WO2023090138A1 - 無方向性電磁鋼板とその製造方法並びにモータコアの製造方法 - Google Patents

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Definitions

  • the present invention relates to a non-oriented electrical steel sheet with excellent magnetic properties used as an iron core material for motors, a method for manufacturing the same, and a method for manufacturing a motor core.
  • Non-oriented electrical steel sheets which are mainly used as core materials for electric vehicle drive motors and home appliance motors.
  • Magnetic flux density is required. Since these magnetic properties vary greatly depending on the thickness and resistivity of the steel sheet, high-performance materials, such as high-Si electrical steel sheets, are required to be made thinner and higher alloyed by increasing the content of elements that increase resistivity, such as Si and Al. progressing. However, excessive thinning and addition of alloying elements increase the rolling load and embrittle the steel, which significantly impairs the manufacturability and increases the manufacturing cost.
  • a hot-rolled steel sheet with a thickness of 2 mm to 3 mm is cold-rolled to about 0.2 mm and then recrystallized and annealed.
  • ⁇ 111 ⁇ planes which are not preferable, are preferentially formed. Since the ⁇ 111 ⁇ planes are formed near the grain boundaries of the crystal grains before cold rolling, there is also a technique to anneal the hot-rolled steel sheet to reduce the frequency of grain boundaries before cold rolling and improve the magnetic properties. established, but still the ⁇ 111 ⁇ faces are predominantly formed.
  • Patent Document 1 in a low-pressure atmosphere, crystal grains having low surface energy ⁇ 100 ⁇ plane orientation and ⁇ 110 ⁇ plane orientation eat and grow crystal grains having other high surface energy orientations.
  • a technique using the mechanism is disclosed. Since this method does not rely on high alloying of Si, Al, etc., it has the advantage of being able to produce non-oriented electrical steel sheets having good magnetic properties without being affected by trends in alloy raw material costs.
  • Patent Document 2 discloses a technique of reducing the crystal grain size to several mm and preferentially forming a ⁇ 100 ⁇ texture by combining high-purification steel and annealing in a reduced-pressure atmosphere.
  • Recrystallization includes primary recrystallization, secondary recrystallization, and tertiary recrystallization, and strain energy, grain boundary energy, and surface energy are considered to be driving forces for manifestation of recrystallization, respectively.
  • Patent Document 3 a technique for forming ⁇ 100 ⁇ by secondary recrystallization is disclosed in Patent Document 3.
  • tertiary recrystallization it has not been sufficiently verified whether it has been realized, but it is shown in Patent Document 2, Non-Patent Document 1, and the like.
  • the inventors have repeatedly studied a method for manufacturing a non-oriented electrical steel sheet in which the ⁇ 100 ⁇ plane orientation is preferentially formed in the sheet surface, including a follow-up test of the conventional technique.
  • magnetic properties in the commercial frequency range such as magnetic flux density B 50 and iron loss W 15/100 are excellent by annealing in a reduced pressure atmosphere, but iron loss W 10
  • the iron loss in the high frequency range such as /400 was not reduced more than expected.
  • the obtained steel sheet structure was observed, and the variation in grain size was extremely large.
  • the average crystal grain size was coarsened to 20 mm or more. Since the iron loss in the high frequency region is strongly affected by the magnetic domain structure, the increase in the iron loss is considered to be due to the increase in the size of the magnetic domain due to the coarsening of the crystal grains.
  • Patent Document 3 requires long-term batch annealing, does not provide high productivity, and tends to coarsen the recrystallized structure, so it is not suitable for high-frequency applications. I understand.
  • Non-Patent Document 1 and Patent Document 2 require a high-purity steel material in order to effectively utilize the surface energy. This requires advanced production technology, such as the need to create a reduced-pressure atmosphere during annealing. In addition, the method using tertiary recrystallization requires a long annealing time of several tens of minutes or longer, which poses a problem in terms of productivity.
  • the present invention provides a non-oriented electrical steel sheet with low iron loss not only in the low frequency range but also in the high frequency range, proposes an advantageous manufacturing method thereof, and provides the above steel sheet.
  • the purpose is to propose a method for manufacturing a motor core using
  • the inventors have made intensive studies to solve the above problems. As a result, a double cold rolling method is adopted for cold rolling, the first cold rolling is a high reduction rate, the rolling temperature is appropriately controlled, and the texture of the steel sheet after final annealing is optimized. The inventors have found that a non-oriented electrical steel sheet with low core loss can be obtained not only in the low-frequency range but also in the high-frequency range, and have developed the present invention.
  • the present invention based on the above findings is configured as follows.
  • [1] In mass%, C: 0.0050% or less, Si: 1.0 to 4.5%, Mn: 2.00% or less, P: 0.10% or less, S: 0.0040% or less 0 ⁇ ⁇ 1 ⁇ 90°, ⁇ 2 45°, 0 ⁇ ⁇ ⁇
  • the average crystal grain size in the rolling direction is preferably 0.20 mm or less.
  • a total of one or more selected from Zn, Co, Mo, Ni and W in mass% It can be contained in the range of 0.001 to 0.1 mass%.
  • O, Mg, REM, Ti, Nb, V, Ta, Ge, Pb, As and Ga 1 or 2 or more selected from can be contained in a total range of 0.001 to 0.05 mass%.
  • C 0.0050% or less
  • Si 1.0 to 4.5%
  • Mn 2.00% or less
  • P 0.10% or less
  • S 0.0040% or less and optionally, Al: 0.0001-2.0%
  • N 0.003% or less
  • Ca 0.0005-0.010%
  • Cr 0.001-0.05%
  • Cu 0.001-0.5 %
  • Sb 0.001 to 0.05%
  • Sn 0.001 to 0.05%
  • B at least one selected from 0.0001 to 0.005%, the balance being Fe and unavoidable impurities.
  • hot-rolled sheet annealing can be performed between the hot rolling and the first cold rolling.
  • the rolling temperature of the first cold rolling is 150 to 300 ° C.
  • the rolling temperature of the second cold rolling is 50 to It can be 150°C.
  • a siliconizing treatment can be performed after the cold rolling, and Si can be contained up to a maximum of 7.5% on average for the entire plate thickness.
  • a method for manufacturing a motor core in which a motor core comprising a rotor core and a stator core is manufactured from the non-oriented electrical steel sheet manufactured by the method according to any one of the above [7] to [9], and then stress relief annealing is performed on the stator core. is.
  • a non-oriented electrical steel sheet having high magnetic flux density and low core loss not only in the low frequency range but also in the high frequency range can be manufactured without requiring advanced production equipment. It is suitable for manufacturing high-efficiency motors and is industrially useful.
  • a steel ingot with a thickness of 100 mm having a chemical composition was prepared. Next, the steel ingot was heated to 1020° C., hot rolled at a finishing temperature of 800° C. to finish a hot-rolled sheet with a thickness of 5 mm, and then subjected to hot-rolled sheet annealing at 950° C. for 30 seconds.
  • the steel sheet after the hot-rolled sheet annealing is cold-rolled into a cold-rolled sheet having a thickness of 1.8 mm, 0.5 mm, 0.2 mm, 0.1 mm and 0.08 mm, and from this cold-rolled sheet , 30 mm wide ⁇ 280 mm long test pieces were cut out.
  • a total of four specimens were collected, two specimens having the longitudinal direction in the rolling direction and two specimens having the longitudinal direction in the direction of 90° from the rolling direction.
  • the test pieces were annealed at 800° C. for 15 seconds in an Ar atmosphere, and the average value of the magnetic flux densities B50 in the rolling direction and the direction perpendicular to the rolling direction was obtained by the Epstein test.
  • the texture of the plate thickness center layer was measured using the X-ray diffraction method.
  • the incomplete pole figures of ⁇ 200 ⁇ , ⁇ 110 ⁇ and ⁇ 211 ⁇ were experimentally obtained, and the orientation distribution function (ODF) was calculated from the incomplete pole figures by the ADC method.
  • Table 1 shows the results of the above measurements.
  • the magnetic flux density decreased as the cold rolling reduction increased. This is probably because ⁇ 111 ⁇ , which adversely affects the magnetic properties, increased.
  • a cold-rolled annealed sheet under conditions 3 to 6 (the first cold rolling reduction is 92% or more) in Table 1 is used as a base material (starting material), and conditions 9 to 11 and 14 in Table 2 (under the second cold rolling reduction 50, 63%), the steel sheet subjected to the second cold rolling and annealing has a maximum ODF value of ⁇ of 0 °, and a high frequency of 4.0 or more in the Cube orientation, which is preferable for improving the magnetic flux density. It was found that it was generated in
  • % in the steel composition described below means % by mass.
  • the C content in the product sheet is high, magnetic aging will occur and the magnetic properties will deteriorate, so the C content in the steel material is limited to 0.0050% or less. . Preferably, it is 0.0030% or less.
  • Si 1.0-4.5% Si is an element that increases resistivity and is effective in reducing eddy current loss, so it is added in an amount of 1.0% or more. On the other hand, excessive addition embrittles the steel and impairs manufacturability (rollability), so the content is made 4.5% or less. Preferably, it is 2.0% or more and 4.0% or less.
  • the Si content in the steel material is lower than the above range. 1.0 to 7.5% after siliconizing.
  • the reason why the upper limit is set to 7.5% is that even if the steel becomes brittle due to the Si content, there is no subsequent rolling process in which plate cracks are likely to occur.
  • the preferable upper limit is 7.0%.
  • Mn 2.00% or less
  • Mn is an element that increases specific resistance, but if added excessively, raw material costs increase, so the content is limited to 2.00% or less. From the viewpoint of reducing the adverse effect of MnS precipitation on iron loss, it is preferable to set Mn to 0.5% or less.
  • P 0.10% or less While P has the effect of increasing the strength of the steel sheet and improving the punchability, it embrittles the steel sheet, so the upper limit is made 0.10%. Preferably, it is 0.05% or less.
  • S 0.0040% or less S is 0.0040% or less because it forms MnS and adversely affects the magnetic properties. Preferably, it is 0.0030% or less.
  • the steel material used for manufacturing the non-oriented electrical steel sheet of the present invention may further contain the following components in addition to the above components.
  • Al 0.0001-2.0%
  • Al is an element that increases resistivity and is an element that is effective in reducing iron loss.
  • the upper limit is preferably 2.0% because the magnetic flux density decreases when the content is excessive. More preferably, it is 1.5% or less.
  • N 0.003% or less N forms nitrides with Al and Si and degrades the magnetic properties, so the content is preferably 0.003% or less. More preferably, it is 0.002% or less. More preferably, it is 0.0009% or less.
  • Ca 0.0005-0.010% Ca may be added in the range of 0.0005% to 0.010% because Ca fixes S by performing an appropriate heat treatment and suppresses the formation of fine S precipitates that are disadvantageous to magnetic properties.
  • Cr 0.001-0.05% Cr increases the specific resistance and is advantageous in reducing iron loss, so it may be added in the range of 0.001% to 0.05%. However, excessive addition will lower the magnetic flux density.
  • Cu 0.001-0.5%
  • Cu may be added in the range of 0.001% to 0.5% because it fixes S by performing an appropriate heat treatment and suppresses the formation of fine S precipitates that are disadvantageous to magnetic properties.
  • Sb 0.001-0.05% Like Sn, Sb segregates on the surface of the steel sheet during annealing, suppresses the penetration of nitrogen into the steel sheet, and suppresses the formation of nitrides that cause deterioration of magnetic properties. may be included. However, excessive addition increases raw material costs, so the content is preferably 0.05% or less. More preferably, it is 0.01% or less.
  • Sn segregates on the surface of the steel sheet during annealing, suppresses the intrusion of nitrogen into the steel sheet, and suppresses the formation of nitrides that cause deterioration of magnetic properties.
  • the content is preferably 0.05% or less. More preferably, it is 0.01% or less.
  • B 0.0001 to 0.005% B forms nitrides by performing an appropriate heat treatment, and suppresses the formation of fine nitrides that are disadvantageous to magnetic properties.
  • Zn 0.001-0.1%
  • Zn has the effect of suppressing nitridation during final annealing, so when Zn is added, it is made 0.001% or more.
  • Zn if added in excess of 0.1%, it forms sulfides and increases iron loss, so the content is limited to 0.1% or less. It is preferably 0.002% or more and 0.05% or less.
  • Co 0.001-0.1%
  • Co has the effect of improving the crystal orientation of steel, so when Co is added, it is made 0.001% or more. On the other hand, if added over 0.1%, the effect saturates and the addition cost increases, so the content is limited to 0.1% or less. It is preferably 0.002% or more and 0.05% or less.
  • Mo, W 0.001-0.1% Both Mo and W are elements effective in suppressing surface defects (scouring) of the non-oriented electrical steel sheet of the present embodiment. Since the non-oriented electrical steel sheet of the present embodiment is a high-alloy steel and the surface is easily oxidized, the incidence of scabs due to surface cracks is high. Thus, the cracks can be suppressed. The above effect is not sufficient when the total content of Mo and W is less than 0.001%. be. Therefore, when Mo and W are added, the total content of Mo and W should be 0.001% or more and 0.1% or less. The total content of Mo and W is preferably in the range of 0.0050% to 0.050%. When Mo or W is contained alone, the content of Mo or W is 0.001% or more and 0.1% or less for the same reason as above.
