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WO2013046661A1 - 無方向性電磁鋼板 - Google Patents

無方向性電磁鋼板 Download PDF

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WO2013046661A1
WO2013046661A1 PCT/JP2012/006141 JP2012006141W WO2013046661A1 WO 2013046661 A1 WO2013046661 A1 WO 2013046661A1 JP 2012006141 W JP2012006141 W JP 2012006141W WO 2013046661 A1 WO2013046661 A1 WO 2013046661A1
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WO
WIPO (PCT)
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less
steel sheet
iron loss
content
oriented electrical
Prior art date
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PCT/JP2012/006141
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English (en)
French (fr)
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WO2013046661A8 (ja
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尾田　善彦
広朗 戸田
中西　匡
善彰 財前
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JFE Steel Corp
Original Assignee
JFE Steel Corp
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Publication date
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Priority to US14/345,086 priority patent/US9466411B2/en
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Priority to MX2014003083A priority patent/MX353669B/es
Priority to CN201280046930.XA priority patent/CN103827333B/zh
Priority to EP12837342.0A priority patent/EP2762591B1/en
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    • H01F1/14791—Fe-Si-Al based alloys, e.g. Sendust

Definitions

  • the present invention relates to a non-oriented electrical steel sheet excellent in iron loss, particularly in high magnetic field.
  • Hybrid motors for electric vehicles and motors for electric vehicles require a large torque when starting or climbing.
  • Increasing the motor size is effective for increasing the torque of the motor, but there is a problem that fuel consumption deteriorates because the vehicle weight increases. For this reason, these motors are sometimes designed to be used in a high magnetic flux density range of 1.9 to 2.0 T, which is unprecedented when starting or climbing.
  • the electromagnetic steel sheet is punched into the shape of the core constituting the rotor of the motor and used as the core material, but the iron loss is deteriorated as compared to before the machining due to the introduction of the strain accompanying the punching. For this reason, when the motor is used, the motor loss may increase significantly compared to the iron loss predicted from the material characteristics.
  • strain relief annealing of about 750 ° C. ⁇ 2 h may be performed.
  • further growth of magnetic characteristics can be expected by growing crystal grains by strain relief annealing.
  • Patent Document 1 discloses a technique for improving grain growth at the time of strain relief annealing and reducing iron loss by increasing the amount of Al added.
  • an object of this invention is to provide the non-oriented electrical steel plate with especially low iron loss of a high magnetic field area.
  • the present inventors diligently studied to solve the above problems, and in order to improve the high magnetic field characteristics, the formation of a nitride layer and an oxide layer in the surface layer portion of the steel sheet is suppressed by a combined addition of Sn or Sb and Mo. It was found that it is effective to do.
  • This invention is made
  • a non-oriented electrical steel sheet comprising a component composition of iron and inevitable impurities.
  • the above component composition further contains one or more of Ca: 0.001 to 0.01%, Mg: 0.0005 to 0.005% and REM: 0.001 to 0.05% by mass% ( 1) The non-oriented electrical steel sheet described.
  • the above component composition further contains one or more of Ni: 0.1 to 5%, Co: 0.1 to 5%, and Cu: 0.05 to 2% by mass% ( The non-oriented electrical steel sheet according to 1) or (2).
  • the above component composition further contains one or more of Ni: 0.1 to 5%, Co: 0.1 to 5%, and Cu: 0.05 to 2% by mass% (The non-oriented electrical steel sheet according to 3).
  • a non-oriented electrical steel sheet by suppressing the formation of a nitride layer and an oxide layer of the steel sheet surface layer portion by combining addition of either one or two of Sn and Sb and Mo, A material with low iron loss in the magnetic field region can be obtained.
  • step 1 The steel changed in step 1 was melted in a laboratory and hot rolled. Subsequently, this hot-rolled sheet was subjected to hot-rolled sheet annealing at 1000 ° C. ⁇ 30 s in a 100% N 2 atmosphere, further cold-rolled to a sheet thickness of 0.35 mm, and 1000 ° C. in a 10% H 2 -90% N 2 atmosphere. Finish annealing was performed for ⁇ 10 s, and strain relief annealing was performed at 750 ° C. ⁇ 2 h in DX gas (H 2 : 4%, CO: 7%, CO 2 : 8%, N 2 : balance).
