysteresis loss, when various chemical elements are added to steel containing a predetermined amount of Al.
  • the ratio of the Al content in the steel is increased to the extent that the high-frequency iron loss has been increased due to the increase in hysteresis loss so far, if the steel contains only a predetermined amount of P, P is a steel plate. It has been found that the high-frequency iron loss does not deteriorate (does not increase) due to the effect on the texture.
  • the steel sheet has a texture in which the ratio I ⁇ 100 ⁇ / I ⁇ 111 ⁇ of the intensity I ⁇ 100 ⁇ of the ⁇ 100 ⁇ plane to the intensity I ⁇ 111 ⁇ of the ⁇ 111 ⁇ plane is within a predetermined range.
  • This texture can suppress the generation of deformation twins when punched and can further reduce high-frequency iron loss.
  • the present invention has been made based on these findings, and the gist thereof is as follows.
  • the non-oriented electrical steel sheet according to one aspect of the present invention is, in mass%, C: 0% to 0.0050%, Si: 0.50% to 2.70%, Mn: 0.10% to 3.00%, Al: 1.00% to 2.70%, P: 0.050% to 0.100%, S: 0% to 0.0060%, N: 0% to 0.0050%, Ti : 0% to 0.008%, V: 0% to 0.008%, Nb: 0% to 0.008%, Zr: 0% to 0.008%, the balance being Fe and impurities
  • the chemical composition satisfies the following formula (1), the following formula (2) and the following formula (3), and the crystal orientation distribution function and the plate thickness in the vicinity of the surface from the positive dot diagram measured by the X-ray diffraction method.
  • the intensity I ⁇ 100 ⁇ of the ⁇ 100 ⁇ plane and the intensity I ⁇ 111 ⁇ of the ⁇ 111 ⁇ plane, which are determined by obtaining an average with the center crystal orientation distribution function, are Satisfies serial formula (4), and a resistivity at room temperature of 60.0 ⁇ 10 -8 ⁇ ⁇ m or more, the thickness is 0.05 mm ⁇ 0.40 mm.
  • 0.50 ⁇ Al / (Si + Al + 0.5 ⁇ Mn) ⁇ 0.83 (1) 1.28 ⁇ Si + Al / 2 + Mn / 4 + 5 ⁇ P ⁇ 3.90 (2) 4.0 ⁇ Si + Al + 0.5 ⁇ Mn ⁇ 7.0 (3) 0.50 ⁇ I ⁇ 100 ⁇ / I ⁇ 111 ⁇ ⁇ 1.40 (4)
  • a method for producing a non-oriented electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention is, in mass%, C: 0% to 0.0050%, Si: 0.50% to 2.70%, Mn: 0.00. 10% to 3.00%, Al: 1.00% to 2.70%, P: 0.050% to 0.100%, S: 0% to 0.0060%, N: 0% to 0.0050 %, Ti: 0% to 0.008%, V: 0% to 0.008%, Nb: 0% to 0.008%, Zr: 0% to 0.008%, the balance being Fe and impurities Hot-rolling which manufactures a hot-rolled sheet by hot-rolling to the slab which has the chemical composition which consists of these, and the said chemical composition satisfies following formula (5), following formula (6), and following formula (7)
  • the method for producing a non-oriented electrical steel sheet according to (2) is a hot-rolled sheet in which hot-rolled sheet annealing is performed on the hot-rolled sheet between the hot-rolling step and the cold-rolling step. You may further have an annealing process.
  • the electrical equipment can be made smaller, and the output and energy efficiency of the electrical equipment can be further increased.
  • the non-oriented electrical steel sheet can be punched more easily, heating can be omitted when the non-oriented electrical steel sheet is punched, and the frequency of mold replacement accompanying wear can be reduced. Therefore, the manufacturing cost of the electric device can be reduced.
  • the non-directional electromagnetic wave even if cold rolling becomes difficult by increasing the specific resistance of the non-oriented electrical steel sheet, the non-directional electromagnetic wave further improving the high-frequency iron loss without reducing productivity and yield.
  • a steel plate can be manufactured stably at low cost. Therefore, the industrial value of the non-oriented electrical steel sheet according to the present invention is extremely high.
  • Si 0.50% to 2.70% Si increases the specific resistance of the steel sheet and reduces the iron loss of the steel sheet. Therefore, the Si content needs to be 0.50% or more. Further, the Si content is preferably 1.00% or more, and more preferably 1.20% or more. On the other hand, if the Si content is excessive, the steel sheet may break during cold rolling. In this embodiment, as described later, the Si content is reduced as much as possible to increase the Al content. Furthermore, since Si hinders the activity of the slip system of the steel sheet, it promotes the development of deformation twins when deformation occurs. Since this deformation twin prevents the domain wall from moving, the hysteresis loss increases if there are many deformation twins after punching.
  • the Si content needs to be 2.70% or less. Further, the Si content is preferably 2.50% or less, and more preferably 2.00% or less. Therefore, the Si content of the non-oriented electrical steel sheet of this embodiment is 0.50% to 2.70%.
  • Mn 0.10% to 3.00% Since Mn combines with S to become MnS, the steel prevents the steel from becoming brittle. Therefore, the Mn content needs to be 0.10% or more. Moreover, Mn increases the specific resistance similarly to Si and Al, and reduces the iron loss of a steel plate. When two steels having the same specific resistance with different Mn contents and Si contents are compared, the hardness of the steel having a high Mn content is lower than the hardness of the steel sheet having a high Si content. Therefore, a steel with a high Mn content is less likely to break during cold rolling than a steel with a high Si content. Therefore, the Mn content is preferably 0.50% or more, and more preferably 1.00% or more.
  • the Mn content needs to be 3.00% or less. Further, the Mn content is preferably 2.50% or less, and more preferably 2.00% or less. Therefore, the Mn content of the non-oriented electrical steel sheet of this embodiment is 0.10% to 3.00%.
  • Al 1.00% to 2.70% Al, like Si and Mn, increases the specific resistance and reduces the iron loss of the steel sheet.
  • the effect of Al on the increase in specific resistance per unit mass is almost the same as that of Si, but the effect of Al on the increase in hardness per unit mass is about 1/3 to 1/2 of Si. . Therefore, since both high productivity and high specific resistance can be achieved by increasing the Al content, Al is an important element in the present embodiment. Therefore, the Al content needs to be 1.00% or more. Further, the Al content is preferably 1.50% or more, and more preferably 1.60% or more. On the other hand, if the Al content is excessive, the saturation magnetic flux density is reduced, and the magnetic flux density under the same excitation condition is also reduced.
  • the Al content needs to be 2.70% or less. Moreover, Al content is preferable in it being 2.50% or less, and more preferable in it being 2.40% or less. Therefore, the Al content of the non-oriented electrical steel sheet of this embodiment is 1.00% to 2.70%.
  • P 0.050% to 0.100%
  • P improves the texture of the non-oriented electrical steel sheet and facilitates magnetization. Moreover, P improves workability at the time of punching. Therefore, the P content needs to be 0.050% or more.
  • the P content is preferably 0.055% or more, and more preferably 0.060% or more.
  • the P content needs to be 0.100% or less.
  • the P content is preferably 0.090% or less, and more preferably 0.080% or less. Therefore, the P content of the non-oriented electrical steel sheet of this embodiment is 0.050% to 0.100%.
  • the C content is an impurity, and the C content may be 0%. If the C content exceeds 0.0050%, fine carbides precipitate in the steel and the iron loss increases remarkably. Therefore, the C content needs to be 0% to 0.0050%.
  • S is an impurity, and the S content may be 0%. If the S content exceeds 0.0060%, a large number of sulfides such as MnS are precipitated in the steel and the iron loss is remarkably increased. Moreover, since S inhibits grain growth during finish annealing, if the S content of steel is high, an appropriate average crystal grain size cannot be ensured and iron loss may increase. Therefore, the S content needs to be 0% to 0.0060%.
  • N is an impurity, and the N content may be 0%.
  • the N content exceeds 0.0050%, the iron loss increases remarkably due to an increase in nitride.
  • N inhibits grain growth during finish annealing, if the N content of the steel is high, an appropriate average crystal grain size cannot be ensured and iron loss may increase. Therefore, the N content needs to be 0% to 0.0050%.
  • Ti, V, Nb, and Zr are impurities and may be 0%. These Ti, V, Nb, and Zr adversely affect grain growth during finish annealing, so it is desirable to reduce them as much as possible. Therefore, the Ti content, the V content, the Nb content, and the Zr content must each be 0% to 0.008%.
  • the amount of change in the specific resistance of the steel sheet is substantially proportional to the value of (Si + Al + 0.5 ⁇ Mn), and Al / (Si + Al + 0.5 ⁇ Mn) is represented by three chemical elements (Si, Al, Mn). The ratio of the effect of Al on the specific resistance in the effect on the specific resistance is shown.
  • Al / (Si + Al + 0.5 ⁇ Mn) is 0.50 or more, that is, a range represented by the following formula (10). In this range, the iron loss increased in the conventional method due to an increase in hysteresis loss accompanying an increase in the ratio of the Al content to the total amount of the Si content and the Al content.
  • iron loss can be maintained or reduced even within the range represented by the following formula (10) by controlling the range of P content and texture.
  • Al / (Si + Al + 0.5 ⁇ Mn) is 0.83 or less, that is, It is the range shown by the following formula (11). Therefore, in this embodiment, Al / (Si + Al + 0.5 ⁇ Mn) satisfies the following formula (12). Further, Al / (Si + Al + 0.5 ⁇ Mn) may be 0.51 or more, and may be 0.80 or less. In the following, Al / (Si + Al + 0.5 ⁇ Mn) may be expressed as X as represented by the following formula (13).
  • Solid solution strengthening parameter R 1.28 to 3.90 Si, Al, Mn, and P have high solid solution strengthening ability, and if the steel sheet contains these chemical elements in excess, the steel sheet may be broken during cold rolling. Therefore, as shown in the following formula (14), a solid solution strengthening parameter R is defined as an index representing the solid solution strengthening ability of Si, Al, Mn, and P. In the present embodiment, this solid solution strengthening parameter R is defined. Is 3.90 or less. In the present embodiment, since the Si content, the Al content, the Mn content, and the P content are required to be within the ranges described above, the solid solution strengthening parameter R is 1.28 or more. . Therefore, the solid solution strengthening parameter R is 1.28 to 3.90 as shown in the following formula (15). Further, the solid solution strengthening parameter R may be 1.50 or more, 2.00 or more, or 3.80 or less.
  • Specific resistance ⁇ at room temperature 60.0 ⁇ 10 ⁇ 8 ⁇ ⁇ m or more
  • the specific resistance at room temperature is mainly determined by the Si content, the Al content, and the Mn content. From the viewpoint of securing low iron loss at high frequencies, the specific resistance at room temperature needs to be 60.0 ⁇ 10 ⁇ 8 ⁇ ⁇ m or more.
  • the specific resistance at room temperature is preferably 65.0 ⁇ 10 ⁇ 8 ⁇ ⁇ m or more.
  • the specific resistance at room temperature may be 85.0 ⁇ 10 ⁇ 8 ⁇ ⁇ m or less, or 70.0 ⁇ 10 ⁇ 8 ⁇ ⁇ m or less.
  • (Si + Al + 0.5 ⁇ Mn) is 4.0 to 7.0 as shown in the following formula (16).
  • This (Si + Al + 0.5 ⁇ Mn) is more preferably 4.4 to 7.0.
  • this (Si + Al + 0.5 ⁇ Mn) may be expressed as E, as shown in the following formula (17).
  • the specific resistance at room temperature is measured by a known four-terminal method. At least one sample is taken from a position 10 cm or more away from the edge of the steel plate, and the specific resistance is measured after removing the insulating coating from the sample.
  • an alkaline aqueous solution such as a 20% sodium hydroxide aqueous solution may be used.
  • a 20% sodium hydroxide aqueous solution may be used.
  • E Si + Al + 0.5 ⁇ Mn (17)
  • each element symbol in a formula shows content (mass%) of each element in steel.
  • the average crystal grain size (average diameter of crystal grains) of the non-oriented electrical steel sheet is preferably in the range of 30 ⁇ m to 200 ⁇ m.
  • the average crystal grain size is 30 ⁇ m or more, the magnetic properties of individual recrystallized grains are high, so that the magnetic flux density and iron loss are improved.
  • the average crystal grain size is 200 ⁇ m or less, eddy current loss is reduced and iron loss is further reduced.
  • the average grain size ( ⁇ m) of the non-oriented electrical steel sheet is determined by applying a cutting method to a photograph taken through an optical microscope at a magnification of 50 times. Three samples are collected from a position 10 cm or more away from the edge of the steel plate. A cutting method is applied to a photograph of a longitudinal section (surface including the thickness direction and rolling direction; surface perpendicular to the sheet width direction) of these samples. In this cutting method, the average crystal grain size is determined by averaging the average value of the crystal grain size in the plate thickness direction and the average value of the crystal grain size in the rolling direction. The number of crystal grains to be measured is desirably at least 200 or more per sample collected.
  • the non-oriented electrical steel sheet according to the present embodiment has a ratio of ⁇ 100 ⁇ plane strength I ⁇ 100 ⁇ to ⁇ 111 ⁇ plane strength I ⁇ 111 ⁇ (I ⁇ 100 ⁇ ). / I ⁇ 111 ⁇ ) has a texture of 0.50 to 1.40.
  • FIG. 2 when I ⁇ 100 ⁇ / I ⁇ 111 ⁇ is less than 0.50, desirable magnetic characteristics cannot be obtained, and iron loss increases.
  • the thickness position to be measured is the vicinity of the surface (a part separated from the surface of the steel plate by a distance of 1/10 of the thickness) and the thickness center (the thickness from the surface of the steel plate). Is a point separated by a half of the distance).
  • three positive electrode dot diagrams ( ⁇ 200 ⁇ plane, ⁇ 110 ⁇ plane, ⁇ 211 ⁇ plane positive pole points by reflection method using an X-ray diffractometer (X-ray diffraction method)) Figure).
  • a crystal orientation distribution function (ODF) at each plate thickness position is obtained by calculation from these positive electrode dot diagrams. Thereafter, the ODF in the vicinity of the surface and the ODF at the center of the plate thickness are averaged to determine I ⁇ 100 ⁇ and I ⁇ 111 ⁇ . 0.50 ⁇ I ⁇ 100 ⁇ / I ⁇ 111 ⁇ ⁇ 1.40 (18)
  • Plate thickness 0.05-0.40mm
  • the plate thickness is preferably 0.30 mm or less, and more preferably 0.20 mm or less.
  • the plate thickness needs to be 0.05 mm or more.
  • the plate thickness is preferably 0.10 mm or more, more preferably 0.15 mm or more.
  • the non-oriented electrical steel sheet according to this embodiment is preferably manufactured by the method for manufacturing a non-oriented electrical steel sheet according to the following embodiment from the viewpoint of reducing manufacturing cost.
  • Hot rolling step In the hot rolling step, the slab having the above-mentioned chemical composition is hot rolled to obtain a hot rolled sheet.
  • the hot rolling conditions are not particularly limited.
  • the plate thickness (finished plate thickness) of the hot rolled plate is preferably 1.0 mm to 2.5 mm. When the plate thickness is 1.0 mm or more, the load applied to the hot rolling mill is small, and the productivity in the hot rolling process is high.
  • Cold rolling step In the cold rolling step, after the hot rolling step, the hot rolled plate is cold rolled to obtain a cold rolled plate.
  • the solid solution strengthening parameter R shown in the above formula (14) and the average crystal grain size D ( ⁇ m) of the hot-rolled sheet need to satisfy the following formula (19).
  • the solid solution strengthening parameter R and the average crystal grain size D ( ⁇ m) of the hot rolled sheet satisfy the following formula (19)
  • a cold rolled sheet can be obtained without causing breakage during cold rolling.
  • breakage occurs during cold rolling to obtain a product (non-oriented electrical steel sheet). I can't.
  • the average crystal grain size D ( ⁇ m) is determined by applying a cutting method to a photograph taken through an optical microscope at a magnification of 50 times. Three samples are taken from a position 10 cm or more away from the edge of the hot rolled sheet. A cutting method is applied to a photograph of a longitudinal section (surface including the thickness direction and rolling direction; surface perpendicular to the sheet width direction) of these samples. In this cutting method, the average crystal grain size is determined by averaging the average value of the crystal grain size in the plate thickness direction and the average value of the crystal grain size in the rolling direction. The number of crystal grains to be measured is desirably at least 200 or more per sample collected.
  • the average crystal grain size D ( ⁇ m) is the average grain size of a hot-rolled sheet immediately before cold rolling (a hot-rolled sheet that is directly cold-rolled). That is, “steel plate immediately before cold rolling” means a hot rolled sheet obtained by a hot rolling step when the cold rolling step continues immediately after the hot rolling step.