  • Ni 0.001-0.1% Since Ni increases the specific resistance and is advantageous in reducing iron loss, when Ni is added, the Ni content is set to 0.001% or more and 0.1% or less. However, excessive addition will lower the magnetic flux density.
  • O Ti, Nb, V, Ta, Pb, As: 0.001-0.05% O, Ti, Nb, V, Ta, Pb, and As form carbonitrides, sulfides, and oxides that cause deterioration of magnetic properties, so when added, the content of each is 0.001% 0.05% or less.
  • Mg, REM 0.001-0.05%
  • Mg and REM have the effect of forming stable sulfides and improving grain growth.
  • the total content of Mg and REM should be 0.001% or more.
  • the total content is 0.001% or more and 0.05% or less.
  • the content of Mg or REM is 0.001% or more and 0.05% or less for the same reason as above.
  • Ge, Ga: 0.001-0.05% Ge and Ga have the effect of improving texture.
  • the above effects are not sufficient when the total content of Ge and Ga is less than 0.001%.
  • the total content exceeds 0.05%, the above effects are saturated and the alloy cost only increases. Therefore, when Ge and Ga are added, the total content should be 0.001% or more and 0.05% or less.
  • the total content is 0.005% or more and 0.05% or less.
  • the content of Ge or Ga is 0.001% or more and 0.05% or less for the same reason as above.
  • each addition be less than 0.001%.
  • the non-oriented electrical steel sheet of the present invention is characterized in that its crystal orientation preferentially has a plane orientation of ⁇ 100 ⁇ .
  • ODF In the Orientation Distribution Function
  • This ODF is obtained by analyzing by the EBSD method or the X-ray diffraction method after revealing the thickness center layer. In the case of the EBSD method, the ODF is calculated after including a sufficient number of crystal grains of at least 5000 or more in the analysis.
  • the incomplete pole figures of the three surfaces ⁇ 110 ⁇ , ⁇ 200 ⁇ , and ⁇ 211 ⁇ are first measured, and based on these, the ADC method and the method using spherical harmonics are used.
  • Calculate the ODF by The ODF is obtained on the Euler space represented by three angles ⁇ 1, ⁇ 2, and ⁇ (Bunge method). That is, it is possible to know the abundance of crystals having orientations of the Euler angles ( ⁇ 1, ⁇ , ⁇ 2) from the ODF.
  • the ODF is originally defined in the space of ⁇ 1: 0 to 360°, ⁇ 2: 0 to 360°, ⁇ : 0 to 180°, but the crystal grains of the non-oriented electrical steel sheet of the present invention are Since it is a cubic crystal with high symmetry, ⁇ 1, ⁇ 2, and ⁇ can express the orientation space in the range of 0 to 90°.
  • the preferred Cube orientation ODF intensity is 5.0 or more.
  • the texture indicating the abundance of the crystals having the orientation of the Euler angles ( ⁇ 1, ⁇ , ⁇ 2) is displayed as the density in a three-dimensional space with the Euler angles ( ⁇ 1, ⁇ , ⁇ 2) taken as rectangular coordinates.
  • the ODF intensity means the abundance of crystals having orientations of the Euler angles ( ⁇ 1, ⁇ , ⁇ 2), that is, the crystal orientation density.
  • the intensity of is 4.0 or more.
  • the crystal grain size of the present invention is calculated by, for example, the line segment method (JIS G0551) by EBSD method or optical microscopic observation from the surface of the sample that has been polished and etched after revealing the plate thickness center layer.
  • the crystal grain size affects the magnetic domain structure, and if it is coarse, the high-frequency iron loss increases, so it is preferable that the crystal grain size is small.
  • the average grain size of the primary recrystallized grains is generally 0.5 mm or less, but preferably 0.20 mm or less in the present invention.
  • the slab adjusted to the chemical composition suitable for the present invention described above in the steelmaking process is preferably heated to a temperature of 1200° C. or less prior to hot rolling. If the temperature is higher than 1200° C., fine dispersion of MnS and AlN occurs in the process after hot rolling, which causes suppression of grain growth. More preferably, it is 1150° C. or less.
  • the finish rolling temperature is preferably 700 to 900°C, and the coiling temperature is preferably 600°C or less. If the finishing temperature is lower than 700°C, the rolling load during hot rolling increases, while if it exceeds 900°C, it becomes difficult to control the shape of the steel sheet during hot rolling, which is not preferable. Further, if the coiling temperature exceeds 600° C. and is excessively high, fine AlN is dispersed and precipitated, which may impede grain growth during hot-rolled sheet annealing and finish annealing, which is not preferable.
  • a preferable finished plate thickness is 3.8 mm or more. This is because if it is too thin, it will not be possible to apply a desired high reduction in the subsequent cold rolling process. Although there is no upper limit, it is preferable to set the thickness to 6 mm, because an excessively large thickness causes problems in manufacturability such as weldability.
  • hot-rolled steel sheet is then cold-rolled, but prior to that, hot-rolled sheet annealing may be performed.
  • hot-rolled sheet annealing By performing hot-rolled sheet annealing, better values are obtained in terms of magnetic properties than in the case of not performing hot-rolled sheet annealing, but there is also the demerit that the production cost increases.
  • the first cold rolling must have a high rolling reduction, but when the rolling reduction is 95% or more, hot-rolled sheet annealing is performed to reduce the rolling load. Softening is preferred.
  • the hot-rolled sheet annealing atmosphere may be a nitrogen atmosphere, but is preferably a hydrogen atmosphere or an Ar atmosphere. This is because when annealing is performed in a nitrogen atmosphere, nitrogen penetrates into the base iron and precipitates silicon nitride, which causes deterioration of magnetic properties.
  • the soaking temperature for hot-rolled sheet annealing is preferably 750°C or higher, and the upper limit is preferably 1200°C.
  • the hot-rolled sheet after hot-rolling or after hot-rolled sheet annealing is descaled by a method such as pickling with hydrochloric acid, and then cold-rolled twice by a cold-rolling method.
  • the double cold rolling method is a cold rolling method in which an intermediate annealing step is interposed between two cold rollings.
  • the rolling reduction of the first cold rolling must be 92% or more. If it is less than 92%, ⁇ 100 ⁇ oriented grains are not sufficiently formed after final annealing, which will be described later. Although there is no particular restriction on the upper limit of the rolling reduction, it is preferably 98% in order to avoid an excessive rolling load.
  • the rolling temperature of the steel sheet in the first cold rolling is preferably 150°C or higher and 300°C or lower.
  • the temperature is set to 150° C. or higher, deformation bands are formed in the steel sheet during cold rolling under high pressure. After subsequent intermediate annealing, more ⁇ 100 ⁇ oriented grains are formed from this deformation band.
  • the intermediate annealing following the first cold rolling is preferably soaked at a temperature of 600°C or higher to recrystallize the rolling structure. More preferably, it is 900° C. or higher. The upper limit is preferably 1200°C.
  • the atmosphere for the intermediate annealing is preferably a hydrogen atmosphere or an Ar atmosphere as in the hot-rolled sheet annealing.
  • the rolling reduction of the second cold rolling following the intermediate annealing must be 30% or more and 80% or less. If it is less than 30%, the strain, which is the driving force for recrystallization, is not sufficiently accumulated, and crystal grains become excessively coarse due to strain-induced grain growth during annealing, increasing high-frequency iron loss. Preferably it is 40% or more. On the other hand, if it exceeds 80%, ⁇ 111 ⁇ oriented grains which are disadvantageous to the magnetic properties preferentially recrystallize from the vicinity of the grain boundary increase. Preferably, it is 65% or less.
  • the rolling temperature of the steel sheet in the second cold rolling is preferably 50°C or higher and 150°C or lower.
  • the temperature is preferably 50°C or higher and 150°C or lower.
  • diffusion of C in the steel sheet is facilitated, and dislocations are fixed by C during cold rolling, thereby promoting the development of deformation bands in the steel strip. 100 ⁇ orientation grains are formed more.
  • rolling at 150° C. or higher saturates the above effects and causes an excessive rolling load, so the rolling temperature is preferably 150° C. or lower.
  • the final plate thickness after cold rolling that is, the plate thickness after the second cold rolling is preferably 0.20 mm or less. Since high-frequency iron loss increases when the plate thickness increases, the thinner the plate, the better. More preferably, it is 0.10 mm or less. On the other hand, if the thickness is excessively thin, not only will the cold rolling load increase and the productivity will decrease, but also the handling property of the steel sheet will be impaired, deformation such as bending will easily occur, and the magnetic properties will deteriorate.
  • the lower limit is preferably 0.05 mm.
  • the steel plate that has been cold-rolled to the final thickness is finally annealed, and an insulating coating is applied and baked to form it.
  • the soaking temperature in the final annealing is preferably 700° C. or higher in order to recrystallize the rolled structure and obtain an average crystal grain size in the rolling direction of 0.20 mm or less.
  • the upper limit temperature of the final annealing is preferably 1200°C. This is because if the temperature exceeds 1200° C., the equipment cost increases.
  • the atmosphere for the final annealing is preferably a reducing atmosphere such as a hydrogen atmosphere or an Ar atmosphere, or a reduced pressure atmosphere of 10 kPa or less.
  • the final annealing after the second cold rolling is set to less than 700 ° C., leaving a non-recrystallized structure to increase strength.
  • the stator core may be subjected to stress relief annealing, which will be described later, to completely recrystallize and reduce iron loss.
  • stress relief annealing which will be described later
  • the definition of the crystal texture of the present invention is applied to the steel sheet after stress relief annealing.
  • the formation of the coating may be performed separately from the final annealing, but in the present invention, the step of forming the insulating coating is also included in the final annealing step.
  • the steel in the final annealing step, may be siliconized using a known method such as the CVD method or the PVD method to contain Si in the steel.
  • a motor core is usually composed of a rotor core and a stator core. It is desirable that the magnetic steel sheet used for the rotor core have high strength in order to withstand centrifugal force due to high-speed rotation. On the other hand, the magnetic steel sheet used for the stator core desirably has high magnetic flux density and low core loss in order to achieve miniaturization and high output of the motor. Therefore, in the present invention, a rotor core material and a stator core material are obtained by processing the non-oriented electrical steel sheet obtained by the manufacturing method of the present invention described above into an iron core shape, and the rotor core is manufactured by laminating the above rotor core materials. The stator core is produced by stacking the above stator core materials and then performing strain relief annealing. A motor in which the rotor core and the stator core manufactured by the above method are incorporated into the motor core has excellent characteristics of high torque and high efficiency.
  • the stress relief annealing is preferably performed at a temperature of 700°C or higher. If the temperature is less than 700° C., if a non-recrystallized structure remains in the steel sheet after finish annealing, it will be difficult to completely recrystallize it, and the strain during punching will not be removed. Moreover, the atmosphere for this stress relief annealing is preferably a non-oxidizing atmosphere.
  • the above slabs were heated to 1100°C and hot-rolled into hot-rolled sheets having the thicknesses shown in Tables 4-1 to 4-3.
  • the finishing temperature for hot rolling was 1000°C to 900°C, and the coiling temperature was 600°C to 550°C.
  • the hot-rolled sheet was subjected to hot-rolled sheet annealing under the conditions shown in Tables 4-1 to 4-3, then cold-rolled twice with intermediate annealing intervening, and finally annealed.
  • Steel plate Some of the steel sheets were subjected to siliconizing treatment by the CVD method and diffusion annealing as the final annealing. At this time, hot-rolled sheet annealing was performed in a nitrogen atmosphere, and all other annealing was performed in an Ar atmosphere.
  • the magnetic properties, average grain size and texture of the steel sheets after the final annealing were measured under the conditions described below.
  • a test piece of 280 mm in length x 30 mm in width was cut out from each steel plate after the final annealing.
  • the magnetic flux density B 50 and iron loss W 10/400 were measured by the Epstein test, and their average values were obtained.
  • a ring with an outer diameter of 100 mm ⁇ and an inner diameter of 60 mm ⁇ was punched from the final annealed plate, laminated with an acrylic adhesive until the thickness reached 10 mm, and a ring core was produced. After applying stress relief annealing for ⁇ 10 min, the magnetic properties were measured.
  • a test piece is cut from each steel plate after final annealing, chemically polished to reveal the thickness center layer, and the texture of the center layer surface is measured using X-rays.
  • the crystal grain size was measured by the line segment method from the microscopic structure.
  • non-oriented electrical steel sheet with high magnetic flux density and low high-frequency iron loss, and there is a possibility that this non-oriented electrical steel sheet can be applied to electrical equipment etc. that require small and high-speed rotating motors.