  • FIG. 1 shows the relationship between the Sb addition amount of the specimen thus obtained and the W 19/100 and W 15/100 values.
  • 1.9 T core loss was evaluated by the characteristics of 100Hz, when starting and uphill large torque is required in a hybrid electric vehicle, the magnetic flux density of this magnitude, it is to be used in frequency, W 15 / 100 is a conventional score. From FIG. 1, it can be seen that W 19/100 is significantly reduced when Sb is 0.001% or more, particularly in the steel with Mo added. On the other hand, although W 15/100 decreases when Sb is 0.001% or more, it can be seen that the amount of decrease is small compared to W 19/100 .
  • the magnetic flux density is not high in the low magnetic field region of about 1.5T, it is possible to sufficiently pass the magnetic flux by magnetizing only the crystal grains that are easily moved in the domain wall inside the steel plate, but the high magnetic field of 1.9T Since it is necessary to magnetize the entire steel sheet in order to magnetize to the region, it is necessary to magnetize crystal grains that are difficult to move in the domain wall including the nitride layer and the oxide layer in the surface layer portion of the steel sheet. And it is considered that the iron loss is increased because a large amount of energy is required to magnetize the crystal grains that are difficult to move to the high magnetic field.
  • FIG. 2 shows the relationship between the Mo addition amount of the test material thus obtained and the W 19/100 and W 15/100 values.
  • Fig. 2 shows that W 19/100 decreases when Mo is 0.001% or more, and W 19/100 increases when 0.04% or more.
  • W 15/100 showed no reduction in iron loss due to the addition of Mo, resulting in an increase in Mo of 0.04% or more.
  • the steel sheet structure was investigated by SEM.
  • C 0.005% or less
  • C is made 0.005% or less from the viewpoint of preventing magnetic aging. Since it is difficult to make the C content 0% industrially, C is often contained in an amount of 0.0005% or more.
  • Si 5% or less Since Si is an effective element for increasing the specific resistance of the steel sheet, addition of 1% or more is preferable. On the other hand, if it exceeds 5%, the magnetic flux density decreases as the saturation magnetic flux density decreases, so the upper limit is made 5%.
  • Al 3% or less Al, like Si, is an element effective for increasing the specific resistance, so 0.1% or more is preferably added. On the other hand, if it exceeds 3%, the magnetic flux density decreases as the saturation magnetic flux density decreases, so the upper limit is made 3%.
  • Mn 5% or less Since Mn is an element effective for increasing the specific resistance of the steel sheet, 0.1% or more is preferably added. On the other hand, if it exceeds 5%, the magnetic flux density is lowered, so the upper limit is made 5%.
  • S 0.005% or less If S exceeds 0.005%, iron loss increases due to precipitation of MnS, so the upper limit is made 0.005%. Note that the lower limit of S is preferably 0%, but since it is difficult to make the S content 0% industrially, S is often contained in an amount of 0.0005% or more.
  • P 0.2% or less P is added in excess of 0.2%, so that the steel sheet becomes hard, so 0.2% or less, more preferably 0.1% or less.
  • the lower limit of P is preferably 0%, industrially it is difficult to reduce the content of P to 0%, so P is often contained in an amount of 0.01% or more.
  • N 0.005% or less N is 0.005% or less in order to increase the iron loss when the content is large and the amount of precipitation of AlN increases.
  • the lower limit of N is preferably 0%, it is difficult to make N content 0% industrially, so N is often contained by 0.001% or more.
  • Ti 0.0030% or less If Ti exceeds 0.0030%, Ti-based carbonitrides are formed, and the upper limit is made 0.0030% in order to increase iron loss. Note that the lower limit of Ti is preferably 0%, but since it is difficult to make the Ti content 0% industrially, Ti is often contained in an amount of 0.0005% or more.