  • the “steel sheet just before cold rolling” is a hot-rolled sheet obtained by the hot-rolled sheet annealing process. It means an annealed sheet (hot rolled sheet that has been subjected to hot rolled sheet annealing).
  • the rolling reduction in cold rolling is preferably 60% to 95%.
  • the rolling reduction is 60% or more, the effect of P on the texture of the non-oriented electrical steel sheet can be obtained more stably.
  • a non-oriented electrical steel sheet can be manufactured industrially stably as the rolling reduction is 95% or less.
  • the thickness of the cold rolled sheet is set to 0.05 mm to 0.40 mm for the reason described in “A. Non-oriented electrical steel sheet”.
  • the steel plate temperature during cold rolling may be room temperature. Further, the cold rolling may be warm rolling at a steel plate temperature of 100 ° C. to 200 ° C. In order to heat the steel plate temperature from 100 ° C. to 200 ° C., the steel plate may be preheated or the roll may be preheated.
  • the number of passes in cold rolling is preferably 3 passes or more.
  • the rolling reduction in the first pass is preferably 10% to 25%.
  • the total rolling reduction (cumulative rolling reduction) from the first pass to the second pass is preferably 35% to 55%.
  • the total rolling reduction (cumulative rolling reduction) from the first pass to the final pass is preferably 60% to 95% as described above.
  • the rolling reduction ratio in the first pass is 10% or more, the production efficiency of the cold rolled sheet is high.
  • the rolling reduction in the first pass is 25% or less, the steel plate can pass between the rolls stably at high speed.
  • the total rolling reduction from the first pass to the second pass is 35% or more, the steel plate can pass between the rolls stably at high speed. Further, when the total rolling reduction from the first pass to the second pass is 55% or less, the load on the cold rolling mill is small.
  • finish annealing process After the cold rolling process, the cold rolled sheet is subjected to finish annealing to obtain a non-oriented electrical steel sheet.
  • the finish annealing process includes a heating process for heating the cold-rolled sheet, a holding process for maintaining the temperature of the heated cold-rolled sheet at a predetermined temperature range, and a cooling process for cooling the cold-rolled sheet after the holding process. And have.
  • the temperature of the cold-rolled sheet is constant within the range of 550 ° C. to 700 ° C. so that I ⁇ 100 ⁇ / I ⁇ 111 ⁇ of the non-oriented electrical steel sheet falls within the range of 0.50 to 1.40.
  • An intermediate holding is required that holds for 10-300 s at temperature. In the range of 550 ° C.
  • the amount of crystal grains having a 111 ⁇ plane can be controlled.
  • the time during which the temperature of the cold-rolled sheet is maintained at a constant temperature is less than 10 s in this range, a texture in which I ⁇ 100 ⁇ / I ⁇ 111 ⁇ is in the range of 0.50 to 1.40 is obtained. And the number of crystal grains in which deformation twins are formed at the time of punching is remarkably increased.
  • the productivity of the non-oriented electrical steel sheet is low. In order to further increase the productivity, it is more preferable that this holding time is 30 seconds or less.
  • I ⁇ 100 ⁇ / I ⁇ 111 ⁇ does not change sufficiently no matter how long the temperature of the cold-rolled sheet is maintained at a constant temperature. Therefore, an appropriate texture cannot be obtained.
  • the cold-rolled plate is further heated to a target temperature at which the temperature of the cold-rolled plate exceeds 700 ° C.
  • the temperature of the cold-rolled sheet is held in a predetermined temperature range including the target temperature.
  • this temperature range is 1100 ° C. or less, the load applied to the annealing equipment is small, and therefore it is preferably 1100 ° C. or less.
  • the temperature of the cold-rolled plate is maintained in the range of 950 ° C. or higher for 1 s or more so that the average crystal grain size of the non-oriented electrical steel sheet is in the range of 30 ⁇ m to 200 ⁇ m.
  • the time for which the temperature of the cold-rolled sheet is maintained in the range of 950 ° C. or higher is 300 s or less, the productivity is sufficient.
  • the holding process it is more preferable to hold the temperature of the cold-rolled sheet within a range of 950 to 1100 ° C. for 1 to 300 seconds.
  • the finish annealing for the reason described in “A. Non-oriented electrical steel sheet”, it is preferable that an average crystal grain size of 30 ⁇ m to 200 ⁇ m is obtained after finish annealing.
  • Hot-rolled sheet annealing process In this embodiment, you may perform a hot-rolled sheet annealing process between a hot rolling process and a cold rolling process.
  • the hot-rolled sheet annealing step the effect of P on the texture of the steel sheet having an Al content of 1.0% or more can be further enhanced, and a high magnetic flux density and a low iron loss can be secured more stably.
  • strain in the processed structure introduced during hot rolling is released, and the hardness of the hot-rolled sheet is lowered. Therefore, by hot-rolled sheet annealing, it is possible to reduce the load on the cold rolling mill or reduce damage (for example, generation of ridging) to the steel sheet during cold rolling. Therefore, it is preferable to perform the hot-rolled sheet annealing process which performs hot-rolled sheet annealing to the hot-rolled sheet obtained by the said hot rolling process.
  • the hot-rolled sheet annealing process has a heating process for heating the hot-rolled sheet, a holding process for maintaining the temperature of the heated hot-rolled sheet within a predetermined range, and a cooling process for cooling the hot-rolled sheet after the holding process. .
  • the hot-rolled sheet may contain different processed structures depending on the rolling conditions. Further, since the hot-rolled sheet contains 1.0% or more of Al, the temperature at which recrystallization is completed is in the range of 900 ° C. to 950 ° C. Therefore, in order to obtain a recrystallized structure from the processed structure and stably prevent damage to the steel sheet during cold rolling, it is preferable to anneal the hot-rolled sheet in a temperature range of 950 ° C. or higher. For the same reason, it is preferable to set the annealing time in this temperature range to 30 seconds or more. When the hot-rolled sheet is annealed at 1100 ° C. or less, it is preferable that the annealing temperature is 1100 ° C.
  • the annealing time is 3600 s or less because the load applied to the annealing equipment is small.
  • the annealing time is 3600 s or less, high productivity can be maintained, and therefore, the annealing time is preferably 3600 s or less.
  • the solid solution strengthening parameter R is 3.80 or less
  • the annealing temperature is 1000 ° C. or higher, the effect obtained by the above formula (19) can be further enhanced. Therefore, the annealing temperature is preferably 1000 ° C. or higher.
  • the average cooling rate in the temperature range from 950 ° C. to 600 ° C. should be set to 1 ° C./s to 30 ° C./s in order to reduce the grain boundary segregation of P and further improve the texture. Is preferred.
  • the temperature of the hot-rolled sheet is maintained in the range of 950 ° C. to 1100 ° C. for 30 s to 3600 s, and the average cooling rate in the temperature range from 950 ° C. to 600 ° C. is 1 ° C./s to More preferably, it is cooled to 30 ° C./s.
  • the present invention is not limited to the above embodiment.
  • the above embodiments are merely specific examples, and the technical scope of the present invention includes those having substantially the same characteristic points as those described in the claims of the present invention.
  • a 55 mm square single plate test piece was punched from this non-oriented electrical steel sheet, and the specific resistance ⁇ [ ⁇ ⁇ m] at room temperature of this single plate test piece was measured. Further, a single plate test piece is magnetized by applying a magnetic flux density of 1.0 T and a frequency of 400 Hz to the single plate test piece, and high frequency iron loss W 10/400 [W / kg] of the single plate test piece. was measured. In addition, a photograph of the edge surface (punched surface) of the single-plate test piece was taken through an optical microscope at a magnification of 50 times, and about 300 crystal grains in this photograph and deformation twins in about 300 crystal grains were taken.
  • the number of crystal grains in which crystals were formed was counted, and the ratio of the number of crystal grains in which deformed twins were formed to the total number of crystal grains (about 300) (twin generation rate) was determined.
  • Each sample No. Table 2 shows the ⁇ , W 10/400 , and twin generation rate. All sample Nos.
  • the non-oriented electrical steel sheet had an average crystal grain size of about 100 ⁇ m.
  • sample No. 2 is sample No. Compared to 1, W 10/400 decreased with increasing ⁇ .
  • sample No. 7 is a sample no. Sample no. Compared with 6, W 10/400 could be maintained even though X increased.
  • Sample No. In No. 5 since the solid solution strengthening parameter R was too high, the hot rolled sheet broke during cold rolling, and a non-oriented electrical steel sheet could not be obtained.
  • FIG. 1 shows the relationship between W 10/400 and Al / (Si + Al + 0.5 ⁇ Mn) in each sample group.
  • This FIG. 1 shows that the P content is between W 10/400 and X. The effect on the relationship is clearly expressed. However, in FIG. 5 is excluded.
  • Table 1 and FIG. 1 when the P content is about 0.01%, W 10/400 decreased with increasing X until X reached 0.38, but X decreased to 0.38. After exceeding, the value of W 10/400 increased with the increase of X.
  • the P content was about 0.08%, even if X increased, a low W 10/400 could be maintained.
  • steel contains at least 0.05% P there is almost no increase in W 10/400 with an increase in X, so that the workability of steel is improved while maintaining W 10/400. Can do.
  • Sample No. As can be seen from 1 to 4, when the ⁇ of the non-oriented electrical steel sheet was maintained at a high level, the twinning rate increased as the Si content increased. When X is increased, the Si content can be reduced while maintaining ⁇ at a high level, and the twinning rate can be reduced. In this case, it is expected that the domain wall can be easily moved and W 10/400 can be reduced. However, sample no. In 1 to 4, W 10/400 could not be reduced even if the twin rate was reduced. Sample No. 6 to 8 are sample Nos. Compared with 2-4, the twinning rate was almost independent of the P content. Therefore, it can be seen that the effect of the P content on the relationship between W 10/400 and X is not due to the decrease in the twinning rate, but is due to the improvement of the texture due to the increase in the P content. .
  • Table 3 shows the average crystal grain size D [ ⁇ m] and the surface hardness Hv [ ⁇ ].
  • cold-rolled sheets (sample Nos. 1-a to 8-d) having a thickness of 0.20 mm.
  • the number of passes in this cold rolling was 5 passes.
  • the reduction rate for the first pass was 15%, the total reduction rate from the first pass to the second pass was 40%, and the total reduction rate was 90.0%.
  • Table 3 shows the presence or absence of breakage in cold rolling.
  • Example 1 Steel No. 1 shown in Table 1 above. 6, 7, and 8 were melted in a vacuum and cast to obtain a slab. This slab was hot-rolled to obtain a hot-rolled sheet having a thickness of 2.0 mm. Next, in the hot-rolled sheet annealing, after the hot-rolled sheet is heated to 1000 ° C., the temperature of the hot-rolled sheet is maintained at 1000 ° C. for 60 s, and the average cooling rate from 950 to 600 ° C. is 1 ° C./s to The hot-rolled sheet was cooled from 1000 ° C. to room temperature so as to be 30 ° C./s.
  • the hot-rolled sheet annealed sheet was cold-rolled to obtain a cold-rolled sheet having a thickness of 0.35 mm.
  • the cold-rolled sheet is heated to 1050 ° C., the temperature of the cold-rolled sheet is maintained at 1050 ° C. for 1 s, and then the cold-rolled sheet is cooled from 1050 ° C. to room temperature. No. 6-e to 8-f) were obtained.
  • the high-frequency iron loss W 10/400 [W / kg] and twin generation rate of the obtained non-oriented electrical steel sheet were measured. Furthermore, the positive electrode point figure in the surface vicinity and plate thickness center of the non-oriented electrical steel sheet was measured using the X-ray diffraction apparatus. The ODF near the surface and the ODF at the center of the plate thickness were calculated from these positive dot diagrams, and these ODFs were averaged to determine I ⁇ 100 ⁇ / I ⁇ 111 ⁇ . Table 4 shows the results of W 10/400 , twin generation rate, and I ⁇ 100 ⁇ / I ⁇ 111 ⁇ . All sample Nos. The non-oriented electrical steel sheet had an average crystal grain size of about 100 ⁇ m.
  • sample no. 7-f is sample No.
  • intermediate holding that keeps the temperature of the cold-rolled sheet at 600 ° C. for 20 s during the heating process of finish annealing
  • iron loss was greatly reduced.
  • this intermediate holding decreased I ⁇ 100 ⁇ / I ⁇ 111 ⁇
  • the twin rate was reduced.
  • deformation twins occur along the ⁇ 111> direction of the ⁇ 211 ⁇ plane, so that I ⁇ 100 ⁇ / I ⁇ 111 ⁇ is the occurrence of deformation twins. It is thought that it influenced. As a result, it is considered that the generation of deformation twins at the time of punching is inhibited by the texture in which I ⁇ 100 ⁇ / I ⁇ 111 ⁇ is 0.50 to 1.40.
  • Sample No. 6-f and sample no As can be seen from comparison with 6-e, in steel (steel No. 6) where X is less than 0.50, an intermediate holding that holds the temperature of the cold-rolled sheet at 600 ° C. for 20 s during the heating process of finish annealing is performed. Even when added, I ⁇ 100 ⁇ / I ⁇ 111 ⁇ , twin rate, and iron loss were hardly changed.
  • Example 2 Steel No. having the chemical composition shown in Tables 5 and 6 below. 11 to 65 were melted in a vacuum and cast to obtain a slab. This slab was hot-rolled to obtain a hot-rolled sheet having a thickness of 2.0 mm. Next, in hot-rolled sheet annealing, after heating the hot-rolled sheet to 1000 ° C., the temperature of the hot-rolled sheet is maintained at 1000 ° C. or 1050 ° C. for 60 s, and the average cooling rate from 950 ° C. to 600 ° C. is shown in Table 7 below. The hot-rolled sheet was cooled from 1000 ° C. to room temperature so that the values shown in FIGS. The average crystal grain size (average crystal grain size of the steel sheet immediately before cold rolling) D [ ⁇ m] of the hot-rolled sheet annealed plate was measured. The average crystal grain size D [ ⁇ m] is shown in Tables 7 and 8.
  • the hot-rolled sheet annealed sheet was cold-rolled to obtain a cold-rolled sheet having a thickness of 0.35 mm.
  • the number of passes in this cold rolling was 6 passes.
  • the rolling reduction in the first pass was 20%
  • the total rolling reduction from the first pass to the second pass was 50%
  • the total rolling reduction was 82.5%.
  • this cold-rolled sheet was heated to 600 ° C.
  • the temperature of the cold-rolled sheet was maintained at 600 ° C. for 20 s
  • the cold-rolled sheet was further heated to 1050 ° C.
  • the heated cold-rolled sheet was held at 1050 ° C. for 1 s to obtain non-oriented electrical steel sheets (Sample Nos. 11 to 65).
  • a 55 mm square single plate test piece was punched from this non-oriented electrical steel sheet, and the specific resistance ⁇ [ ⁇ ⁇ m] at room temperature of this single plate test piece was measured. Further, the magnetic flux density B 50 [T] and W 10/400 [W / kg] at a magnetizing force of 5000 A / m of this single plate test piece were measured. Tables 9 and 10 show the results of ⁇ [ ⁇ ⁇ m], B 50 [T], and W 10/400 [W / kg]. In addition, any sample No. However, the average grain size of the non-oriented electrical steel sheet was about 100 ⁇ m.
  • Sample No. In 11-14 the Si content, ⁇ and E were too small, so W 10/400 was high.
  • Sample No. In 19-22 in addition to the Mn content being too high, X and I ⁇ 100 ⁇ / I ⁇ 111 ⁇ did not satisfy the above equations (12) and (18), respectively, so W 10/400 was high .
  • Sample No. In 23-26 W 10/400 was high because the chemical composition and texture were inappropriate. These sample Nos. Then, in addition to the Mn content being too high and the Al content being too low, ⁇ was low and E was small.
  • sample No. In 32 to 65, the chemical composition and production conditions of the steel were appropriate, so that the productivity (productivity and yield) in cold rolling was excellent. These sample Nos. Then, since the specific resistance and texture of the steel plate were appropriate, W 10/400 was low.
  • FIG. 1 The graph showing the relationship between I ⁇ 100 ⁇ / I ⁇ 111 ⁇ and W 10/400 created from the data of 19-22 , 27-30 and 32-65 is shown. From FIG. 2, when I ⁇ 100 ⁇ / I ⁇ 111 ⁇ is in the range of 0.5 to 1.4, W 10/400 can be reduced to the minimum.
  • an inexpensive non-oriented electrical steel sheet with further improved high-frequency iron loss and a method for producing the same can be provided, so that the industrial applicability of the present invention is great.