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Abstract

一次再結晶の利用及び、新たな結晶集合組織制御並びに結晶粒径制御により、低周波鉄損のみならず高周波鉄損も低い無方向性電磁鋼板を提供することを目的とする。無方向性電磁鋼板は、質量％で、Ｃ：０．００５０％以下、Ｓｉ：１．０％以上７．５％以下、Ｍｎ：２．００％以下、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．００４０％以下を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、板厚が０．２０ｍｍ以下であって、ＯＤＦにおいて、最大の強度がΦ＝０°内にあって、φ１＝４５°、φ２＝４５°、Φ＝０°である方位の強度が４．０以上である。無方向性電磁鋼板の製造方法は、所定の成分組成を有する鋼素材を熱間圧延し、中間焼鈍を挟む２回の冷間圧延を施した後に、最終焼鈍を施す製造方法であって、１回目の冷間圧延の圧下率は９２％以上で行い、２回目の冷間圧延の圧下率は３０％以上８０％以下である。

Description

無方向性電磁鋼板とその製造方法並びにモータコアの製造方法
　本発明は、モータの鉄心材料に用いられる磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板とその製造方法並びにモータコアの製造方法に関するものである。
　主に電気自動車の駆動用モータや、家電機器のモータの鉄心材料として用いられる無方向性電磁鋼板には、エネルギー使用効率向上のために低鉄損が要求され、また、小型化のために高磁束密度が要求されている。これらの磁気特性は、鋼板の板厚や比抵抗によって大きく変わるため、高機能材、例えば高Ｓｉ電磁鋼板では、薄手化やＳｉ、Ａｌ等の比抵抗増大元素の含有量を高める高合金化が進んでいる。しかし、過度な薄手化や合金元素の添加は圧延負荷を増大したり、鋼を脆化したりして、製造性を著しく損ない、製造コストが増大するという問題があった。
　かかる状況の中、無方向性電磁鋼板の磁気特性向上のための技術開発が営々となされているが、それらは鋼結晶の集合組織の変更や磁区の制御技術の構築によるものが少なくない。
　体心立方構造を有する鉄の結晶は、＜１００＞方向に磁化されたときに、上記用途として有用な磁化挙動を示すことが知られている。無方向性電磁鋼板は、鋼板の面内で任意の方向に磁化して使用することが想定されているため、＜１００＞方向が板面に平行で、かつ、板面内であらゆる方向に分散する結晶集合組織を有するのが理想的であると考えられている。
　しかし、従来の無方向性電磁鋼板の製造方法、すなわち、板厚２ｍｍから３ｍｍの熱延鋼板を０．２ｍｍ程度まで冷間圧延し、再結晶焼鈍する方法においては、板面内に磁気特性上好ましくない｛１１１｝面が優先的に形成されるという問題があった。｛１１１｝面は、冷間圧延前の結晶粒の粒界近傍から生成することから、熱延鋼板を焼鈍し、冷延前の結晶粒界の頻度を低減して磁気特性を改善する技術も確立されているが、それでも尚、｛１１１｝面が支配的に形成される。
　一方、従来の製造プロセスとは異なり、減圧雰囲気で高温焼鈍を施すことによって、極めて高い磁束密度を得る技術が提案されている。例えば、特許文献１には、低圧雰囲気では、表面エネルギーの低い｛１００｝面方位や｛１１０｝面方位を有する結晶粒が、表面エネルギーの高い他の方位を有する結晶粒を蚕食して成長する機構を利用した技術が開示されている。この手法は、ＳｉやＡｌ等の高合金化に頼らないため、合金原料コストのトレンドに左右されることなく良好な磁気特性を有する無方向性電磁鋼板を生産できるという利点がある。
　また、特許文献２には、鋼の高純度化と減圧雰囲気での焼鈍を組み合わせることにより、結晶粒径を数ｍｍとし、かつ、｛１００｝集合組織を優先的に形成する技術が開示されている。
　また、鉄損を低減するために、板面内に｛１００｝の面方位をもつ結晶粒は、焼鈍後の再結晶組織として形成されている必要がある。冷間圧延後の未再結晶組織として｛１００｝が形成されても、加工組織が磁気特性を損なうため、有用な組織とはならない。再結晶には、一次再結晶、二次再結晶および三次再結晶があり、それぞれ、歪みエネルギー、粒界エネルギー、表面エネルギーが再結晶発現の駆動力とされている。このうち、二次再結晶によって｛１００｝を形成する技術は、特許文献３に示されている。また、三次再結晶については、実現されているかの検証が十分に為されていないが、特許文献２や、非特許文献１などに示されている。
特開２００１－１３１６４２号公報 特開２０１７－１０６１０１号公報 特開２００８－１０６３６７号公報
George W. Wiener, "Metallurgy of oriented silicon steels"， Journal of Applied Physics, 35.3(1964), p. 856-860.
　発明者らは、板面内に｛１００｝の面方位を優先的に形成する無方向性電磁鋼板の製造方法について、従来技術の追試も含めて検討を重ねた。
　その結果、上記特許文献１に開示の技術では、減圧雰囲気での焼鈍によって、磁束密度Ｂ５０や鉄損Ｗ１５／１００等、商用周波数域での磁気特性は優れているが、鉄損Ｗ１０／４００などの高周波域での鉄損は予期した以上に低減されないことがわかった。この原因を調査するため、得られた鋼板組織を観察した結果、結晶粒径のばらつきが非常に大きく、例えば、圧延方向の粒径で最小数ｍｍから最大４０ｍｍの超粗大結晶粒まで混在し、平均結晶粒径が２０ｍｍ以上にまで粗大化していた。高周波域での鉄損は、磁区構造の影響を強く受けることから、上記鉄損の上昇は、結晶粒の粗大化により、磁区サイズが大きくなったためであると考えられる。
　また、特許文献２に開示の技術は、高周波域での鉄損低減に好ましいとされる結晶粒径が１ｍｍ以下と比較すると、依然として得られる鋼板の結晶粒が大きく、さらなる改善の余地があることがわかった。
　また、特許文献３に開示の二次再結晶発現方法は、長時間のバッチ焼鈍が必要であり、高い生産性が得られない他、再結晶組織も粗大化しやすいため、高周波用途には適さないことがわかった。
　さらに、非特許文献１や特許文献２に開示されている三次再結晶を活用する方法は、表面エネルギーを効果的に利用するために、高純度な鋼素材が必要であるほか、鋼板表面を清浄化するため焼鈍時に減圧雰囲気とすることが必要になる等、高度な生産技術が必要となる。また、三次再結晶を活用する方法は、焼鈍時間も数十分以上に長時間化する必要があり、生産性の上で問題がある。
　そこで、本発明は従来技術が抱える上記の問題点に鑑み、低周波域のみならず高周波域でも低鉄損の無方向性電磁鋼板を提供し、その有利な製造方法を提案するとともに、上記鋼板を用いたモータコアの製造方法を提案することを目的とする。
　発明者らは、上記課題の解決に向けて鋭意検討を重ねた。その結果、冷間圧延に２回冷延法を採用し、１回目の冷間圧延は高圧下率とし、かつ圧延温度を適切に制御し、最終焼鈍後の鋼板の集合組織を適正化することにより、低周波域のみならず高周波域でも低鉄損の無方向性電磁鋼板が得られることを知見し、本発明を開発した。
　上記知見に基づく本発明は以下のように構成される。
［１］質量％で、Ｃ：０．００５０％以下、Ｓｉ：１．０～４．５％、Ｍｎ：２．００％以下、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．００４０％以下を含有し、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、板厚が０．２０ｍｍ以下で、結晶集合組織を表現する、０≦φ１≦９０°、φ２＝４５°、０≦Φ≦９０°のオイラー空間内に示された板厚中心層の方位分布関数ＯＤＦにおいて、最大の強度がΦ＝０°内にあり、φ１＝４５°、φ２＝４５°、Φ＝０°である方位の強度が４．０以上の無方向性電磁鋼板である。
［２］上記の［１］において圧延方向の平均結晶粒径が０．２０ｍｍ以下であることが好ましい。
［３］上記の［１］または［２］において、前記成分組成に加えてさらに、質量％で、
Ａｌ：０．０００１～２．０％、Ｎ：０．００３％以下、Ｃａ：０．０００５～０．０１０％、Ｃｒ：０．００１～０．０５％、Ｃｕ：０．００１～０．５％、Ｓｂ：０．００１～０．０５％、Ｓｎ：０．００１～０．０５％、及びＢ：０．０００１～０．００５％のうちから選ばれる少なくとも１種を含有することができる。
［４］上記の［１］から［３］のいずれかにおいて、Ｓｉを１．０～７．５％の範囲で含有することができる。
［５］上記の［１］から［４］のいずれかにおいて、前記成分組成に加えてさらに、質量％で、Ｚｎ、Ｃｏ、Ｍｏ、ＮｉおよびＷから選ばれる１種または２種以上を合計で０．００１～０．１ｍａｓｓ％の範囲で含有することができる。
[６] 上記の［１］から［５］のいずれかにおいて、前記成分組成に加えてさらに、質量％で、Ｏ、Ｍｇ、ＲＥＭ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔａ、Ｇｅ、Ｐｂ、ＡｓおよびＧａから選ばれる１種または２種以上を合計で０．００１～０．０５ｍａｓｓ％の範囲で含有することができる。