  • Nb 0.0050% or less If Nb exceeds 0.0050%, Nb-based carbonitrides are formed and the upper limit is made 0.0050% to increase iron loss.
  • the lower limit of Nb is preferably 0%, industrially it is difficult to reduce the Nb content to 0%, so Nb is often contained in an amount of 0.0001% or more.
  • V 0.0050% or less
  • V-based carbonitrides are formed, and the upper limit is made 0.0050% in order to increase iron loss.
  • the lower limit of V is preferably 0%, industrially it is difficult to reduce the V content to 0%, so V is often contained in an amount of 0.0005% or more.
  • Zr 0.0020% or less
  • the ability to form nitrides is strong, so even if Sb, Sn, or Mo is added, nitridation of the surface layer cannot be sufficiently suppressed, and iron loss in the high magnetic field region is reduced. Get higher. For this reason, Zr is made 0.002% or less.
  • the lower limit of Zr is preferably 0%, but since it is difficult to make the content of Zr 0% industrially, Zr is often contained in an amount of 0.0005% or more.
  • Mg is a component effective for reducing the iron loss with the inclusion form as a sphere, and for that purpose, it is preferably added at 0.0005% or more. On the other hand, if it exceeds 0.005%, the cost increases, so the upper limit is preferably made 0.005%.
  • REM is a rare earth element and is an effective component for coarsening sulfides to reduce iron loss.
  • REM is preferably added in an amount of 0.001% or more.
  • the upper limit is preferably made 0.05%.
  • Cr 0.4-5% Cr is an effective component for reducing iron loss by increasing the specific resistance, and for that purpose, it is preferably added at 0.4% or more. On the other hand, if it exceeds 5%, the magnetic flux density decreases, so the upper limit is preferably made 5%. From the viewpoint of improving the magnetic properties by suppressing the formation of fine Cr carbonitrides that are likely to be produced when a small amount of Cr is contained, Cr is reduced to 0.05% or less, or 0.4 to 5%. It is more preferable to add either within the range. In the case where Cr is reduced to 0.05% or less, the lower limit is preferably 0%, but since it is difficult to make the Cr content 0% industrially, Cr is 0.005% or more. Often contained.
  • Ni, Co, and Cu may be added from the viewpoint of improving magnetic properties.
  • the ranges are preferably Ni: 0.1-5%, Co: 0.1-5%, Cu: 0.05-2%.
  • the manufacturing method of the steel plate of this invention is demonstrated.
  • the manufacturing conditions are not particularly limited, and can be manufactured in accordance with general non-oriented electrical steel sheets. That is, the molten steel blown in the converter is degassed and adjusted to a predetermined component, and then casting and hot rolling are performed.
  • the finish annealing temperature and the coiling temperature during hot rolling need not be specified and may be normal.
  • hot-rolled sheet annealing after hot rolling may be performed, it is not essential.
  • finish annealing is performed after a predetermined thickness is obtained by one cold rolling or two or more cold rollings with intermediate annealing.
  • the molten steel obtained by blowing in the converter was degassed and then cast to produce steel slabs with the components shown in Tables 1-1 and 1-2. Thereafter, slab heating at 1140 ° C. ⁇ 1 h was performed, followed by hot rolling to a plate thickness of 2.0 mm.
  • the hot rolling finish temperature was 800 ° C.
  • winding was performed at 610 ° C. after finish rolling.
  • hot rolled sheet annealing at 1000 ° C. ⁇ 30 s was performed in a 100% N 2 atmosphere.
  • cold rolling is performed to a thickness of 0.30 to 0.35 mm
  • finish annealing is performed in a 10% H 2 -90% N 2 atmosphere under the conditions shown in Tables 2-1 and 2-2.
  • the magnetic properties were evaluated. For the magnetic measurement, an Epstein sample was cut out from the rolling direction and the direction perpendicular to the rolling, and Epstein measurement was performed.
  • the content of either one or two of Sn and Sb and Mo is lower than the range of the present invention.
  • the value of W 19/100 is high.