Landscapes

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

Abstract

　この無方向性電磁鋼板は、質量％で、Ｃ：０％～０．００５０％、Ｓｉ：０．５０％～２．７０％、Ｍｎ：０．１０％～３．００％、Ａｌ：１．００％～２．７０％、Ｐ：０．０５０％～０．１００％を含有し、Ａｌ／（Ｓｉ＋Ａｌ＋０．５×Ｍｎ）が０．５０～０．８３であり、Ｓｉ＋Ａｌ／２＋Ｍｎ／４＋５×Ｐが１．２８～３．９０であり、Ｓｉ＋Ａｌ＋０．５×Ｍｎが４．０～７．０であり、｛１１１｝面の強度Ｉ｛１１１｝に対する｛１００｝面の強度Ｉ｛１００｝の比率が０．５０～１．４０であり、室温における比抵抗が６０．０×１０－８Ω・ｍ以上であり、板厚が０．０５ｍｍ～０．４０ｍｍである。

Description

無方向性電磁鋼板およびその製造方法
　本発明は、高周波鉄損が低い無方向性電磁鋼板と、この無方向性電磁鋼板を高い生産性で生産する製造方法とに関する。より詳しくは、本発明は、高いエネルギー効率と小さな寸法と高い出力とが要求される電気機器の鉄心の素材に好適な無方向性電磁鋼板およびその製造方法に関する。このような電気機器として、例えば、エアコンのコンプレッサーモータ、ハイブリッド自動車、電気自動車、燃料電池自動車に搭載される駆動モータや、二輪車および家庭用コージェネレーションシステムに搭載される小型発電機などが挙げられる。
　本願は、２０１５年３月１７日に、日本に出願された特願２０１５－０５３０９５号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
　近年、地球環境問題を解決するために、より小型で、より出力が高く、よりエネルギー効率が高い電気機器が要求されている。そのため、電気機器の鉄心に使用される無方向性電磁鋼板（鋼板）には、低鉄損と高磁束密度との両方が強く求められている。
　特に、ハイブリッド自動車や電気自動車の駆動モータでは、小型化に伴うトルク低下を補償するために、駆動モータの回転速度を増加させている。回転速度を増加させると、鋼板に印加される磁場の周波数が増加し鉄損が増加する。そのため、鋼板には、高い周波数における鉄損（高周波鉄損）を低減することが求められる。高周波鉄損を低減する手段としては、板厚の低減、比抵抗の増大、不純物元素の低減が採用されてきた。例えば、特許文献１～５では、鋼板中のＳｉやＡｌなどの合金元素の含有量を増やすことによって、鋼板の比抵抗を高めている。
　しかしながら、Ｓｉ及びＡｌを鋼に多量に添加すると、鋼板の製造時に割れや破断が生じやすくなって生産性や歩留まりが低下する。この生産性や歩留まりの低下を防止するためには、鋼中のＳｉ及びＡｌの量を減らして鋼の硬度を低下させることが有効である。一方、鉄損をさらに小さくするためには、鋼中のＳｉ及びＡｌの量を増加させて比抵抗を増やす必要がある。Ａｌが単位質量あたりの比抵抗の増加に及ぼす効果は、Ｓｉとほぼ同等であるが、Ａｌが単位質量あたりの硬度上昇に及ぼす効果は、Ｓｉの約１／３～１／２である。そのため、生産性をできる限り悪化させずに鉄損を低下させるのに有効な元素としてＡｌが用いられてきた。すなわち、鋼中のＡｌ含有量をさらに増やすことにより、鉄損をさらに低下させている。このように、比抵抗を増加させるために、合金元素の含有量がさらに増加することが予想されるので、生産性をさらに改善する必要があった。
　例えば、特許文献１には、質量％で、Ｓｉ：１．５％～３．５％、Ａｌ：０．６％～３．０％を含有し、（Ａｌ／（Ｓｉ＋Ａｌ））が０．３～０．５を満たす鋼から製造した熱延焼鈍板の平均結晶粒径とビッカース硬度とを制御する方法が開示されている。また、特許文献１には、この方法により熱延焼鈍板の耐破断性が高められ、生産性を損なうことなく高周波鉄損が低い無方向性電磁鋼板を提供することができることが開示されている。すなわち、特許文献１に開示された方法は、特許文献２～５に開示された方法と異なり、Ｓｉ含有量とＡｌ含有量との合計に対するＡｌ含有量の比率を調整している。
　しかしながら、このＡｌ含有量の比率が一定値以上になると高周波鉄損が増加してしまう。これは、Ａｌ含有量の比率の増加とともに磁歪が増加し、この磁歪がヒステリシス損を増加させることが原因であると考えられる。
日本国特開２００７－２４７０４７号公報 日本国特開２００５－２００７５６号公報 日本国特開２００３－２５３４０４号公報 日本国特開２０１３－４４０１０号公報 日本国特開２０１４－２１０９７８号公報
　本発明は、上記問題点に鑑みてなされたものであり、これまでヒステリシス損の増加によって高周波鉄損が増加していた範囲（ある上限を超える範囲）までＡｌ含有量の比率をさらに増加させても、高い生産性で高周波鉄損が低い無方向性電磁鋼板を提供可能にすることを目的とする。
　本発明者らは、上記課題を解決すべく、所定量のＡｌを含有する鋼に種々の化学元素を添加した場合の鉄損、特にヒステリシス損の変化について鋭意研究を行った。その結果、これまでヒステリシス損の増加によって高周波鉄損が増加していた範囲まで鋼中のＡｌ含有量の比率を増加させても、この鋼にＰを所定量だけ含有させれば、Ｐが鋼板の集合組織に与える効果によって高周波鉄損が劣化しない（増加しない）ことを見出した。さらに、｛１１１｝面の強度Ｉ｛１１１｝に対する｛１００｝面の強度Ｉ｛１００｝の比率Ｉ｛１００｝／Ｉ｛１１１｝が所定範囲内である集合組織を鋼板が有していれば、この集合組織が打ち抜き時に変形双晶が発生するのを抑制し、高周波鉄損をさらに低減できることを見出した。
　また、Ｓｉ含有量を低減しＡｌ含有量を増加させると冷間圧延が容易になる。しかしながら、Ｐ含有量が増加すると冷間圧延が非常に困難になる。このように、Ｐが冷間圧延を困難にするが、冷間圧延直前の鋼板の平均結晶粒径を固溶強化パラメータＲに応じて適切に制御することで、効率よく安定して鋼板を冷間圧延することができることを見出した。さらに、仕上焼鈍の加熱過程の所定の温度範囲において鋼板の温度を一定温度に保持することでＩ｛１００｝／Ｉ｛１１１｝を所定範囲に制御できることを見出した。
　本発明は、これらの知見を元になされたものであり、その要旨は、以下の通りである。
　（１）本発明の一態様に係る無方向性電磁鋼板は、質量％で、Ｃ：０％～０．００５０％、Ｓｉ：０．５０％～２．７０％、Ｍｎ：０．１０％～３．００％、Ａｌ：１．００％～２．７０％、Ｐ：０．０５０％～０．１００％、Ｓ：０％～０．００６０％、Ｎ：０％～０．００５０％、Ｔｉ：０％～０．００８％、Ｖ：０％～０．００８％、Ｎｂ：０％～０．００８％、Ｚｒ：０％～０．００８％を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有し、前記化学組成が下記式（１）、下記式（２）及び下記式（３）を満足し、エックス線回折法により測定した正極点図から表面近傍の結晶方位分布関数と板厚中心の結晶方位分布関数との平均を得て決定される、｛１００｝面の強度Ｉ｛１００｝と｛１１１｝面の強度Ｉ｛１１１｝とが下記式（４）を満足し、室温における比抵抗が６０．０×１０－８Ω・ｍ以上であり、板厚が０．０５ｍｍ～０．４０ｍｍである。
　　０．５０≦Ａｌ／（Ｓｉ＋Ａｌ＋０．５×Ｍｎ）≦０．８３　　　（１）
　　１．２８≦Ｓｉ＋Ａｌ／２＋Ｍｎ／４＋５×Ｐ≦３．９０　　　　（２）
　　４．０≦Ｓｉ＋Ａｌ＋０．５×Ｍｎ≦７．０　　　　（３）
　　０．５０≦Ｉ｛１００｝／Ｉ｛１１１｝≦１．４０　（４）
　（２）本発明の一態様に係る無方向性電磁鋼板の製造方法は、質量％で、Ｃ：０％～０．００５０％、Ｓｉ：０．５０％～２．７０％、Ｍｎ：０．１０％～３．００％、Ａｌ：１．００％～２．７０％、Ｐ：０．０５０％～０．１００％、Ｓ：０％～０．００６０％、Ｎ：０％～０．００５０％、Ｔｉ：０％～０．００８％、Ｖ：０％～０．００８％、Ｎｂ：０％～０．００８％、Ｚｒ：０％～０．００８％を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有し、前記化学組成が下記式（５）、下記式（６）及び下記式（７）を満足するスラブに、熱間圧延を施して熱延板を製造する熱間圧延工程と；前記熱間圧延工程後に、前記熱延板に冷間圧延を施して０．０５ｍｍ～０．４０ｍｍの板厚を有する冷延板を製造する冷間圧延工程と；前記冷間圧延工程後に、前記冷延板に仕上焼鈍を施す仕上焼鈍工程とを有し、前記冷間圧延工程では、前記冷間圧延前の前記熱延板の平均結晶粒径Ｄ（μｍ）と下記式（８）で表される固溶強化パラメータＲとが下記式（９）を満足し、前記仕上焼鈍工程で前記冷延板を加熱する過程では、前記冷延板の温度を５５０℃～７００℃の範囲内の一定温度で１０～３００ｓ保つ。
　　０．５０≦Ａｌ／（Ｓｉ＋Ａｌ＋０．５×Ｍｎ）≦０．８３　　　（５）
　　１．２８≦Ｓｉ＋Ａｌ／２＋Ｍｎ／４＋５×Ｐ≦３．９０　　　　（６）
　　４．０≦Ｓｉ＋Ａｌ＋０．５×Ｍｎ≦７．０　（７）
　　Ｒ＝Ｓｉ＋Ａｌ／２＋Ｍｎ／４＋５×Ｐ　　　（８）
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000002
　（３）上記（２）に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法は、前記熱間圧延工程と前記冷間圧延工程との間に、前記熱延板に熱延板焼鈍を施す熱延板焼鈍工程をさらに有してもよい。
　本発明によれば、高周波鉄損をさらに改善した安価な無方向性電磁鋼板を提供することによって、電気機器をより小型にしたり、電気機器の出力及びエネルギー効率をより高めたりすることができる。加えて、無方向性電磁鋼板をより容易に打ち抜くことができるため、無方向性電磁鋼板を打ち抜く際に加熱を省略したり、摩耗に伴う金型の交換頻度を減らしたりすることができる。そのため、電気機器の製造コストを低減することもできる。また、本発明によれば、無方向性電磁鋼板の比抵抗を高めることによって冷間圧延が困難になったとしても、生産性及び歩留まりを落とすことなく高周波鉄損をさらに改善した無方向性電磁鋼板を安価に安定して製造することができる。したがって、本発明に係る無方向性電磁鋼板の工業的価値は極めて高い。
Ｐ含有量がＷ１０／４００とＡｌ／（Ｓｉ＋Ａｌ＋０．５×Ｍｎ）との間の関係に及ぼす効果を表すグラフである。 Ｉ｛１００｝／Ｉ｛１１１｝とＷ１０／４００との関係を表すグラフである。
　以下、本発明の一実施形態に係る無方向性電磁鋼板およびその製造方法について詳細に説明する。
Ａ．無方向性電磁鋼板
　以下、一実施形態に係る無方向性電磁鋼板における各構成について説明する。
１．化学組成
　まず、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板の化学組成について述べる。以下において、各化学元素の含有量（％）は質量％で示されている。
（１）Ｓｉ：０．５０％～２．７０％
　Ｓｉは、鋼板の比抵抗を増加させて鋼板の鉄損を低減する。そのため、Ｓｉ含有量が０．５０％以上であることが必要である。また、Ｓｉ含有量は、１．００％以上であると好ましく、１．２０％以上であるとより好ましい。一方で、Ｓｉ含有量が過剰であると冷間圧延時に鋼板が破断する恐れがある。また、本実施形態においては、後述のように、Ｓｉ含有量を可能な限り低減してＡｌ含有量を増加させている。さらには、Ｓｉは、鋼板のすべり系の活動を妨げるため、変形が生じた際に変形双晶の発達を促進する。この変形双晶は、磁壁の移動を妨げるので、打ち抜き後に変形双晶が多いと、ヒステリシス損が増加する。これらの観点から、Ｓｉ含有量は、２．７０％以下であることが必要である。また、Ｓｉ含有量は、２．５０％以下であると好ましく、２．００％以下であるとより好ましい。したがって、本実施形態の無方向性電磁鋼板のＳｉ含有量は、０．５０％～２．７０％である。