［７］質量％で、Ｃ：０．００５０％以下、Ｓｉ：１．０～４．５％、Ｍｎ：２．００％以下、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．００４０％以下を含有し、さらに、任意選択的に、
Ａｌ：０．０００１～２．０％、Ｎ：０．００３％以下、Ｃａ：０．０００５～０．０１０％、Ｃｒ：０．００１～０．０５％、Ｃｕ：０．００１～０．５％、Ｓｂ：０．００１～０．０５％、Ｓｎ：０．００１～０．０５％、及びＢ：０．０００１～０．００５％のうちから選ばれる少なくとも１種を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼素材を熱間圧延し、中間焼鈍を挟む２回の冷間圧延をした後、最終焼鈍を施す無方向性電磁鋼板の製造方法であって、１回目の冷間圧延の圧下率を９２％以上とし、２回目の冷間圧延の圧下率を３０％以上８０％以下とする無方向性電磁鋼板の製造方法である。
［８］上記の［７］において、前記熱間圧延から前記１回目の冷間圧延の間に、熱延板焼鈍を施すことができる。
［９］上記の［７］又は［８］において、前記冷間圧延時において、前記１回目の冷間圧延の圧延温度を１５０～３００℃、前記２回目の冷間圧延の圧延温度を５０～１５０℃とすることができる。
［１０］上記の［７］から［９］のいずれかにおいて、前記冷間圧延後に浸珪処理を施し、Ｓｉを全板厚平均で最大７．５％まで含有させることができる。
［１１］上記の［７］から［９］のいずれかに記載の方法で製造した無方向性電磁鋼板からロータコアとステータコアからなるモータコアを作製した後、ステータコアに歪取焼鈍を施すモータコアの製造方法である。
　本発明によれば、高度な生産設備を必要とせずに、磁束密度が高く、低周波域のみならず、高周波域でも低鉄損の無方向性電磁鋼板を製造することができるので、小型かつ高効率のモータの製造に好適であり、産業上有用である。
　発明者らは、熱間圧延、冷間圧延及び焼鈍を含む無方向性電磁鋼板の製造工程のうち、冷間圧延に着目し、以下の検討を行った。具体的には、冷間圧延は、従来から数多くの検討がなされ、製造条件が適正化されてきているが、発明者らは、検討されたことのない新たな条件で無方向性電磁鋼板の製造を試み、磁気特性への影響を調査した。
　質量％で、Ｃ：０．００１％、Ｓｉ：３．０％、Ｍｎ：０．４％、Ｐ：０．０２％、Ｓ：０．００１８％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する厚み１００ｍｍの鋼塊を準備した。次いで、本上記鋼塊を１０２０℃に加熱した後、仕上げ温度８００℃で熱間圧延して板厚５ｍｍの熱延板に仕上げた後、９５０℃で３０秒の熱延板焼鈍を施した。続いて、上記熱延板焼鈍後の鋼板を冷間圧延して１．８ｍｍ、０．５ｍｍ、０．２ｍｍ、０．１ｍｍ及び０．０８ｍｍの板厚の冷延板とし、この冷延板から、幅３０ｍｍ×長さ２８０ｍｍの試験片を切り出した。試験片は、長さ方向を圧延方向とするものを２枚、圧延方向から９０°の方向とするものを２枚、計４枚を採取した。その後、上記試験片にＡｒ雰囲気中で、８００℃で１５秒の焼鈍を施した後、エプスタイン試験にて圧延方向と圧延直角方向の磁束密度Ｂ５０の平均値を求めた。
　さらに、磁気測定後の試験片を使って、板厚中心層の集合組織についてＸ線回折法を用いて測定した。具体的には、｛２００｝、｛１１０｝及び｛２１１｝の不完全極点図を実験的に求め、ＡＤＣ法によって不完全極点図から方位分布関数（ＯＤＦ）を計算し、ＢＣＣ鉄の代表的な集合組織が良く出現する０≦φ１≦９０°、φ２＝４５°、０≦Φ≦９０°の領域について、ＯＤＦを詳細に調査した。なお、上記領域で、Φ＝０°の領域は、磁気特性に有利な、圧延面に平行に｛１００｝面が現出した結晶方位の存在頻度に対応し、さらにφ１＝４５°は、Ｃｕｂｅ方位と呼ばれる｛１００｝＜００１＞に対応する。また、Φ＝５５°の領域は、磁気特性に不利な、圧延面に平行に｛１１１｝面が現出した結晶方位に対応する。
　上記測定の結果を表１に示す。中間厚（上記１回目の冷間圧延後の板厚）０．１０ｍｍまでは、冷延圧下率が増加するにつれて、磁束密度は低下した。これは、磁気特性に悪影響をおよぼす｛１１１｝が増えたためと考えられる。しかし、冷延圧下率をさらに高めて仕上厚を０．０８ｍｍまで薄くすると、条件５は条件４に比べてΦ＝５５°内の最大ＯＤＦが低下していることから、｛１１１｝の強度が減少し、磁気特性が向上することが確認された。ここで、「Φ＝５５°内の最大ＯＤＦ」とは、φ２＝４５°断面におけるΦ＝５５°の最大強度を意味する。
　続いて、表１に示した各冷延焼鈍板をスタート材として、さらに２回目の冷間圧延と焼鈍を行った場合、どのような磁気特性が得られるかについての検討を行った。なお、２回目の冷延後の焼鈍条件は、Ａｒ雰囲気中で、８２０℃×３０秒とした。表２に、２回目の圧延条件と磁気特性の評価結果を示す。表１の条件３～６（１回目の冷延圧下率が９２％以上）の冷延焼鈍板を母材（スタート材）とし、表２の条件９～１１、１４（２回目の冷延圧下率５０、６３％）において、２回目の冷間圧延と焼鈍を施した鋼板は、ＯＤＦが最大値となるΦが０°となり、磁束密度の向上に好ましいＣｕｂｅ方位が４．０以上の高い頻度で生成していることが明らかとなった。
　従来、仕上厚を十分に薄くすることができる９０％超の強圧下圧延の適用は、１回の冷間圧延で製品厚に仕上げる１回冷延法に限られる傾向にあった。また、２回の冷間圧延で製品厚に仕上げる２回冷延法は、磁気特性上好ましくない方位の形成を抑制するため、１回目の冷延圧下率を低く設定することが当然のこととされていた。
　しかし、上記実験結果では、１回目の冷間圧延で強圧下し、２回目の冷間圧延で軽圧下の圧延をして製品厚に仕上げる新たなプロセスを採用することで、従来に無い磁気特性、特に高周波域での鉄損低減に有利な集合組織が得られることを知見した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　次に、本発明の無方向性電磁鋼板の製造に用いられる鋼素材の化学成分について、以降で説明する鋼成分の「％」は質量％を意味する。
Ｃ：０．００５０％以下
　製品板中に含まれるＣの含有量が高いと、磁気時効を起こし、磁気特性が劣化することから、鋼素材中に含まれるＣは０．００５０％以下に制限する。好ましくは、０．００３０％以下である。
Ｓｉ：１．０～４．５％
　Ｓｉは、比抵抗増大元素であり、渦電流損を低減するのに有効であるため、１．０％以上添加する。一方、過度に添加すると鋼を脆化し、製造性（圧延性）を損なうため、４．５％以下とする。好ましくは、２．０％以上４．０％以下である。
　ただし、最終冷延後にＣＶＤ法やＰＶＤ法などの公知の方法を利用し、浸珪処理によりＳｉを鋼中に含有させる場合には、鋼素材中に含まれるＳｉ含有量は上記範囲より低くてもよく、浸珪処理後に１．０～７．５％の範囲であればよい。上限を７．５％とするのは、Ｓｉ含有により鋼が脆化しても、板割れが生じやすい圧延工程が後工程に無いためである。しかし、過度にＳｉが鋼中に含有されると、磁束密度が低下することから、好ましい上限は、７．０％である。
Ｍｎ：２．００％以下
　Ｍｎは、比抵抗増大元素であるが、過度に添加すると原料コストが増大するため２．００％以下に制限する。なお、ＭｎＳ析出による鉄損への悪影響を低減する観点からは、Ｍｎを０．５％以下とするのが好ましい。
Ｐ：０．１０％以下
　Ｐは、鋼板を高強度化し、打ち抜き性を改善する効果がある一方、鋼板を脆化するため、上限を０．１０％とする。好ましくは、０．０５％以下である。
Ｓ：０．００４０％以下
　Ｓは、ＭｎＳを形成して磁気特性に悪影響を及ぼすことから０．００４０％以下とする。好ましくは、０．００３０％以下である。
　本発明の無方向性電磁鋼板の製造に用いる鋼素材は、上記成分に加えてさらに、以下の成分を含有してもよい。
Ａｌ：０．０００１～２．０％
　Ａｌは、比抵抗増大元素であり、低鉄損化に有効な元素である。一方、過度に含有させると磁束密度が低下するため、上限は２．０％とするのが好ましい。より好ましくは、１．５％以下である。
Ｎ：０．００３％以下
　Ｎは、Ａｌ、Ｓｉと窒化物を形成し、磁気特性を劣化させるため、０．００３％以下とするのが好ましい。より好ましくは、０．００２％以下である。さらに好ましくは、０．０００９％以下である。
Ｃａ：０．０００５～０．０１０％
　Ｃａは、適切な熱処理を施すことによってＳを固定し、磁気特性に不利な微細Ｓ析出物の形成を抑制することから、０．０００５％から０．０１０％の範囲で添加してもよい。
Ｃｒ：０．００１～０．０５％
　Ｃｒは、比抵抗を増大し、鉄損低減に有利であることから、０．００１％から０．０５％の範囲で添加してもよい。ただし、過度の添加は磁束密度が低下する。
Ｃｕ：０．００１～０．５％
　Ｃｕは、適切な熱処理を施すことによってＳを固定し、磁気特性に不利な微細Ｓ析出物の形成を抑制することから、０．００１％から０．５％の範囲で添加してもよい。
Ｓｂ：０．００１～０．０５％
　Ｓｂは、Ｓｎと同様に焼鈍時に鋼板表面に偏析して、窒素が鋼板内部へ侵入するのを抑制し、磁気特性の劣化の原因となる窒化物の形成を抑制することから０．００１％以上含有させてもよい。ただし、過度に添加すると、原料コストが増大するため、０．０５％以下とするのが好ましい。より好ましくは、０．０１％以下である。