  • the content of Mo is larger than the range of the present invention, and as a result, the value of W 19/100 is high.
  • the Ti content is larger than the range of the present invention, and as a result, the values of W 15/100 and W 19/100 are high.
  • the Nb content is larger than the range of the present invention, and as a result, the value of W 19/100 is high.
  • the content of V is larger than the range of the present invention, and as a result, the value of W 19/100 is high.
  • the Zr content is larger than the range of the present invention, and as a result, the value of W 19/100 is high.
  • the content of C is larger than the range of the present invention, and as a result, the values of W 15/100 and W 19/100 are high.
  • the content of Al is larger than the range of the present invention, and as a result, the value of the magnetic flux density B 50 is low.
  • the content of N is larger than the range of the present invention, and as a result, the values of W 15/100 and W 19/100 are high.
  • the content of S is larger than the range of the present invention, and as a result, the values of W 15/100 and W 19/100 are high.
  • the content of Mn is larger than the range of the present invention.
  • the value of the magnetic flux density B 50 is low, and the values of W 15/100 and W 19/100 are both high.
  • the comparative example shown as No. 48 having a plate thickness different from the examples shown as No. 1 to 47 the content of either one or two of Sn and Sb and Mo is lower than the scope of the present invention.
  • the values of W 15/100 and W 19/100 are higher than those of the invention example of the same plate thickness shown as No. 49.

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Abstract

　高磁場域の鉄損が低い無方向性電磁鋼板を提供する。　本発明による無方向性電磁鋼板は、質量％でC：0.005％以下、Si：5％以下、Al：3％以下、Mn：5％以下、S：0.005％以下、P：0.2％以下、N：0.005％以下、Mo：0.001～0.04％、Ti：0.0030％以下、Nb：0.0050％以下、V：0.0050％以下、およびZr：0.0020％以下を含み、SbおよびSnのいずれか１種または２種を合計で0.001～0.1％含有し、残部鉄および不可避不純物の成分組成からなる。