（２）Ｍｎ：０．１０％～３．００％
　Ｍｎは、Ｓと結合してＭｎＳになるため、Ｓによって鋼が脆化するのを防止する。そのため、Ｍｎ含有量は、０．１０％以上であることが必要である。また、Ｍｎは、Ｓｉ、Ａｌと同様に比抵抗を増加させて鋼板の鉄損を低減する。Ｍｎ含有量とＳｉ含有量とが異なる同一比抵抗の２つの鋼を比較すると、Ｍｎ含有量が高い鋼の硬度は、Ｓｉ含有量が高い鋼板の硬度よりも低い。よって、Ｍｎ含有量が高い鋼は、Ｓｉ含有量が高い鋼と比べて冷間圧延時に破断が生じにくい。そのため、Ｍｎ含有量は、０．５０％以上であると好ましく、１．００％以上であるとより好ましい。しかしながら、Ｍｎ含有量が過剰であると合金コストが増加する。この観点から、Ｍｎ含有量は、３．００％以下であることが必要である。また、Ｍｎ含有量は、２．５０％以下であると好ましく、２．００％以下であるとより好ましい。したがって、本実施形態の無方向性電磁鋼板のＭｎ含有量は、０．１０％～３．００％である
（３）Ａｌ：１．００％～２．７０％
　Ａｌは、ＳｉおよびＭｎと同様に比抵抗を増加させて鋼板の鉄損を低減する。そして、Ａｌが単位質量当たりの比抵抗の増加に及ぼす効果は、Ｓｉとほぼ同等であるが、Ａｌが単位質量当たりの硬度上昇に及ぼす効果は、Ｓｉの約１／３～１／２である。よって、Ａｌの含有量を増やすことによって高い生産性と高い比抵抗との両方を達成することができるため、Ａｌは、本実施形態において重要な元素である。そのため、Ａｌ含有量は、１．００％以上であることが必要である。また、Ａｌ含有量は、１．５０％以上であると好ましく、１．６０％以上であるとより好ましい。一方で、Ａｌ含有量が過剰であると、飽和磁束密度が減少し、同一励磁条件における磁束密度も低下する。この観点から、Ａｌ含有量は、２．７０％以下であることが必要である。また、Ａｌ含有量は、２．５０％以下であると好ましく、２．４０％以下であるとより好ましい。したがって、本実施形態の無方向性電磁鋼板のＡｌ含有量は、１．００％～２．７０％である。
（４）Ｐ：０．０５０％～０．１００％
　Ｐは、無方向性電磁鋼板の集合組織を改善し、磁化を容易にする。また、Ｐは、打ち抜き時の加工性を改善する。そのため、Ｐ含有量は、０．０５０％以上であることが必要である。また、Ｐ含有量は、０．０５５％以上であると好ましく、０．０６０％以上であるとより好ましい。しかしながら、Ｓｉ含有量とＭｎ含有量とＡｌ含有量との総量が大きく、比抵抗が高い無方向性電磁鋼板では、Ｐ含有量が０．１００％を超えると、冷間圧延時に破断を生じる可能性がある。この観点から、Ｐ含有量は０．１００％以下であることが必要である。また、Ｐ含有量は、０．０９０％以下であると好ましく、０．０８０％以下であるとより好ましい。したがって、本実施形態の無方向性電磁鋼板のＰ含有量は、０．０５０％～０．１００％である。
（５）残部
　残部はＦｅおよび不純物である。
　Ｃは、不純物であり、Ｃ含有量は、０％であってもよい。Ｃ含有量が０．００５０％を超えると微細な炭化物が鋼中に析出して鉄損が著しく増加する。したがって、Ｃ含有量を０％～０．００５０％とする必要がある。
　Ｓは、不純物であり、Ｓ含有量は、０％であってもよい。Ｓ含有量が０．００６０％を超えるとＭｎＳなどの硫化物が鋼中に多数析出して鉄損が著しく増加する。また、Ｓは、仕上焼鈍時の粒成長も阻害するため、鋼のＳ含有量が高いと適正な平均結晶粒径を確保することができずに鉄損が増加する場合がある。したがって、Ｓ含有量を０％～０．００６０％とする必要がある。
　Ｎは、不純物であり、Ｎ含有量は、０％であってもよい。Ｎ含有量が０．００５０％を超えると窒化物の増加により鉄損が著しく増加する。また、Ｎは、仕上焼鈍時の粒成長も阻害するため、鋼のＮ含有量が高いと適正な平均結晶粒径を確保することができずに鉄損が増加する場合がある。したがって、Ｎ含有量を０％～０．００５０％とすることが必要である。
　Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｚｒは、不純物であり、０％であってもよい。これらＴｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｚｒは、仕上焼鈍時の粒成長に悪影響を及ぼすので、できる限り低減することが望ましい。したがって、Ｔｉ含有量、Ｖ含有量、Ｎｂ含有量、Ｚｒ含有量は、それぞれ０％～０．００８％とする必要がある。
（６）３つの化学元素（Ｓｉ、Ａｌ、Ｍｎ）が比抵抗に及ぼす効果に占めるＡｌが比抵抗に及ぼす効果の比率Ｘ：０．５０～０．８３
　本実施形態では、鋼板の比抵抗の変化量は、（Ｓｉ＋Ａｌ＋０．５×Ｍｎ）の値にほぼ比例し、Ａｌ／（Ｓｉ＋Ａｌ＋０．５×Ｍｎ）は、３つの化学元素（Ｓｉ、Ａｌ、Ｍｎ）が比抵抗に及ぼす効果に占めるＡｌが比抵抗に及ぼす効果の比率を示す。（Ｓｉ＋Ａｌ＋０．５×Ｍｎ）の値を維持したままＡｌ／（Ｓｉ＋Ａｌ＋０．５×Ｍｎ）の値が増加すると、鋼板の比抵抗は同等のまま冷間圧延の負荷を減らしたり冷間圧延時の鋼板の破断を防止したりすることができる。そのため、本実施形態では、Ａｌ／（Ｓｉ＋Ａｌ＋０．５×Ｍｎ）は、０．５０以上、すなわち、下記式（１０）によって示される範囲である。この範囲では、Ｓｉ含有量とＡｌ含有量との総量に対するＡｌ含有量の比率の増加に伴うヒステリシス損の増加によって、従来法においては鉄損が増加していた。一方で、本実施形態では、Ｐ含有量の範囲と集合組織とを制御することにより下記式（１０）によって示される範囲内でも鉄損を維持もしくは低下させることができる。また、本実施形態では、Ｓｉ含有量、Ａｌ含有量及びＭｎ含有量が上述の範囲内であることが必要であるため、Ａｌ／（Ｓｉ＋Ａｌ＋０．５×Ｍｎ）は、０．８３以下、すなわち、下記式（１１）によって示される範囲である。したがって、本実施形態では、Ａｌ／（Ｓｉ＋Ａｌ＋０．５×Ｍｎ）は、下記式（１２）を満足する。また、Ａｌ／（Ｓｉ＋Ａｌ＋０．５×Ｍｎ）は、０．５１以上であってもよく、０．８０以下であってもよい。なお、以下では、下記式（１３）で示されるように、Ａｌ／（Ｓｉ＋Ａｌ＋０．５×Ｍｎ）をＸと表現することもある。
　　Ａｌ／（Ｓｉ＋Ａｌ＋０．５×Ｍｎ）≧０．５０　　　　　　　　（１０）
　　Ａｌ／（Ｓｉ＋Ａｌ＋０．５×Ｍｎ）≦０．８３　　　　　　　　（１１）
　　０．５０≦Ａｌ／（Ｓｉ＋Ａｌ＋０．５×Ｍｎ）≦０．８３　　　（１２）
　　Ｘ＝Ａｌ／（Ｓｉ＋Ａｌ＋０．５×Ｍｎ）　　　　　　　　　　　（１３）
　ここで、式中の各元素記号は鋼中の各元素の含有量（質量％）を示す。
（７）固溶強化パラメータＲ：１．２８～３．９０
　Ｓｉ、Ａｌ、Ｍｎ、およびＰは、固溶強化能が高く、鋼板がこれら化学元素を過剰に含有すると冷間圧延中に鋼板が破断する恐れがある。そこで、下記式（１４）に示すように、Ｓｉ、Ａｌ、Ｍｎ、およびＰの固溶強化能を表す指標として、固溶強化パラメータＲを定義し、本実施形態では、この固溶強化パラメータＲを３．９０以下とする。また、本実施形態では、Ｓｉ含有量、Ａｌ含有量、Ｍｎ含有量、およびＰ含有量が上述した範囲内であることが必要であるため、固溶強化パラメータＲは、１．２８以上である。したがって、固溶強化パラメータＲは、下記式（１５）に示すように、１．２８～３．９０である。また、固溶強化パラメータＲは、１．５０以上もしくは２．００以上であってもよく、３．８０以下であってもよい。
　　Ｒ＝Ｓｉ＋Ａｌ／２＋Ｍｎ／４＋５×Ｐ　　　　　　　（１４）
　　１．２８≦Ｒ≦３．９０　　　　　　　　　　　　　（１５）
　ここで、式中の各元素記号は鋼中の各元素の含有量（質量％）を示す。
２．室温における比抵抗ρ：６０．０×１０－８Ω・ｍ以上
　室温における比抵抗は、主にＳｉ含有量、Ａｌ含有量、およびＭｎ含有量によって定まる。高周波において低鉄損を確保する観点から、室温における比抵抗は６０．０×１０－８Ω・ｍ以上であることが必要である。また、室温における比抵抗は、６５．０×１０－８Ω・ｍ以上とすると好ましい。室温における比抵抗は、８５．０×１０－８Ω・ｍ以下もしくは７０．０×１０－８Ω・ｍ以下であってもよい。
　この室温における比抵抗を得るためには、下記式（１６）に示すように、（Ｓｉ＋Ａｌ＋０．５×Ｍｎ）が４．０～７．０であることが必要である。この（Ｓｉ＋Ａｌ＋０．５×Ｍｎ）は、４．４～７．０であるとより好ましい。以下では、下記式（１７）で示されるように、この（Ｓｉ＋Ａｌ＋０．５×Ｍｎ）をＥと表現することもある。
　なお、室温における比抵抗は公知の四端子法により測定する。鋼板のエッジから１０ｃｍ以上離れた位置から少なくとも１つ試料を採取し、この試料から絶縁コーティングを除去してから比抵抗を測定する。絶縁コーティングの除去には、例えば２０％の水酸化ナトリウム水溶液などのようなアルカリ水溶液を用いればよい。
　　４．０≦Ｓｉ＋Ａｌ＋０．５×Ｍｎ≦７．０　（１６）
　　Ｅ＝Ｓｉ＋Ａｌ＋０．５×Ｍｎ　　　　　　　（１７）
　ここで、式中の各元素記号は鋼中の各元素の含有量（質量％）を示す。
３．平均結晶粒径
　無方向性電磁鋼板の平均結晶粒径（結晶粒の平均直径）は、３０μｍ～２００μｍの範囲内であることが好ましい。平均結晶粒径が３０μｍ以上であると、個々の再結晶粒の磁気特性が高いため、磁束密度及び鉄損が改善する。また、平均結晶粒径が２００μｍ以下であると、渦電流損が減少し、さらに鉄損が低減する。
　なお、無方向性電磁鋼板の平均結晶粒径（μｍ）は、５０倍の倍率で光学顕微鏡を通じて撮影された写真に対して切断法を適用して決定する。試料は、鋼板のエッジから１０ｃｍ以上離れた位置から３つ採取する。これら試料の縦断面（板厚方向及び圧延方向を含む面；板幅方向に垂直な面）の写真に対して切断法を適用する。この切断法では、板厚方向の結晶粒径の平均値と圧延方向の結晶粒径の平均値を平均して平均結晶粒径を決定する。測定する結晶粒の数は、採取した試料１つあたり少なくとも２００個以上とすることが望ましい。
４．｛１１１｝面の強度Ｉ｛１１１｝に対する｛１００｝面の強度Ｉ｛１００｝の比率（Ｉ｛１００｝／Ｉ｛１１１｝）：０．５０～１．４０
　本実施形態に係る無方向性電磁鋼板は、下記式（１８）に示すように、｛１１１｝面の強度Ｉ｛１１１｝に対する｛１００｝面の強度Ｉ｛１００｝の比率（Ｉ｛１００｝／Ｉ｛１１１｝）が０．５０～１．４０である集合組織を有する。図２に示すように、Ｉ｛１００｝／Ｉ｛１１１｝が０．５０未満であると、望ましい磁気特性が得られず、鉄損が増加する。一方、Ｉ｛１００｝／Ｉ｛１１１｝が１．４０を超えると、打ち抜き時に変形双晶が生じる結晶粒が著しく増加する。この変形双晶は、磁壁の移動を妨害するため、図２に示すように鉄損が劣化する。試料は、鋼板のエッジから１０ｃｍ以上離れた位置から３つ採取する。これら試料の横断面（厚さ方向に垂直な断面）に対してエックス線回折法（反射法）を適用する。なお、測定する板厚位置（横断面の厚さ方向における位置）は、表面近傍（鋼板の表面から板厚の１／１０の距離だけ離れた個所）及び板厚中心（鋼板の表面から板厚の１／２の距離だけ離れた個所）である。これら表面近傍と板厚中心との両方に対し、エックス線回折装置（エックス線回折法）を用いて反射法により３つの正極点図（｛２００｝面、｛１１０｝面、｛２１１｝面の正極点図）を測定する。これらの正極点図から計算により各板厚位置における結晶方位分布関数（ＯＤＦ）を得る。その後、表面近傍のＯＤＦと板厚中心のＯＤＦとを平均化し、Ｉ｛１００｝及びＩ｛１１１｝を決定する。