Ｓｎ：０．００１～０．０５％
　Ｓｎは、焼鈍中に鋼板の表面に偏析して、窒素が鋼板内部へ侵入するのを抑制し、磁気特性の劣化の原因となる窒化物の形成を抑制することから０．００１％以上含有させてもよい。ただし、過度に添加すると、原料コストが増大するため、０．０５％以下とするのが好ましい。より好ましくは、０．０１％以下である。
Ｂ：０．０００１～０．００５％
　Ｂは、適切な熱処理を施すことによって窒化物を形成し、磁気特性に不利な微細窒化物の形成を抑制することから、０．０００１％以上０．００５％以下で添加してもよい。
Ｚｎ、Ｃｏ、Ｍｏ、ＮｉおよびＷから選ばれる１種または２種以上の合計：０．００１～０．１％
Ｚｎ：０．００１～０．１％
　Ｚｎは、仕上焼鈍時の窒化を抑制する効果があるため、Ｚｎを添加する場合０．００１％以上とする。一方、０．１％を超えて添加すると、硫化物を形成して鉄損を増加させるため、０．１％以下に制限する。好ましくは０．００２％以上０．０５％以下である。
Ｃｏ：０．００１～０．１％
　Ｃｏは、鋼の結晶方位を改善する効果があるため、Ｃｏを添加する場合、０．００１％以上とする。一方、０．１％を超えて添加すると、効果が飽和し、かつ添加コストも増大するため、０．１％以下に制限する。好ましくは０．００２％以上０．０５％以下である。
Ｍｏ、Ｗ：０．００１～０．１％
　Ｍｏ、Ｗは、いずれも本実施形態の無方向性電磁鋼板の表面欠陥（ヘゲ）を抑制するのに有効な元素である。本実施形態の無方向性電磁鋼板は、高合金鋼で表面が酸化され易いため、表面割れに起因するヘゲの発生率が高いが、高温強度を高める元素であるＭｏ、Ｗを微量添加することで、上記割れを抑制することができる。上記効果は、Ｍｏ、Ｗの合計含有量が０．００１％を下回ると十分ではなく、一方、０．１％を超えて添加しても、上記効果が飽和し、合金コストが上昇するだけである。よって、Ｍｏ、Ｗを添加する場合はＭｏとＷの合計含有量は０．００１％以上０．１％以下とする。好ましくはＭｏとＷの合計含有量は０．００５０％以上０．０５０％以下の範囲である。なお、Ｍｏ又はＷを単独で含有する場合は、上記と同様な理由で、Ｍｏ又はＷの含有量は０．００１％以上０．１％以下である。
Ｎｉ：０．００１～０．１％
　Ｎｉは、比抵抗を増大し、鉄損低減に有利であることから、Ｎｉを添加する場合、Ｎｉ含有量は０．００１％以上０．１％以下とする。ただし、過度の添加は磁束密度が低下する。
Ｏ、Ｍｇ、ＲＥＭ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔａ、Ｇｅ、Ｐｂ、ＡｓおよびＧａから選ばれる１種または２種以上の合計：０．００１～０．０５％
Ｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔａ、Ｐｂ、Ａｓ：０．００１～０．０５％
　Ｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔａ、Ｐｂ、およびＡｓは、磁気特性劣化の原因となる炭窒化物、硫化物、酸化物を形成するため、添加する場合、それぞれの含有量は０．００１％以上０．０５％以下とする。
Ｍｇ、ＲＥＭ：０．００１～０．０５％
　ＭｇおよびＲＥＭは、安定な硫化物を形成し、粒成長性を改善する効果がある。上記効果を得るためには、ＭｇおよびＲＥＭは合計で０．００１％以上とする。しかし、０．０５％を超えて添加しても、上記効果は飽和する。よって、ＭｇおよびＲＥＭを添加する場合は、合計で０．００１％以上０．０５％以下とする。なお、Ｍｇ又はＲＥＭを単独で含有する場合は、上記と同様な理由で、Ｍｇ又はＲＥＭの含有量は０．００１％以上０．０５％以下である。
Ｇｅ、Ｇａ：０．００１～０．０５％
　ＧｅおよびＧａは、集合組織を改善する効果がある。上記効果は、Ｇｅ、Ｇａの合計含有量が０．００１％を下回ると十分ではなく、一方、０．０５％を超えても、上記効果が飽和し、合金コストが上昇するだけである。よって、ＧｅおよびＧａを添加する場合、合計含有量は０．００１％以上０．０５％以下とする。好ましくは、合計含有量は０．００５％以上０．０５％以下である。なお、Ｇｅ又はＧａを単独で含有する場合は、上記と同様な理由で、Ｇｅ又はＧａの含有量は０．００１％以上０．０５％以下である。
　ただし、Ｚｒは、磁気特性劣化の原因となる炭窒化物、硫化物を形成するため、それぞれ０．００１％未満の添加であることが好ましい。
　次に、本発明の無方向性の電磁鋼板について説明する。
＜結晶方位＞
　本発明の無方向性電磁鋼板は、その結晶方位が｛１００｝の面方位を優先的に有することを特徴とする。ここで、上記｛１００｝の面方位を優先的に有するとは、０≦φ１≦９０°、φ２＝４５°、０≦Φ≦９０°のオイラー空間内に示された方位分布関数（ＯＤＦ：Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ　Ｄｉｓｔｒｉｂｕｔｉｏｎ　Ｆｕｎｃｔｉｏｎ）において、最大の強度がΦ＝０°内にあることと定義する。このＯＤＦは、板厚中心層を現出した後、ＥＢＳＤ法やＸ線回折法によって解析することで得られる。ＥＢＳＤ法の場合には、少なくとも５０００個以上の十分な数の結晶粒を解析に含んだ上でＯＤＦを計算する。Ｘ線回折法の場合には、初めに｛１１０｝、｛２００｝、｛２１１｝の３面の不完全極点図を測定し、これらをもとに、ＡＤＣ法や球面調和関数を使った方法によってＯＤＦを計算する。ＯＤＦは、φ１、φ２、Φの３つの角度（Ｂｕｎｇｅ法）で表されるオイラー空間上に求める。すなわち、ＯＤＦからオイラー角（φ１、Φ、φ２）の方位を持つ結晶の存在量を知ることができる。
　上記のＢｕｎｇｅ法では、本来、φ１：０～３６０°、φ２：０～３６０°、Φ：０～１８０°の空間でＯＤＦを定義するが、本発明の無方向性電磁鋼板の結晶粒は、対称性の高い立方晶であることから、φ１、φ２、Φとも０～９０°で方位空間を表現することができる。
　また、本発明の無方向性電磁鋼板の結晶方位は、｛１００｝の面方位のうち、Ｃｕｂｅ方位と称される｛１００｝＜００１＞が特に高頻度で生成することが特徴である。すなわちＣｕｂｅ方位に対応するφ１＝４５°、Φ＝０°、φ２＝４５°におけるＯＤＦ強度が高いことが特徴であり、具体的には４．０以上であることが必要である。好ましいＣｕｂｅ方位のＯＤＦ強度は、５．０以上である。
　また、上記オイラー角（φ１、Φ、φ２）の方位を持つ結晶の存在量を示す集合組織は、オイラー角（φ１、Φ、φ２）を直角座標にとった三次元空間における密度として表示されるが、通常、φ２が一定である断面（φ１－Φ断面）を用いて二次元的に表示されることが多い。そこで、本発明のφ２＝４５°におけるφ１－Φの集合組織図（結晶方位密度分布）を考える。ここで、ＯＤＦ強度とは、オイラー角（φ１、Φ、φ２）の方位を持つ結晶の存在量、すなわち結晶方位密度をいう。
　最大の強度がΦ＝０°内とは、φ２＝４５°におけるφ１－Φの集合組織図において、Φ＝０°で最大のＯＤＦ強度を有する場合をいう。また、φ１＝４５°、φ２＝４５°、Φ＝０°におけるＯＤＦ強度が４以上とは、φ２＝４５°におけるφ１－Φの集合組織図において、φ１＝４５°、Φ＝０°における方位の強度が４．０以上であることをいう。
＜圧延方向の平均結晶粒径＞
　本発明の結晶粒径は、板厚中心層を現出し、研磨・エッチングした試料表面からＥＢＳＤ法や光学顕微鏡観察により、例えば線分法（ＪＩＳ　Ｇ０５５１）で算出する。結晶粒径は、磁区構造に影響を及ぼし、粗大であると高周波鉄損が増大するため、小さい方が好ましい。１次再結晶粒の平均結晶粒径は一般的に０．５ｍｍ以下であるが、本発明では０．２０ｍｍ以下であることが好ましい。
　次に、本発明の無方向性電磁鋼板の製造方法について説明する。
　製鋼工程において上記に説明した本発明に適合する成分組成に調整したスラブは、熱間圧延に先立って１２００℃以下の温度に加熱するのが好ましい。１２００℃より高いと、熱延後の工程でＭｎＳやＡｌＮの微細分散が生じて、粒成長を抑制する原因となる。より好ましくは、１１５０℃以下である。
　上記温度に加熱したスラブは、その後、熱間圧延を行う。この際、仕上圧延温度は、７００～９００℃、巻き取り温度は、６００℃以下とするのが好ましい。仕上温度が７００℃を下回ると、熱延時の圧延負荷が大きくなり、一方、９００℃を超えると熱延時の鋼板形状を制御することが難しくなり好ましくない。また、巻取温度が６００℃を超えて過度に高くなると、微細なＡｌＮが分散して析出し、熱延板焼鈍時や仕上焼鈍時における粒成長を阻害するおそれがあり好ましくない。
　また、本発明は、２回の冷間圧延を必須とし、かつ、１回目の冷間圧延の圧下率を高くする必要があることから、熱間圧延の仕上げ板厚を厚くする点がポイントである。好ましい仕上げ板厚は、３．８ｍｍ以上である。薄い場合には、続く冷延工程で所望の強圧下ができなくなるからである。なお、上限に制約は無いが、過度に大きくなると溶接性等、製造性に支障をきたすことから、６ｍｍとするのが好ましい。
　上記熱間圧延後の鋼板は、その後、冷間圧延を行うが、その前に熱延板焼鈍を実施してもよい。熱延板焼鈍を実施することで、実施しない場合より、磁気特性上は良好な値を示すが、製造コストが増大するというデメリットもある。