Description

無方向性電磁鋼板
　本発明は、鉄損、特に高磁場での鉄損特性に優れた無方向性電磁鋼板に関するものである。
　ハイブリッド電気自動車用モータや電気自動車用のモータでは、発進時や登坂時に大きなトルクが要求される。モータのトルクアップを図るにはモータサイズの大型化が効果的であるが、車両重量が増加することから燃費の悪化につながるという問題がある。このため、これらモータでは発進時や登坂時に、従来にない1.9～2.0Tといった高磁束密度域で使用するように設計される場合がある。
　ところで、電磁鋼板は、モータのロータを構成するコアの形状に打ち抜き加工して該コア材として供するが、この打ち抜き加工に伴う歪の導入により該加工前に比して鉄損が劣化する。そのため、モータにした場合、素材特性から予測された鉄損に比べ大幅にモータ損失が増加する場合がある。この対策として、750℃×2h程度の歪取り焼鈍が施される場合がある。また、歪取り焼鈍により結晶粒を成長させることにより、一層の磁気特性向上も期待できる。例えば、特許文献１にはAl添加量を高めることにより歪取り焼鈍時の粒成長性を向上させ鉄損を低下させる技術が開示されている。
特許３４５８６８２号公報
　しかし、本発明者らが調査したところ、従来の磁束密度1.0～1.5T程度の領域では歪取り焼鈍により鉄損は低下するものの、高磁場域ではむしろ鉄損が増加する場合があることが明らかとなり、ここに、高磁場鉄損を安定して低減する技術が求められている。そこで、本発明は、特に高磁場域の鉄損が低い無方向性電磁鋼板を提供することを目的とする。
　本発明者らが上記課題の解決に向けて鋭意検討したところ、高磁場特性を改善するためにはSnもしくはSbとMoとの複合添加により鋼板表層部における窒化層および酸化物層の生成を抑制するのが効果的であることを知見した。
　本発明はかかる知見に基づきなされたもので、以下の構成を有する。
　（１）質量％でC：0.005％以下、Si：5％以下、Al：3％以下、Mn：5％以下、S：0.005％以下、P：0.2％以下、N：0.005％以下、Mo：0.001～0.04％、Ti：0.0030％以下、Nb：0.0050％以下、V：0.0050％以下、およびZr：0.0020％以下を含み、SbおよびSnのいずれか１種または２種を合計で0.001～0.1％含有し、残部鉄および不可避不純物の成分組成からなる無方向性電磁鋼板。
　（２）前記成分組成は、さらに、質量％でCa：0.001～0.01％、Mg：0.0005～0.005％およびREM：0.001～0.05％の１種または２種以上を含有することを特徴とする上記（１）記載の無方向性電磁鋼板。
　（３）前記成分組成は、さらに、質量％でCr：0.4～5％を含有することを特徴とする上記（1）または（2）記載の無方向性電磁鋼板。
　（４）前記成分組成は、さらに、質量％でNi:0.1～5％、Co：0.1～5％およびCu：0.05～2%の１種または２種以上を含有することを特徴とする上記（1）または（2）に記載の無方向性電磁鋼板。
　（５）前記成分組成は、さらに、質量％でNi:0.1～5％、Co：0.1～5％およびCu：0.05～2%の１種または２種以上を含有することを特徴とする上記（3）に記載の無方向性電磁鋼板。
　本発明に従って、SnおよびSbのいずれか１種又は２種とMoとの複合添加により鋼板表層部の窒化層および酸化物層の生成を抑制して無方向性電磁鋼板を製造することで、高磁場域の鉄損が低い材料を得ることができる。
Sb添加量と鉄損との関係を示すグラフである。 Mo添加量と鉄損との関係を示すグラフである。
　以下、本発明の詳細をその限定理由と共に説明する。なお、以下に示す鋼板成分に関する「％」表示は、特に断らない限り「質量％」を意味する。
　最初に、本発明を導くに至った実験結果について詳述する。すなわち、磁気特性に及ぼすSbの影響について調査するため、C：0.0015％、Si：3.3％、Al：1.0％、Mn：0.2％、S：0.0005％、P：0.01％、N：0.0020％、Ti：0.0010％、Nb：0.0005％、V：0.0010％、およびZr：0.0005％を含む組成と、C：0.0013％、Si：3.3％、Al：1.0％、Mn：0.2％、S：0.0006％、P：0.01％、N：0.0018％、Mo：0.005％とし、Ti：0.0010％、Nb：0.0005％、V：0.0010％、およびZr：0.0005％を含む組成とにおいて、それぞれSbを0～0.1％の範囲で変化させた鋼、を実験室にて溶解し、熱間圧延を行った。引き続きこの熱間圧延板に100％N２雰囲気で1000℃×30ｓの熱延板焼鈍を施し、さらに、板厚0.35ｍｍまで冷間圧延し、10％Ｈ２-90％Ｎ２雰囲気で1000℃×10ｓ間の仕上焼鈍を行ない、DXガス中(Ｈ2：４％、ＣＯ：７％、ＣＯ2：８％、Ｎ2：残部)にて750℃×2ｈの歪取り焼鈍を行った。