　　０．５０≦Ｉ｛１００｝／Ｉ｛１１１｝≦１．４０　　　（１８）
５．板厚：０．０５～０．４０ｍｍ
　本実施形態では、本質的に高周波において低鉄損を達成することを前提としている。板厚が薄いと高周波において低鉄損を得ることができるため、板厚は０．４０ｍｍ以下であることが必要である。また、板厚は、好ましくは０．３０ｍｍ以下、より好ましくは０．２０ｍｍ以下である。一方、板厚を過度に薄くすると鋼板の平坦度が劣化して鋼板の占積率が極端に低下したり、鉄心の生産性が低下したりする場合がある。そのため、板厚は０．０５ｍｍ以上であることが必要である。また、板厚は、好ましくは０．１０ｍｍ以上、より好ましくは０．１５ｍｍ以上である。
６．製造方法
　本実施形態に係る無方向性電磁鋼板は、製造コストを低減する観点から下記実施形態に係る無方向性電磁鋼板の製造方法により製造することが好適である。
Ｂ．無方向性電磁鋼板の製造方法
　次に、一実施形態に係る無方向性電磁鋼板の製造方法における各工程について説明する。
１．熱間圧延工程
　熱間圧延工程においては、上述の化学組成を有するスラブに、熱間圧延を施して熱延板とする。
　熱間圧延の条件は、特に限定されるものではない。熱延板の板厚（仕上げ板厚）は、１．０ｍｍ～２．５ｍｍとすることが好ましい。板厚が１．０ｍｍ以上であると、熱間圧延機にかかる負荷が少なく、熱間圧延工程における生産性が高い。
２．冷間圧延工程
　冷間圧延工程においては、上記熱間圧延工程後、熱延板に冷間圧延を施して冷延板とする。
　冷間圧延では、上記式（１４）に示される固溶強化パラメータＲと熱延板の平均結晶粒径Ｄ（μｍ）とが下記式（１９）を満足する必要がある。固溶強化パラメータＲと熱延板の平均結晶粒径Ｄ（μｍ）が下記式（１９）を満足すると、冷間圧延時に破断を生じることなく冷延板を得ることができる。一方、固溶強化パラメータＲと熱延板の平均結晶粒径Ｄ（μｍ）が下記式（１９）を満足しない場合、冷間圧延時に破断が生じ、製品（無方向性電磁鋼板）を得ることができない。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000003
　なお、平均結晶粒径Ｄ（μｍ）は、５０倍の倍率で光学顕微鏡を通じて撮影された写真に対して切断法を適用して決定する。試料は、熱延板のエッジから１０ｃｍ以上離れた位置から３つ採取する。これら試料の縦断面（板厚方向及び圧延方向を含む面；板幅方向に垂直な面）の写真に対して切断法を適用する。この切断法では、板厚方向の結晶粒径の平均値と圧延方向の結晶粒径の平均値を平均して平均結晶粒径を決定する。測定する結晶粒の数は、採取した試料１つあたり少なくとも２００個以上とすることが望ましい。
　ここで、平均結晶粒径Ｄ（μｍ）は、冷間圧延直前の熱延板（直接冷間圧延される熱延板）の平均粒径である。すなわち、「冷間圧延直前の鋼板」は、熱間圧延工程直後に冷間圧延工程が続く場合、熱間圧延工程により得られる熱延板を意味する。また、後述するように、熱間圧延工程と冷間圧延工程との間に熱延板焼鈍工程を行う場合、「冷間圧延直前の鋼板」は、熱延板焼鈍工程により得られる熱延板焼鈍板（熱延板焼鈍を受けた熱延板）を意味する。
　冷間圧延における圧下率は、６０％～９５％とすることが好ましい。圧下率が６０％以上であると、Ｐが無方向性電磁鋼板の集合組織に与える効果をより安定的に得ることができる。また、圧下率が９５％以下であると、無方向性電磁鋼板を工業的に安定して製造できる。冷間圧延では、上記「Ａ．無方向性電磁鋼板」に記載した理由により、冷延板の板厚を０．０５ｍｍ～０．４０ｍｍとする。
　冷間圧延時の鋼板温度は、室温でも良い。また、冷間圧延は、鋼板温度が１００℃～２００℃である温間圧延であっても良い。鋼板温度を１００℃～２００℃まで加熱するために、鋼板を予熱しても良いし、ロールを予熱しても良い。
　また、冷間圧延におけるパス数は、３パス以上であると好ましい。この冷間圧延において、１パス目の圧下率は、１０％～２５％であると好ましい。また、１パス目から２パス目までの合計圧下率（累積圧下率）が３５％～５５％であると好ましい。さらに、１パス目から最終パスまでの合計圧下率（累積圧下率）は、上述の通り６０％～９５％とすると好ましい。１パス目の圧下率が１０％以上であると、冷延板の生産効率が高い。また、１パス目の圧下率が２５％以下であると、鋼板が高速かつ安定的にロール間を通過できる。１パス目から２パス目までの合計圧下率が３５％以上であると、鋼板が高速かつ安定的にロール間を通過できる。また、１パス目から２パス目までの合計圧下率が５５％以下であると、冷間圧延機にかかる負荷が少ない。
　３．仕上焼鈍工程
　仕上焼鈍工程においては、上記冷間圧延工程後、冷延板に仕上焼鈍を施して無方向性電磁鋼板とする。
　仕上焼鈍工程は、冷延板を加熱する加熱過程と、加熱された冷延板の温度を所定の温度域に一定温度で保持する保持過程と、保持過程の後冷延板を冷却する冷却過程とを有する。無方向性電磁鋼板のＩ｛１００｝／Ｉ｛１１１｝が０．５０～１．４０の範囲に入るように、加熱過程では、冷延板の温度を５５０℃～７００℃の範囲内の一定温度で１０～３００ｓ間保持する中間保持が必要である。この５５０℃～７００℃という範囲では、板面（鋼板の表面に平行な面、すなわち、圧延方向と板幅方向とを含む面）に｛１００｝面を有する結晶粒の量と板面に｛１１１｝面を有する結晶粒の量を制御できる。また、この範囲に冷延板の温度が一定温度で保持される時間が１０ｓ未満であると、Ｉ｛１００｝／Ｉ｛１１１｝が０．５０～１．４０の範囲である集合組織を得ることができず、打ち抜き時に変形双晶が生じる結晶粒が著しく増加する。一方、上記範囲に冷延板の温度が一定温度で保持される時間が３００ｓを超えると、無方向性電磁鋼板の生産性が低い。より生産性を高めるために、この保持時間が３０ｓ以下であるとより好ましい。また、５５０℃未満の温度域及び７００℃を超える温度域では、冷延板の温度を一定温度に保持する時間をどんなに制御しても、Ｉ｛１００｝／Ｉ｛１１１｝が十分に変化しないため、適切な集合組織を得ることができない。中間保持の後、加熱過程では、冷延板の温度が７００℃を超える目標温度まで冷延板をさらに加熱する。その後、保持過程において、目標温度を含む所定の温度域に冷延板の温度を保持する。この温度域は、１１００℃以下であると、焼鈍設備にかかる負荷が少ないため、１１００℃以下であると好ましい。また、無方向性電磁鋼板の平均結晶粒径が３０μｍ～２００μｍの範囲に入るように、冷延板の温度が９５０℃以上の範囲に１ｓ以上保持されると好ましい。一方で、冷延板の温度が９５０℃以上の範囲に保持される時間が３００ｓ以下であると、生産性は十分である。以上から、保持過程では、冷延板の温度を９５０～１１００℃の範囲内で１～３００ｓ保持するとより好ましい。仕上焼鈍では、上記「Ａ．無方向性電磁鋼板」に記載した理由により、仕上焼鈍後に３０μｍ～２００μｍの平均結晶粒径が得られると好ましい。
４．熱延板焼鈍工程
　本実施形態では、熱間圧延工程と冷間圧延工程との間に熱延板焼鈍工程を行ってもよい。熱延板焼鈍工程では、Ａｌ含有量が１．０％以上である鋼板の集合組織にＰが与える効果をさらに高めることができ、高い磁束密度と低鉄損とをより安定的に確保できる。また、熱延板焼鈍工程では、熱間圧延時に導入された加工組織中の歪を解放し、熱延板の硬度を低下させる。そのため、熱延板焼鈍により、冷間圧延機への負荷を低減したり冷間圧延時の鋼板への損傷（例えば、リジングの発生）を低減したりできる。したがって、上記熱間圧延工程により得られた熱延板に熱延板焼鈍を施す熱延板焼鈍工程を行うことが好ましい。
　熱延板焼鈍工程では、熱延板を加熱する加熱過程と、加熱された熱延板の温度を所定の範囲に保持する保持過程と、保持過程後熱延板を冷却する冷却過程とを有する。
　熱延板には、圧延条件に応じて異なる加工組織が含まれる場合がある。また、熱延板は、Ａｌを１．０％以上含有しているので、再結晶が完了する温度が９００℃～９５０℃の範囲内にある。そのため、加工組織から再結晶組織を得て冷間圧延時の鋼板の損傷を安定的に防ぐためには、９５０℃以上の温度範囲で熱延板を焼鈍すると好ましい。また、同じ理由で、この温度範囲における焼鈍時間を３０ｓ以上とすることが好ましい。熱延板を１１００℃以下で焼鈍すると、焼鈍設備にかかる負荷が少ないため、焼鈍温度が１１００℃以下であると好ましい。焼鈍時間は、３６００ｓ以下であると、高い生産性を維持することができるため、３６００ｓ以下とすることが好ましい。また、固溶強化パラメータＲが３．８０以下である場合に、焼鈍温度が１０００℃以上であると、上記式（１９）によって得られる効果をさらに高めることができる。そのため、焼鈍温度は、好ましくは１０００℃以上である。
　また、冷却過程では、Ｐの粒界偏析を低減して集合組織をさらに改善するために、９５０℃から６００℃までの温度域における平均冷却速度を１℃／ｓ～３０℃／ｓとすることが好ましい。
　以上から、熱延板焼鈍では、熱延板の温度を９５０℃～１１００℃の範囲に３０ｓ～３６００ｓ間保持した後、９５０℃から６００℃までの温度域における平均冷却速度が１℃／ｓ～３０℃／ｓとなるように冷却するとより好ましい。
　本発明は、上記実施形態に限定されるものではない。上記実施形態は、具体的な例に過ぎず、本発明の技術的範囲は、本発明の特許請求の範囲に記載された特徴点と実質的に同一な特徴点を有するものを包含する。
　以下、参考実験及び本発明に係る実施例を具体的に説明する。なお、以下の表において下線が付与された欄は、本発明の必須条件を満足しない条件であることを示す。
（参考実験１）Ｐ含有量の影響
　下記表１に示す化学組成を有する鋼Ｎｏ．１～１０を真空中で溶解し、鋳造してスラブを得た。このスラブを熱間圧延し２．０ｍｍの板厚を有する熱延板を得た。次に、熱延板焼鈍において、この熱延板を１０００℃まで加熱後、熱延板の温度を１０００℃で６０ｓ保持し、９５０℃から６００℃までの平均冷却速度が下記表２に示す値になるように熱延板を１０００℃から室温まで冷却した。熱延板焼鈍後、熱延板を冷間圧延し、０．３５ｍｍの板厚を有する冷延板を得た。この冷延板の温度を１０５０℃で１ｓ保持する仕上焼鈍を冷延板に対して施し、無方向性電磁鋼板（試料Ｎｏ．１～１０）を得た。