　また、後述するように１回目の冷間圧延は高圧下率とする必要があるが、圧下率が９５％以上に高くなる場合には、圧延負荷を軽減するため、熱延板焼鈍を行って軟質化しておくことが好ましい。熱延板焼鈍の雰囲気は、窒素雰囲気でもよいが、水素雰囲気あるいはＡｒ雰囲気で行うことが好ましい。窒素雰囲気で焼鈍を行うと、地鉄中に窒素が侵入し、磁気特性劣化の原因となる窒化珪素が析出するためである。熱延板焼鈍の均熱温度は、７５０℃以上であることが好ましく、上限は１２００℃とするのが好ましい。
　続いて、熱間圧延後あるいは熱延板焼鈍後の熱延板は、塩酸酸洗などの方法でスケール除去した後、２回冷延法にて冷延板とする。上記２回冷延法とは、２回の冷間圧延の間に中間焼鈍工程を挟む冷間圧延方法のことをいう。
　ここで、本発明においては、上記１回目の冷間圧延の圧下率は９２％以上とする必要がある。９２％未満では、後述する最終焼鈍後で｛１００｝の方位粒が十分に形成されない。なお、圧下率の上限については、特に制約は無いが、過度な圧延負荷となるのを避けるため、９８％とするのが好ましい。
　また、１回目の冷間圧延における鋼板の圧延温度は、１５０℃以上３００℃以下とすることが好ましい。１５０℃以上とすることで、強圧下の冷間圧延時に鋼板に変形帯が形成される。続く中間焼鈍後、この変形帯から｛１００｝の方位粒がより多く形成される。一方、３００℃以上の圧延は過度な圧延負荷となるため、３００℃以下とすることが好ましい。
　１回目の冷間圧延に続く中間焼鈍は、６００℃以上の温度で均熱し、圧延組織を再結晶させることが好ましい。より好ましくは９００℃以上である。上限は１２００℃とするのが好ましい。中間焼鈍の雰囲気は、熱延板焼鈍と同様に、水素雰囲気あるいはＡｒ雰囲気とすることが好ましい。
　上記中間焼鈍に続く２回目の冷間圧延の圧下率は、３０％以上８０％以下とする必要がある。３０％未満であると、再結晶の駆動力である歪みが十分に蓄積されず、焼鈍中に歪み誘起粒成長によって結晶粒が過度に粗大化し、高周波鉄損を増大してしまう。好ましくは４０％以上である。一方、８０％を超えると、粒界近傍から優先的に再結晶する磁気特性に不利な｛１１１｝方位粒が増大する。好ましくは６５％以下である。
　また、２回目の冷間圧延における鋼板の圧延温度は、５０℃以上１５０℃以下とすることが好ましい。５０℃以上とすることで、鋼板におけるＣの拡散を容易にし、冷間圧延中に転位をＣにより固着することで、鋼帯における変形帯の発達を促し、仕上焼鈍後、この変形帯から｛１００｝の方位粒がより多く形成される。一方、１５０℃以上の圧延は上記効果が飽和するとともに、かつ過度な圧延負荷となるため、１５０℃以下とすることが好ましい。
　冷間圧延の最終板厚、すなわち２回目の冷間圧延後の板厚は０．２０ｍｍ以下とするのが好ましい。板厚が厚くなると高周波鉄損が増大するため、薄い方が良い。より好ましくは０．１０ｍｍ以下である。一方、過度に薄くなると、冷延負荷が増大したり、生産性が低下したりするだけでなく、鋼板のハンドリング性が損なわれ、折れ曲がり等の変形を生じ易くなり、磁気特性が劣化するので、下限は０．０５ｍｍとするのが好ましい。
　最終板厚まで冷間圧延した鋼板は、最終焼鈍し、絶縁被膜を塗布・焼き付けて形成する。最終焼鈍の均熱温度は、圧延組織を再結晶させて、０．２０ｍｍ以下の圧延方向の平均結晶粒径を得るためには、７００℃以上とするのが好ましい。なお、最終焼鈍の上限温度は、１２００℃とするのが好ましい。１２００℃を超えると、設備上コストアップするからである。また、最終焼鈍の雰囲気は、水素雰囲気やＡｒ雰囲気等の還元性雰囲気、あるいは、１０ｋＰａ以下の減圧雰囲気とするのが好ましい。
　ただし、鉄心を組立てた後に７００℃以上で歪取り焼鈍を施して再結晶させるのであれば、２回目の冷間圧延後の最終焼鈍は７００℃未満として、未再結晶組織を残して高強度化を図り、ロータコアとステータコアを製造した後、ステータコアに、後述する歪取焼鈍を施して完全に再結晶させて低鉄損化を図ってもよい。このように最終焼鈍で未際結晶組織を残し、後述する歪取焼鈍で完全に再結晶させる場合、本発明の結晶集合組織の規定は、歪取焼鈍後の鋼板に対して適用する。
　また、被膜の形成は、最終焼鈍と別途に行ってもよいが、本発明では、絶縁被膜を形成する工程も、最終焼鈍工程に含まれるものとする。
　また、本発明では、上記の最終焼鈍工程において、ＣＶＤ法やＰＶＤ法等公知の方法を利用して浸珪処理してＳｉを鋼中に含有させてもよい。
　モータコアは、通常、ロータコアとステータコアとで構成される。上記ロータコアに用いられる電磁鋼板は、高速回転による遠心力に耐えるため高強度であることが望ましい。一方、上記ステータコアに用いられる電磁鋼板は、モータの小型化・高出力化を達成するため、高磁束密度・低鉄損であることが望ましい。そこで、本発明においては、上記に説明した本発明の製造方法により得られた無方向性電磁鋼板を鉄心形状に加工したロータコア材とステータコア材を採取し、ロータコアは上記ロータコア材を積層して作製し、ステータコアは上記ステータコア材を積層した後、歪取り焼鈍を施すことにより作製する。上記方法により製造されたロータコアとステータコアをモータコアに組み込んだモータは、高トルクかつ高効率の優れた特性を有するものとなる。
　ここで、上記歪取焼鈍は、７００℃以上の温度で行うことが好ましい。７００℃未満では、仕上焼鈍後の鋼板に未再結晶組織が残存していた場合、完全に再結晶させることが難しくなることの他に、打ち抜き加工時の歪が除去されないからである。また、この歪取焼鈍の雰囲気は、非酸化性の雰囲気とするのが好ましい。
　表３―１と表３－２に示す化学成分組成を有する鋼を、低圧雰囲気で溶解し、鋳造して鋼塊とした後、切削加工してスラブを作製した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　上記スラブを１１００℃に加熱し、熱間圧延して表４―１～４－３に示す板厚の熱延板とした。熱間圧延の仕上げ温度は１０００℃～９００℃とし、巻き取り温度は６００～５５０℃とした。次いで、上記熱延板に表４―１～４－３に示した条件で、熱延板焼鈍を施した後、中間焼鈍を挟む２回の冷間圧延し、最終焼鈍して無方向性電磁鋼板とした。なお、一部の鋼板では、最終焼鈍として、ＣＶＤ法で浸珪処理を施し、拡散焼鈍を行った。この際、熱延板焼鈍は窒素雰囲気にて行い、その他の焼鈍は全てＡｒ雰囲気で行った。
　次いで、上記最終焼鈍後の鋼板について、以下に説明する条件で、磁気特性、平均結晶粒径及び集合組織を測定した。
　磁気特性は、最終焼鈍後の各鋼板から長さ２８０ｍｍ×幅３０ｍｍの試験片を、長さ方向が、圧延方向のものと、圧延直交方向のものをそれぞれ各２枚切り出して４枚１セットを採取し、エプスタイン試験で磁束密度Ｂ５０と鉄損Ｗ１０／４００を測定し、それらの平均値を求めた。なお、一部の鋼板については、最終焼鈍板から、外径１００ｍｍφ、内径６０ｍｍφのリングを打抜き、厚さが１０ｍｍになるまでアクリル系接着剤で接着して積層し、リングコアを作製し、８００℃×１０ｍｉｎの歪取焼鈍を施した後、磁気特性を測定した。
　集合組織及び平均結晶粒径は、最終焼鈍後の各鋼板から試験片を切り出し、化学研磨して板厚中心層を現出し、上記中心層面について、集合組織はＸ線を用いて、また、平均結晶粒径は顕微鏡の組織から線分法にて測定した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
　上記測定結果を、表５―１～５－３に示した。なお、磁気特性は、鋼成分（特に、Ｓｉ，Ｍｎ）や板厚によって大きく変化するため、これらを考慮した下記式で定義される基準値と比較することで磁気特性を評価した。
　Ｂ５０基準値＝１．７８－（Ｓｉ×０．０４＋Ｍｎ×０．１５）
　Ｗ１０/４００基準値＝１７．６×ｔ＋７．３
　ここで、上記式中のＳｉ，Ｍｎはそれぞれの成分の含有量（ｍａｓｓ％）、ｔは鋼板板厚（ｍｍ）である。
　上記表５―１～５－３から、以下のことが言える。
　２回冷延法を採用し、１回目の冷延圧下率を９２％以上とした発明例（Ｎｏ．４～５１）は、１回目の冷延圧下率が７２．２～９０．６％の比較例（Ｎｏ．１～３）と比べ、良好な高周波鉄損が得られた。これは、ＯＤＦ解析値より、発明例（Ｎｏ．４～５１）ではＣｕｂｅ方位が発達し、比較例（Ｎｏ．１～３）では、Ｃｕｂｅ方位よりも磁気特性上不利な｛１１１｝方位が発達したためと考えられる。
　また、平均結晶粒径が０．２０ｍｍ以下の発明例（Ｎｏ．４、５、８、９、１０、１３～５１）の高周波鉄損Ｗ１０／４００は６．８～８．５Ｗ／ｋｇであるのに対して、平均結晶粒径が０．２３ｍｍの発明例（Ｎｏ．７）の高周波鉄損Ｗ１０／４００は９．１Ｗ／ｋｇであることから、平均結晶粒径を０．２０ｍｍ以下とすることにより高周波鉄損がさらに改善されることがわかる。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000009
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000010
　本発明によれば、磁束密度が高く高周波鉄損も低い無方向性電磁鋼板が製造可能であり、小型かつ高速回転モータが要求される電気機器等へ本無方向性電磁鋼板を適用できる可能性がある。