　このようにして得られた供試材のSb添加量とW19/100およびW15/100値との関係を図１に示す。ここで、鉄損を1.9T、100Hzの特性で評価したのは、ハイブリッド電気自動車において大トルクが要求される発進並びに登坂時に、この程度の磁束密度、周波数で使用されるためであり、W15/100は従来の評価点である。図1より、特にMo添加鋼にてSbが0.001％以上でW19/100が大きく低下していることがわかる。一方、W15/100はSbが0.001％以上で低下するものの、W19/100に比べるとその低下代は少ないことがわかる。
　次に、SbおよびMoの複合添加の効果が磁束密度レベルにより異なったことの原因を調査するため、SEMにて鋼板組織の調査を行った。その結果、SbおよびMoを添加しない材料では、鋼板表層部に窒化層および酸化層が認められ、Sbのみを添加した鋼では窒化層の生成が軽微となっており、さらにSbおよびMoを複合添加した鋼では窒化層および酸化層の生成はともに軽微となっていた。この窒化層、酸化層が高磁場域の鉄損をより大きく増加させた原因は、以下のように考えられる。
　すなわち、1.5T程度の低磁場域では磁束密度が高くないため、鋼板内部の磁壁移動の容易な結晶粒のみが磁化することにより十分に磁束を通すことが可能であるが、1.9Tの高磁場域まで磁化するためには鋼板全体を磁化する必要があるため、鋼板表層部の窒化層、酸化層を含む磁壁移動の困難な結晶粒をも磁化させる必要がある。そして、このような磁壁移動の困難な結晶粒を高磁場域まで磁化するためには大きなエネルギーを必要とするため、鉄損が高くなったものと考えられる。
　ここで、表層の窒化層および酸化層は仕上げ焼鈍時、および歪取り焼鈍時に生じたと考えられるが、Sb添加により窒化が抑制され、さらにMo添加により酸化が抑制されたため、高磁場での鉄損が大きく低下したものと考えられる。以上のことからSbの下限を0.001％とする。一方、Sbが0.1％を超えた場合にはいたずらにコストアップとなるため上限を0.1％とした。Snについても同様の実験を実施し、同様の結果を得た。すなわち、SbとSnとは等価な成分であった。
　さらに、Moの最適添加量について調査を行った。すなわち、C：0.0015％、Si：3.3％、Al：1.0％、Mn：0.2％、S：0.002％、P：0.01％、N：0.0020％、Ti：0.0010％、Nb：0.0005％、V：0.0010％、Zr：0.0005％、およびSb：0.005％を含み、Moを0～0.1％の範囲で変化させて添加した鋼を実験室にて溶解し、熱間圧延を行った。引き続きこの熱間圧延板に100％N２雰囲気で1000℃×30ｓの熱延板焼鈍を施し、さらに、板厚0.20ｍｍまで冷間圧延し、２０％H２-８０％N２雰囲気で1000℃×10ｓ間の仕上焼鈍を行ない、DXガス中にて750℃×2ｈの歪取り焼鈍を行った。
　このようにして得られた供試材のMo添加量とW19/100およびW15/100値との関係を図2に示す。図2よりMoが0.001％以上でW19/100が低下し、0.04％以上でW19/100が増加していることがわかる。一方、W15/100はMo添加による鉄損低減は認められず、Moが0.04％以上で増加する結果となった。Moが0.001％以上で高磁場域の鉄損が低下した原因を調査するため、SEMにて鋼板組織の調査を行った。その結果、Moを添加しない材料では鋼板表層部に窒化層および酸化層の生成が認められたが、Mo添加材では窒化層および酸化層の生成認められなかった。このようにSnおよびMoの複合添加により窒化、酸化が抑制されたことが高磁場域の鉄損が低下した原因と考えられる。一方、Moが0.04％以上の材料の組織を観察したところ、Mo系の炭窒化物が観察された。このことからMoが0.04％以上の材料では炭窒化物の存在により磁壁移動が妨げられ、鉄損が増加したものと考えられる。以上のことからMoは0.001％以上、0.04％以下とする。
　次に、各成分の限定理由について説明する。
　C：0.005％以下
　Cは磁気時効防止の観点から0.005％以下とする。なお、工業的にはCの含有量を0％とすることは困難であるので、Cは0.0005％以上含有されることが多い。
　Si：5％以下