　この無方向性電磁鋼板から５５ｍｍ角の単板試験片を打抜き、この単板試験片の室温における比抵抗ρ［Ω・ｍ］を測定した。また、磁束密度が１．０Ｔであり、周波数が４００Ｈｚである磁束を単板試験片に加えて単板試験片を磁化し、単板試験片の高周波鉄損Ｗ１０／４００［Ｗ／ｋｇ］を測定した。加えて、単板試験片のエッジ表面（打抜き面）の写真を５０倍の倍率で光学顕微鏡を通じて撮影し、この写真中の約３００個の結晶粒と、この約３００個の結晶粒において変形双晶が生じた結晶粒の数とを数え、結晶粒の総数（約３００個）に対する変形双晶が生じた結晶粒の数の割合（双晶発生率）を求めた。各試料Ｎｏ．のρ、Ｗ１０／４００、双晶発生率を表２に示す。なお、全ての試料Ｎｏ．において、無方向性電磁鋼板の平均結晶粒径は約１００μｍであった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　試料Ｎｏ．１～４の群では、Ｐ含有量は、約０．０１％であった。この試料群において試料Ｎｏ．２を試料Ｎｏ．１と比較すると、ρの増加によってＷ１０／４００が低下した。また、試料Ｎｏ．３を試料Ｎｏ．２と比較すると、ρが同じであるにも関わらず、Ｘの増加によりＷ１０／４００が増加した。試料Ｎｏ．５～１０の群では、Ｐ含有量は、約０．０８％であった。この試料群において試料Ｎｏ．７を試料Ｎｏ．７と同じρを有する試料Ｎｏ．６と比較すると、Ｘが増加したにも関わらずＷ１０／４００を維持することができた。また、試料Ｎｏ．５では、固溶強化パラメータＲが高すぎたため、冷間圧延中に熱延板の破断が生じ、無方向性電磁鋼板が得られなかった。図１には、各試料群におけるＷ１０／４００とＡｌ／（Ｓｉ＋Ａｌ＋０．５×Ｍｎ）との関係を示しており、この図１は、Ｐ含有量がＷ１０／４００とＸとの間の関係に与える効果を明確に表している。但し、この図１では、試料Ｎｏ．５が除外されている。表１および図１から分かるように、Ｐ含有量が約０．０１％である場合、Ｘが０．３８に達するまでＸの増加とともにＷ１０／４００が低下したが、Ｘが０．３８を超えた後Ｘの増加とともにＷ１０／４００の値が増加した。一方、Ｐ含有量が約０．０８％である場合、Ｘが増加しても低いＷ１０／４００を維持することができた。このように、最低でも０．０５％のＰを鋼が含むと、Ｘの増加に伴うＷ１０／４００の増加がほとんどないので、Ｗ１０／４００を維持したまま鋼の被加工性を高めることができる。
　また、試料Ｎｏ．１～４から分かるように、無方向性電磁鋼板のρを高い水準に維持する場合、Ｓｉ含有量が多くなる程双晶発生率が増加した。Ｘを大きくするとρを高い水準に維持したままＳｉ含有量を低下させて双晶発生率を低減できる。この場合、磁壁の移動が容易になり、Ｗ１０／４００を減らすことができると期待される。しかしながら、試料Ｎｏ．１～４では、双晶発生率を低減してもＷ１０／４００を減らすことができなかった。また、試料Ｎｏ．６～８を試料Ｎｏ．２～４と比較すると、双晶発生率はほとんどＰ含有量に依存していなかった。そのため、Ｐ含有量がＷ１０／４００とＸとの間の関係に与える効果は、双晶発生率の低下ではなく、Ｐ含有量の増加による集合組織の改善によってもたらされていることが分かる。
（参考実験２）平均結晶粒径Ｄ［μｍ］の影響
　上記表１に示した鋼Ｎｏ．１、３、４、５、７、および８を真空中で溶解し、鋳造してスラブを得た。このスラブを熱間圧延し２．０ｍｍの板厚を有する熱延板を得た。次に、熱延板焼鈍において、この熱延板を下記表３に示す焼鈍温度まで加熱後、熱延板の温度をその温度に６０ｓ保持し、９５０℃から６００℃までの平均冷却速度が下記表３に示す値になるように熱延板をその保持温度から室温まで冷却した。
　この熱延板焼鈍板の平均結晶粒径（冷間圧延直前の鋼板の平均結晶粒径）Ｄ［μｍ］と１ｋｇｆでの表面硬度Ｈｖ（ビッカース硬さ）［－］とを測定した。平均結晶粒径Ｄ［μｍ］及び表面硬度Ｈｖ［－］を表３に示す。
　その後、熱延板焼鈍板を冷間圧延して板厚０．２０ｍｍの冷延板（試料Ｎｏ．１－ａ～８－ｄ）を得た。この冷間圧延におけるパス数は、５パスであった。１パス目の圧下率を１５％、１パス目から２パス目までの合計圧下率を４０％とし、トータルの圧下率を９０．０％とした。表３に冷間圧延での破断の有無を示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
　試料Ｎｏ．５－ａ～５－ｄでは、固溶強化パラメータＲが高過ぎることに加え、この固溶パラメータＲと平均結晶粒径Ｄ［μｍ］とが上記（１９）式を満足しなかったため、冷間圧延中に熱延板焼鈍板が破断した。試料Ｎｏ．７－ａでは、固溶パラメータＲと平均結晶粒径Ｄ［μｍ］とが上記（１９）式を満足しなかったため、冷間圧延中に熱延板焼鈍板が破断した。試料Ｎｏ．５－ａ～５－ｄおよび試料Ｎｏ．７－ａ以外の試料は、冷間圧延で破断することなく熱延板焼鈍板を圧延することができた。
（実施例１）
　上記表１に示した鋼Ｎｏ．６、７、及び８を真空中で溶解し、鋳造してスラブを得た。このスラブを熱間圧延し２．０ｍｍの板厚を有する熱延板を得た。次に、熱延板焼鈍において、この熱延板を１０００℃まで加熱後、熱延板の温度を１０００℃に６０ｓ間保持し、９５０℃から６００℃までの平均冷却速度が１℃／ｓ～３０℃／ｓになるように熱延板を１０００℃から室温まで冷却した。その後、熱延板焼鈍板を冷間圧延して板厚０．３５ｍｍの冷延板を得た。引き続き、仕上焼鈍では、冷延板を１０５０℃まで加熱し、冷延板の温度を１０５０℃で１ｓ保持した後、冷延板を１０５０℃から室温まで冷却して、無方向性電磁鋼板（試料Ｎｏ．６－ｅ～８－ｆ）を得た。試料Ｎｏ．６－ｆ、７－ｆ、８－ｆでは、表４に示すように、冷延板の温度を１０５０℃まで加熱する加熱過程において、冷延板の温度を６００℃で２０ｓ間保持した。
　（参考実験１）と同様に、得られた無方向性電磁鋼板の高周波鉄損Ｗ１０／４００［Ｗ／ｋｇ］及び双晶発生率を測定した。さらに、エックス線回折装置を用いて無方向性電磁鋼板の表面近傍及び板厚中心における正極点図を測定した。これらの正極点図から表面近傍のＯＤＦと板厚中心のＯＤＦを計算し、これらのＯＤＦを平均してＩ｛１００｝／Ｉ｛１１１｝を決定した。Ｗ１０／４００、双晶発生率、およびＩ｛１００｝／Ｉ｛１１１｝の結果を表４に示す。また、全ての試料Ｎｏ．において、無方向性電磁鋼板の平均結晶粒径は、約１００μｍであった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
　例えば試料Ｎｏ．７－ｆを試料Ｎｏ．７－ｅと比較すると分かるように、Ｘが０．５０以上である鋼（鋼Ｎｏ．７及び８）では、仕上焼鈍の加熱過程に冷延板の温度を６００℃で２０ｓ間保持する中間保持を追加すると、鉄損が大きく低下した。また、この中間保持によってＩ｛１００｝／Ｉ｛１１１｝が減少し、双晶発生率が低下した。双晶発生率低下の詳細な理由は明らかではないが、変形双晶は｛２１１｝面の＜１１１＞方向に沿って生じるため、Ｉ｛１００｝／Ｉ｛１１１｝が変形双晶の発生に影響を与えたと考えられる。結果として、Ｉ｛１００｝／Ｉ｛１１１｝が０．５０～１．４０である集合組織によって、打ち抜き時の変形双晶の発生が阻害されたと考えられる。
　一方で、試料Ｎｏ．６－ｆと試料Ｎｏ．６－ｅとを比較すると分かるように、Ｘが０．５０未満である鋼（鋼Ｎｏ．６）では、仕上焼鈍の加熱過程に冷延板の温度を６００℃で２０ｓ間保持する中間保持を追加しても、Ｉ｛１００｝／Ｉ｛１１１｝、双晶発生率、鉄損は、殆ど変化しなかった。
　このように、仕上焼鈍の加熱過程において、Ｘが０．５０以上である冷延板の温度を５５０℃～７００℃の範囲内で１０～３００ｓ間一定温度に保持すると、Ｉ｛１００｝／Ｉ｛１１１｝が０．５０～１．４０である集合組織を得ることができる。一方で、Ｘが０．５０未満である場合や冷延板の温度を５５０℃～７００℃の範囲内で１０～３００ｓ間一定温度に保持しない場合には、Ｉ｛１００｝／Ｉ｛１１１｝が０．５０～１．４０である集合組織を得ることができない。
（実施例２）
　下記表５及び６に示す化学組成を有する鋼Ｎｏ．１１～６５を真空中で溶解し、鋳造してスラブを得た。このスラブを熱間圧延し２．０ｍｍの板厚を有する熱延板を得た。次に、熱延板焼鈍において、この熱延板を１０００℃まで加熱後、熱延板の温度を１０００℃または１０５０℃で６０ｓ保持し、９５０℃から６００℃までの平均冷却速度が下記表７及び８に示す値になるように熱延板を１０００℃から室温まで冷却した。この熱延板焼鈍板の平均結晶粒径（冷間圧延直前の鋼板の平均結晶粒径）Ｄ［μｍ］を測定した。平均結晶粒径Ｄ［μｍ］を表７及び８に示す。
　次に、熱延板焼鈍板を冷間圧延して板厚０．３５ｍｍの冷延板を得た。この冷間圧延におけるパス数は、６パスであった。１パス目の圧下率を２０％、１パス目から２パス目までの合計圧下率を５０％とし、トータルの圧下率を８２．５％とした。さらに、仕上焼鈍の加熱過程において、この冷延板を６００℃まで加熱し、冷延板の温度を６００℃で２０ｓ保持し、さらに冷延板を１０５０℃まで加熱した。その後、仕上焼鈍の続きの過程において、加熱された冷延板を１０５０℃で１ｓ保持し、無方向性電磁鋼板（試料Ｎｏ．１１～６５）を得た。
　この無方向性電磁鋼板から５５ｍｍ角の単板試験片を打抜き、この単板試験片の室温における比抵抗ρ［Ω・ｍ］を測定した。また、この単板試験片の５０００Ａ／ｍの磁化力での磁束密度Ｂ５０［Ｔ］、およびＷ１０／４００［Ｗ／ｋｇ］を測定した。ρ［Ω・ｍ］、Ｂ５０［Ｔ］、およびＷ１０／４００［Ｗ／ｋｇ］の結果を表９及び１０に示す。また、いずれの試料Ｎｏ．でも、無方向性電磁鋼板の平均結晶粒径は約１００μｍであった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000009
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000010
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000011
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000012
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000013
　試料Ｎｏ．１１～１４では、Ｓｉ含有量、ρ及びＥが小さすぎたので、Ｗ１０／４００が高かった。試料Ｎｏ．１５～１８では、Ｓｉ含有量が大きすぎることに加え、Ｒが上記（１５）式を満足しなかったため、冷間圧延中に鋼板が破断した。また、試料Ｎｏ．１９～２２では、Ｍｎ含有量が高すぎることに加え、Ｘ及びＩ｛１００｝／Ｉ｛１１１｝がそれぞれ上記（１２）及び（１８）式を満足しなかったため、Ｗ１０／４００が高かった。試料Ｎｏ．２３～２６では、化学組成及び集合組織が不適切であったため、Ｗ１０／４００が高かった。これら試料Ｎｏ．では、Ｍｎ含有量が高すぎ、Ａｌ含有量が低すぎたことに加え、ρが低く、Ｅが小さかった。さらに、Ｘ及びＩ｛１００｝／Ｉ｛１１１｝がそれぞれ上記（１２）及び（１８）式を満足しなかった。試料Ｎｏ．２７～３０では、Ａｌ含有量が高すぎたことに加え、Ｉ｛１００｝／Ｉ｛１１１｝が上記（１８）式を満足しなかったため、Ｗ１０／４００が高かった。試料Ｎｏ．３１では、Ｐ含有量が低すぎたため、Ｗ１０／４００が高かった。
　一方、試料Ｎｏ．３２～６５では、鋼の化学組成及び製造条件が適切であったため、冷間圧延における製造性（生産性及び歩留まり）に優れていた。また、これら試料Ｎｏ．では、鋼板の比抵抗及び集合組織が適切であったため、Ｗ１０／４００が低かった。
　図２には、試料Ｎｏ．１９～２２、２７～３０及び３２～６５のデータから作成された、Ｉ｛１００｝／Ｉ｛１１１｝とＷ１０／４００との関係を表すグラフを示している。この図２からＩ｛１００｝／Ｉ｛１１１｝が０．５～１．４の範囲であるとＷ１０／４００を最小限度まで減らすことができる。
　本発明によれば、高周波鉄損をさらに改善した安価な無方向性電磁鋼板およびその製造方法を提供できるので、本発明の産業上の利用可能性は大きい。