Claims (11)

  1. 質量％で、
    Ｃ：０．００５０％以下、
    Ｓｉ：１．０～４．５％、
    Ｍｎ：２．００％以下、
    Ｐ：０．１０％以下、
    Ｓ：０．００４０％以下を含有し、
    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、
    板厚が０．２０ｍｍ以下で、
    結晶集合組織を表現する、０≦φ１≦９０°、φ２＝４５°、０≦Φ≦９０°のオイラー空間内に示された板厚中心層の方位分布関数ＯＤＦにおいて、最大の強度がΦ＝０°内にあり、φ１＝４５°、φ２＝４５°、Φ＝０°である方位の強度が４．０以上である無方向性電磁鋼板。
  2. 圧延方向の平均結晶粒径が０．２０ｍｍ以下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. 前記成分組成に加えてさらに、質量％で、
    Ａｌ：０．０００１～２．０％、Ｎ：０．００３％以下、Ｃａ：０．０００５～０．０１０％、Ｃｒ：０．００１～０．０５％、Ｃｕ：０．００１～０．５％、Ｓｂ：０．００１～０．０５％、Ｓｎ：０．００１～０．０５％、及びＢ：０．０００１～０．００５％のうちから選ばれる少なくとも１種を含有することを特徴とする請求項１又は２に記載の無方向性電磁鋼板。
  4. Ｓｉを１．０～７．５％の範囲で含有することを特徴とする請求項１から３のいずれか１項に記載の無方向性電磁鋼板。
  5. 前記成分組成に加えてさらに、質量％で、Ｚｎ、Ｃｏ、Ｍｏ、ＮｉおよびＷから選ばれる１種または２種以上を合計で０．００１～０．１ｍａｓｓ％の範囲で含有することを特徴とする請求項１から４のいずれか１項に記載の無方向性電磁鋼板。
  6. 前記成分組成に加えてさらに、質量％で、Ｏ、Ｍｇ、ＲＥＭ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔａ、Ｇｅ、Ｐｂ、ＡｓおよびＧａから選ばれる１種または２種以上を合計で０．００１～０．０５ｍａｓｓ％の範囲で含有することを特徴とする請求項１から５のいずれか１項に記載の無方向性電磁鋼板。
  7. 質量％で、
    Ｃ：０．００５０％以下、
    Ｓｉ：１．０～４．５％、
    Ｍｎ：２．００％以下、
    Ｐ：０．１０％以下、
    Ｓ：０．００４０％以下を含有し、
    さらに、任意選択的に、
    Ａｌ：０．０００１～２．０％、Ｎ：０．００３％以下、Ｃａ：０．０００５～０．０１０％、Ｃｒ：０．００１～０．０５％、Ｃｕ：０．００１～０．５％、Ｓｂ：０．００１～０．０５％、Ｓｎ：０．００１～０．０５％、及びＢ：０．０００１～０．００５％のうちから選ばれる少なくとも１種を含有し、
    残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する
    鋼素材を熱間圧延し、中間焼鈍を挟む２回の冷間圧延をした後、最終焼鈍を施す無方向性電磁鋼板の製造方法であって、
    １回目の冷間圧延の圧下率を９２％以上とし、２回目の冷間圧延の圧下率を３０％以上８０％以下とする無方向性電磁鋼板の製造方法。
  8. 前記熱間圧延から前記１回目の冷間圧延の間に、熱延板焼鈍を施すことを特徴とする請求項７に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
  9. 前記冷間圧延時において、前記１回目の冷間圧延の圧延温度を１５０～３００℃、前記２回目の冷間圧延の圧延温度を５０～１５０℃とすることを特徴とする請求項７または８に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
  10. 前記冷間圧延後に浸珪処理を施し、Ｓｉを全板厚平均で最大７．５％まで含有させることを特徴とする請求項７から９のいずれか１項に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
  11. 請求項７から９のいずれか１項に記載の方法で製造した無方向性電磁鋼板からロータコアとステータコアからなるモータコアを作製した後、ステータコアに歪取焼鈍を施すことを特徴とするモータコアの製造方法。
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Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN116790999A (zh) * 2023-07-05 2023-09-22 张家港扬子江冷轧板有限公司 一种磁各向异性低的高牌号无取向硅钢及其制备方法
WO2026034003A1 (ja) * 2024-08-09 2026-02-12 Ｊｆｅスチール株式会社 無方向性電磁鋼板
WO2026034002A1 (ja) * 2024-08-09 2026-02-12 Ｊｆｅスチール株式会社 無方向性電磁鋼板