Claims (3)

  1. 　質量％で、
    Ｃ：０％～０．００５０％、
    Ｓｉ：０．５０％～２．７０％、
    Ｍｎ：０．１０％～３．００％、
    Ａｌ：１．００％～２．７０％、
    Ｐ：０．０５０％～０．１００％、
    Ｓ：０％～０．００６０％、
    Ｎ：０％～０．００５０％、
    Ｔｉ：０％～０．００８％、
    Ｖ：０％～０．００８％、
    Ｎｂ：０％～０．００８％、
    Ｚｒ：０％～０．００８％、
    を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有し、
    　前記化学組成が下記式（１）、下記式（２）及び下記式（３）を満足し、
    　エックス線回折法により測定した正極点図から表面近傍の結晶方位分布関数と板厚中心の結晶方位分布関数との平均を得て決定される、｛１００｝面の強度Ｉ｛１００｝と｛１１１｝面の強度Ｉ｛１１１｝とが下記式（４）を満足し、
    　室温における比抵抗が６０．０×１０－８Ω・ｍ以上であり、
    　板厚が０．０５ｍｍ～０．４０ｍｍである
    ことを特徴とする無方向性電磁鋼板。
    　　０．５０≦Ａｌ／（Ｓｉ＋Ａｌ＋０．５×Ｍｎ）≦０．８３　　　（１）
    　　１．２８≦Ｓｉ＋Ａｌ／２＋Ｍｎ／４＋５×Ｐ≦３．９０　　　　（２）
    　　４．０≦Ｓｉ＋Ａｌ＋０．５×Ｍｎ≦７．０　　　　（３）
    　　０．５０≦Ｉ｛１００｝／Ｉ｛１１１｝≦１．４０　（４）
  2. 　質量％で、
    Ｃ：０％～０．００５０％、
    Ｓｉ：０．５０％～２．７０％、
    Ｍｎ：０．１０％～３．００％、
    Ａｌ：１．００％～２．７０％、
    Ｐ：０．０５０％～０．１００％、
    Ｓ：０％～０．００６０％、
    Ｎ：０％～０．００５０％、
    Ｔｉ：０％～０．００８％、
    Ｖ：０％～０．００８％、
    Ｎｂ：０％～０．００８％、
    Ｚｒ：０％～０．００８％、
    を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有し、前記化学組成が下記式（５）、下記式（６）及び下記式（７）を満足するスラブに、熱間圧延を施して熱延板を製造する熱間圧延工程と、
    　前記熱間圧延工程後に、前記熱延板に冷間圧延を施して０．０５ｍｍ～０．４０ｍｍの板厚を有する冷延板を製造する冷間圧延工程と、
    　前記冷間圧延工程後に、前記冷延板に仕上焼鈍を施す仕上焼鈍工程と
    を有し、
    　前記冷間圧延工程では、前記冷間圧延の前に前記熱延板の平均結晶粒径Ｄ（μｍ）と下記式（８）で表される固溶強化パラメータＲとが下記式（９）を満足し、
    　前記仕上焼鈍工程で前記冷延板を加熱する過程では、前記冷延板の温度を５５０℃～７００℃の範囲内の一定温度で１０～３００ｓ保つ
    ことを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法。
    　　０．５０≦Ａｌ／（Ｓｉ＋Ａｌ＋０．５×Ｍｎ）≦０．８３　　　（５）
    　　１．２８≦Ｓｉ＋Ａｌ／２＋Ｍｎ／４＋５×Ｐ≦３．９０　　　　（６）
    　　４．０≦Ｓｉ＋Ａｌ＋０．５×Ｍｎ≦７．０　（７）
    　　Ｒ＝Ｓｉ＋Ａｌ／２＋Ｍｎ／４＋５×Ｐ　　　（８）
    Figure JPOXMLDOC01-appb-M000001
  3. 　前記熱間圧延工程と前記冷間圧延工程との間に、前記熱延板に熱延板焼鈍を施す熱延板焼鈍工程をさらに有することを特徴とする請求項２に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
PCT/JP2016/057572 2015-03-17 2016-03-10 無方向性電磁鋼板およびその製造方法 Ceased WO2016148010A1 (ja)

Priority Applications (7)

Application Number Priority Date Filing Date Title
US15/541,932 US11396681B2 (en) 2015-03-17 2016-03-10 Non-oriented electrical steel sheet and method for manufacturing thereof
KR1020177020820A KR101961057B1 (ko) 2015-03-17 2016-03-10 무방향성 전자 강판 및 그 제조 방법
CN201680007502.4A CN107208220B (zh) 2015-03-17 2016-03-10 无方向性电磁钢板以及其制造方法
EP16764840.1A EP3272894B1 (en) 2015-03-17 2016-03-10 Non-oriented electromagnetic steel sheet and method for manufacturing same
BR112017014208-2A BR112017014208B1 (pt) 2015-03-17 2016-03-10 Chapa de aço elétrico não-orientado e método para fabricação da mesma
PL16764840T PL3272894T3 (pl) 2015-03-17 2016-03-10 Blacha cienka z niezorientowanej stali elektrotechnicznej oraz sposób jej wytwarzania
JP2017506496A JP6451832B2 (ja) 2015-03-17 2016-03-10 無方向性電磁鋼板およびその製造方法

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2015-053095 2015-03-17
JP2015053095 2015-03-17

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2016148010A1 true WO2016148010A1 (ja) 2016-09-22

Family

ID=56919197

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2016/057572 Ceased WO2016148010A1 (ja) 2015-03-17 2016-03-10 無方向性電磁鋼板およびその製造方法

Country Status (9)

Country Link
US (1) US11396681B2 (ja)
EP (1) EP3272894B1 (ja)
JP (1) JP6451832B2 (ja)
KR (1) KR101961057B1 (ja)
CN (1) CN107208220B (ja)
BR (1) BR112017014208B1 (ja)
PL (1) PL3272894T3 (ja)
TW (1) TWI604069B (ja)
WO (1) WO2016148010A1 (ja)

Cited By (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2022196807A1 (ja) 2021-03-19 2022-09-22 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
WO2022196800A1 (ja) 2021-03-19 2022-09-22 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
WO2022196805A1 (ja) 2021-03-19 2022-09-22 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
US11566303B2 (en) 2018-02-16 2023-01-31 Nippon Steel Corporation Non-oriented electrical steel sheet and method for manufacturing non-oriented electrical steel sheet
WO2024150732A1 (ja) 2023-01-10 2024-07-18 日本製鉄株式会社 無方向性電磁鋼板

Families Citing this family (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR102221444B1 (ko) 2017-01-10 2021-03-02 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 권철심, 및 그 제조 방법
DE102017208146B4 (de) 2017-05-15 2019-06-19 Thyssenkrupp Ag NO-Elektroband für E-Motoren
PL3633054T3 (pl) 2017-06-02 2025-12-22 Nippon Steel Corporation Blacha cienka z niezorientowanej stali elektrotechnicznej
TWI643962B (zh) * 2017-06-07 2018-12-11 日商新日鐵住金股份有限公司 Non-directional electromagnetic steel sheet
KR102448799B1 (ko) 2018-02-16 2022-09-29 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 무방향성 전자 강판, 및 무방향성 전자 강판의 제조 방법
WO2020094230A1 (de) 2018-11-08 2020-05-14 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Elektroband oder -blech für höherfrequente elektromotoranwendungen mit verbesserter polarisation und geringen ummagnetisierungsverlusten
TWI836392B (zh) * 2021-03-31 2024-03-21 日商日本製鐵股份有限公司 無方向性電磁鋼板
CN114713780B (zh) * 2022-03-31 2024-03-22 江苏沙钢集团有限公司 一种提高硅钢钢水在薄带连铸工艺下凝固成带稳定性的方法
JP7816516B2 (ja) * 2023-04-13 2026-02-18 Ｊｆｅスチール株式会社 無方向性電磁鋼板
KR20250166318A (ko) * 2023-04-13 2025-11-27 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 무방향성 전자 강판

Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2001158948A (ja) * 1999-12-01 2001-06-12 Kawasaki Steel Corp 鉄損の低い無方向性電磁鋼板およびその製造方法
JP2001200347A (ja) * 2000-01-20 2001-07-24 Kawasaki Steel Corp 鉄損の低い無方向性電磁鋼板およびその製造方法

Family Cites Families (21)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2001181806A (ja) * 1999-10-13 2001-07-03 Nippon Steel Corp 透磁率に優れた無方向性電磁鋼板とその熱延板およびその製造方法
JP4023183B2 (ja) 2002-02-26 2007-12-19 住友金属工業株式会社 回転機用無方向性電磁鋼板とその製造方法
JP2005200756A (ja) 2004-01-19 2005-07-28 Sumitomo Metal Ind Ltd 無方向性電磁鋼板の製造方法
WO2007007423A1 (ja) * 2005-07-07 2007-01-18 Sumitomo Metal Industries, Ltd. 無方向性電磁鋼板およびその製造方法
JP4658840B2 (ja) 2006-03-20 2011-03-23 新日本製鐵株式会社 無方向性電磁鋼板の製造方法
EP2031079B1 (en) * 2006-06-16 2021-01-13 Nippon Steel Corporation High-strength electromagnetic steel sheet and process for producing the same
JP4659135B2 (ja) * 2008-04-14 2011-03-30 新日本製鐵株式会社 無方向性電磁鋼板及びその製造方法
JP5126788B2 (ja) 2008-07-30 2013-01-23 新日鐵住金株式会社 回転子用無方向性電磁鋼板およびその製造方法
WO2010140509A1 (ja) * 2009-06-03 2010-12-09 新日本製鐵株式会社 無方向性電磁鋼板及びその製造方法
KR101286243B1 (ko) * 2009-12-28 2013-07-15 주식회사 포스코 자성이 우수한 무방향성 전기강판 및 그 제조방법
KR101296114B1 (ko) * 2009-12-28 2013-08-19 주식회사 포스코 자성이 우수한 무방향성 전기강판 및 그 제조방법
EP2520681B1 (en) * 2009-12-28 2018-10-24 Posco Non-oriented electrical steel sheet having superior magnetic properties and a production method therefor
CA2822206C (en) * 2011-02-24 2016-09-13 Jfe Steel Corporation Non-oriented electrical steel sheet and method for manufacturing the same
JP5780013B2 (ja) * 2011-06-28 2015-09-16 Ｊｆｅスチール株式会社 無方向性電磁鋼板の製造方法
JP5712863B2 (ja) 2011-08-23 2015-05-07 新日鐵住金株式会社 無方向性電磁鋼板の製造方法
JP5972540B2 (ja) 2011-08-23 2016-08-17 新日鐵住金株式会社 無方向性電磁鋼板
PL3575431T3 (pl) 2011-11-11 2022-04-04 Nippon Steel Corporation Sposób wytwarzania blachy cienkiej z niezorientowanej stali elektrotechnicznej
KR101457839B1 (ko) * 2012-02-14 2014-11-04 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 무방향성 전자 강판
JP5892327B2 (ja) 2012-03-15 2016-03-23 Ｊｆｅスチール株式会社 無方向性電磁鋼板の製造方法
WO2013146879A1 (ja) 2012-03-29 2013-10-03 新日鐵住金株式会社 無方向性電磁鋼板およびその製造方法
JP5648661B2 (ja) 2012-09-13 2015-01-07 新日鐵住金株式会社 時効熱処理用無方向性電磁鋼板ならびに無方向性電磁鋼板およびその製造方法

Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2001158948A (ja) * 1999-12-01 2001-06-12 Kawasaki Steel Corp 鉄損の低い無方向性電磁鋼板およびその製造方法
JP2001200347A (ja) * 2000-01-20 2001-07-24 Kawasaki Steel Corp 鉄損の低い無方向性電磁鋼板およびその製造方法

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
See also references of EP3272894A4 *

Cited By (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US11566303B2 (en) 2018-02-16 2023-01-31 Nippon Steel Corporation Non-oriented electrical steel sheet and method for manufacturing non-oriented electrical steel sheet
WO2022196807A1 (ja) 2021-03-19 2022-09-22 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
WO2022196800A1 (ja) 2021-03-19 2022-09-22 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
WO2022196805A1 (ja) 2021-03-19 2022-09-22 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
KR20230142784A (ko) 2021-03-19 2023-10-11 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 무방향성 전자 강판 및 그 제조 방법
KR20230144606A (ko) 2021-03-19 2023-10-16 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 무방향성 전자 강판 및 그 제조 방법
KR20230145142A (ko) 2021-03-19 2023-10-17 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 무방향성 전자 강판 및 그 제조 방법
WO2024150732A1 (ja) 2023-01-10 2024-07-18 日本製鉄株式会社 無方向性電磁鋼板
KR20250133748A (ko) 2023-01-10 2025-09-08 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 무방향성 전자 강판
EP4650475A1 (en) 2023-01-10 2025-11-19 Nippon Steel Corporation Non-oriented electromagnetic steel sheet

Also Published As

Publication number Publication date
CN107208220A (zh) 2017-09-26
TW201641710A (zh) 2016-12-01
PL3272894T3 (pl) 2019-12-31
CN107208220B (zh) 2019-03-01
BR112017014208B1 (pt) 2021-08-03
EP3272894A4 (en) 2018-08-15
TWI604069B (zh) 2017-11-01
KR101961057B1 (ko) 2019-03-21
KR20170100004A (ko) 2017-09-01
US11396681B2 (en) 2022-07-26
JPWO2016148010A1 (ja) 2017-11-02
JP6451832B2 (ja) 2019-01-16
US20180002776A1 (en) 2018-01-04
BR112017014208A2 (ja) 2018-03-06
EP3272894B1 (en) 2019-06-19
EP3272894A1 (en) 2018-01-24

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP6451832B2 (ja) 無方向性電磁鋼板およびその製造方法
KR102570981B1 (ko) 무방향성 전자기 강판
TWI658152B (zh) 無方向性電磁鋼板及無方向性電磁鋼板之製造方法
EP3859032A1 (en) Non-oriented electromagnetic steel sheet and method for manufacturing same, and motor core and method for manufacturing same
JP5601078B2 (ja) 無方向性電磁鋼板およびその製造方法
KR102656381B1 (ko) 무방향성 전자기 강판
CN104520458B (zh) 高强度电磁钢板及其制造方法
TWI829403B (zh) 無方向性電磁鋼板及其製造方法
JP5716811B2 (ja) 無方向性電磁鋼板の製造方法
JP2019183185A (ja) 無方向性電磁鋼板
JP2015516503A (ja) 無方向性電磁鋼板及びその製造方法
KR20240021880A (ko) 무방향성 전자 강판과 그의 제조 방법
CN117545868A (zh) 无取向性电磁钢板及其制造方法
KR102706290B1 (ko) 무방향성 전자 강판 및 그 제조 방법
JP6638359B2 (ja) 無方向性電磁鋼板およびその製造方法
WO2024080140A1 (ja) 無方向性電磁鋼板とその製造方法
JP4855221B2 (ja) 分割コア用無方向性電磁鋼板
KR102961099B1 (ko) 무방향성 전자 강판과 그의 제조 방법
KR20250133748A (ko) 무방향성 전자 강판
JP6780246B2 (ja) 無方向性電磁鋼板、およびその製造方法
JP4192332B2 (ja) 一方向性電磁鋼板の製造方法

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: 16764840

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2017506496

Country of ref document: JP

Kind code of ref document: A

REEP Request for entry into the european phase

Ref document number: 2016764840

Country of ref document: EP

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 15541932

Country of ref document: US

REG Reference to national code

Ref country code: BR

Ref legal event code: B01A

Ref document number: 112017014208

Country of ref document: BR

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 20177020820

Country of ref document: KR

Kind code of ref document: A

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 112017014208

Country of ref document: BR

Kind code of ref document: A2

Effective date: 20170629