Families Citing this family (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2025230003A1 (ja) 2024-05-02 2025-11-06 日本製鉄株式会社 無方向性電磁鋼板、モータコアおよびモータ
KR20260037677A (ko) * 2024-09-09 2026-03-18 현대제철 주식회사 무방향성 전기강판 및 무방향성 전기강판 제조 방법

Citations (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2001131642A (ja) 1999-11-02 2001-05-15 Nkk Corp 磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板の製造方法及び磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板
JP2008106367A (ja) 2007-11-19 2008-05-08 Jfe Steel Kk 二方向性電磁鋼板
JP2012036454A (ja) * 2010-08-09 2012-02-23 Sumitomo Metal Ind Ltd 無方向性電磁鋼板およびその製造方法
CN104480386A (zh) * 2014-11-27 2015-04-01 武汉钢铁(集团)公司 高速电机用0.2mm厚无取向硅钢及生产方法
JP2017106101A (ja) 2015-12-04 2017-06-15 Ｊｆｅスチール株式会社 無方向性電磁鋼板およびその製造方法
CN107245644A (zh) * 2017-05-10 2017-10-13 东北大学 基于薄带连铸高磁感、低铁损薄规格无取向硅钢制备方法
WO2020204107A1 (ja) * 2019-04-03 2020-10-08 日本製鉄株式会社 電磁鋼板およびその製造方法
JP6767687B1 (ja) * 2019-01-24 2020-10-14 Ｊｆｅスチール株式会社 無方向性電磁鋼板とその製造方法
JP2020180347A (ja) * 2019-04-25 2020-11-05 Ｊｆｅスチール株式会社 電磁鋼板およびその製造方法

Family Cites Families (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH03120316A (ja) * 1989-10-02 1991-05-22 Sumitomo Metal Ind Ltd 無方向性電磁鋼板の製造方法
JP4258050B2 (ja) * 1998-12-09 2009-04-30 Ｊｆｅスチール株式会社 高珪素鋼板の製造方法
JP6432173B2 (ja) * 2014-06-17 2018-12-05 新日鐵住金株式会社 全周の磁気特性が良好な無方向性電磁鋼板
JP2017040002A (ja) * 2015-08-21 2017-02-23 日本金属株式会社 高周波用無方向性電磁鋼板およびその製造方法
JP6658338B2 (ja) * 2016-06-28 2020-03-04 日本製鉄株式会社 占積率に優れる電磁鋼板およびその製造方法
JP6866935B2 (ja) * 2018-10-31 2021-04-28 Ｊｆｅスチール株式会社 無方向性電磁鋼板の製造方法
KR102751545B1 (ko) * 2019-11-15 2025-01-10 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 무방향성 전자 강판의 제조 방법
WO2021117325A1 (ja) * 2019-12-09 2021-06-17 Ｊｆｅスチール株式会社 無方向性電磁鋼板とモータコアならびにそれらの製造方法
US12348079B2 (en) * 2019-12-16 2025-07-01 Jfe Steel Corporation Motor core and method of manufacturing the same
US20230106818A1 (en) * 2020-04-10 2023-04-06 Nippon Steel Corporation Non-oriented electrical steel sheet, core, cold-rolled steel sheet, method for manufacturing non-oriented electrical steel sheet, and method for manufacturing cold-rolled steel sheet

Patent Citations (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2001131642A (ja) 1999-11-02 2001-05-15 Nkk Corp 磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板の製造方法及び磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板
JP2008106367A (ja) 2007-11-19 2008-05-08 Jfe Steel Kk 二方向性電磁鋼板
JP2012036454A (ja) * 2010-08-09 2012-02-23 Sumitomo Metal Ind Ltd 無方向性電磁鋼板およびその製造方法
CN104480386A (zh) * 2014-11-27 2015-04-01 武汉钢铁(集团)公司 高速电机用0.2mm厚无取向硅钢及生产方法
JP2017106101A (ja) 2015-12-04 2017-06-15 Ｊｆｅスチール株式会社 無方向性電磁鋼板およびその製造方法
CN107245644A (zh) * 2017-05-10 2017-10-13 东北大学 基于薄带连铸高磁感、低铁损薄规格无取向硅钢制备方法
JP6767687B1 (ja) * 2019-01-24 2020-10-14 Ｊｆｅスチール株式会社 無方向性電磁鋼板とその製造方法
WO2020204107A1 (ja) * 2019-04-03 2020-10-08 日本製鉄株式会社 電磁鋼板およびその製造方法
JP2020180347A (ja) * 2019-04-25 2020-11-05 Ｊｆｅスチール株式会社 電磁鋼板およびその製造方法

Non-Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
GEORGE W. WIENER: "Metallurgy of oriented silicon steels", JOURNAL OF APPLIED PHYSICS, vol. 35, no. 3, 1964, pages 856 - 860
See also references of EP4400622A4

Cited By (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN116790999A (zh) * 2023-07-05 2023-09-22 张家港扬子江冷轧板有限公司 一种磁各向异性低的高牌号无取向硅钢及其制备方法
WO2026034003A1 (ja) * 2024-08-09 2026-02-12 Ｊｆｅスチール株式会社 無方向性電磁鋼板
WO2026034002A1 (ja) * 2024-08-09 2026-02-12 Ｊｆｅスチール株式会社 無方向性電磁鋼板
JP7831711B1 (ja) * 2024-08-09 2026-03-17 Ｊｆｅスチール株式会社 無方向性電磁鋼板

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