　Siは鋼板の固有抵抗を上げるために有効な元素であるため1％以上の添加が好ましい。一方、5％を超えると飽和磁束密度の低下に伴い磁束密度が低下するため上限は5％とする。
　Al：3％以下
　AlもSiと同様、固有抵抗を上げるために有効な元素であるため、0.1％以上の添加が好ましい。一方、3％を超えると飽和磁束密度の低下に伴い磁束密度が低下するため上限を3％とする。
　Mn：5％以下
　Mnは鋼板の固有抵抗を上げるために有効な元素であるため0.1％以上の添加が好ましい。一方、5％以上になると磁束密度を低下させるので上限を5％とする。
　S：0.005％以下
　Sは0.005％を超えるとMnSの析出により鉄損が増大するため、上限を0.005％とする。なお、Sは下限を0％とすることが好ましいが、工業的にはSの含有量を0％とすることは困難であるので、Sは0.0005％以上含有されることが多い。
　P：0.2％以下
　Pは0.2％を超えて添加すると鋼板が硬くなるため0.2％以下、より好ましくは0.1％以下とする。なお、Pは下限を0％とすることが好ましいが、工業的にはPの含有量を0％とすることは困難であるので、Pは0.01％以上含有されることが多い。
　N：0.005％以下
　Nは、含有量が多い場合にはAlNの析出量が多くなり、鉄損を増大させるため0.005％以下とする。なお、Nは下限を0％とすることが好ましいが、工業的にはNの含有量を0％とすることは困難であるので、Nは0.001％以上含有されることが多い。
　Ti:0.0030％以下
　Tiは、0.0030%を超えるとTi系の炭窒化物を形成し、鉄損を増加させるため上限を0.0030％とする。なお、Tiは下限を0％とすることが好ましいが、工業的にはTiの含有量を0％とすることは困難であるので、Tiは0.0005％以上含有されることが多い。
　Nb：0.0050％以下
　Nbは、0.0050%を超えるとNb系の炭窒化物を形成し、鉄損を増加させるため上限を0.0050％とする。なお、Nbは下限を0％とすることが好ましいが、工業的にはNbの含有量を0％とすることは困難であるので、Nbは0.0001％以上含有されることが多い。
　V:0.0050％以下
　Vは、0.0050％を超えると、V系の炭窒化物を形成し、鉄損を増加させるため上限を0.0050％とする。なお、Vは下限を0％とすることが好ましいが、工業的にはVの含有量を0％とすることは困難であるので、Vは0.0005％以上含有されることが多い。
　Zr:0.0020％以下
　Zrが混入した場合には窒化物形成能が強いため、Sb、Sn、Moを添加したとしても表層の窒化を十分に抑制することができず、高磁場域の鉄損が高くなる。このためZrは0.002％以下とする。なお、Zrは下限を0％とすることが好ましいが、工業的にはZrの含有量を0％とすることは困難であるので、Zrは0.0005％以上含有されることが多い。
　SbおよびSnのいずれか１種または２種を合計で0.001～0.1％
　SnはSb同様0.001％以上添加すると仕上げ焼鈍時の窒化を防止し、鉄損が低下するため下限を0.001％とする。一方、0.1％を超えるといたずらにコストアップとなるため上限を0.1％とする。
　以下は添加成分である。
　Ca：0.001～0.01％、Mg：0.0005～0.005％およびREM：0.001～0.05％の１種または２種以上
　CaはCaSとして析出して微細な硫化物の析出を抑制し鉄損を低減するのに有効な成分であり、そのためには0.001％以上で添加することが好ましい。一方、0.01％を超えるとCaSの析出量が多くなり却って鉄損が増加するため、上限を0.01％とすることが好ましい。
　Mgは介在物形態を球形として鉄損を低減するのに有効な成分であり、そのためには0.0005％以上で添加することが好ましい。一方、0.005％を超えるとコストアップとなるため上限を0.005％とすることが好ましい。
　REMは希土類元素であり、硫化物を粗大化して鉄損を低減するのに有効な成分であり、そのためには0.001％以上で添加することが好ましい。一方、0.05％を超えて添加しても効果が飽和し、いたずらにコストアップとなるため上限を0.05％とすることが好ましい。
　Cr：0.4～5％
　Crは固有抵抗アップにより鉄損を低減するのに有効な成分であり、そのためには0.4％以上で添加することが好ましい。一方、5％を超えると磁束密度が低下するため上限を5％とすることが好ましい。なお、Crを微量に含有する場合に生成され易い微細なCr炭窒化物の形成を抑止して、磁気特性を改善する観点からはCrを0.05％以下に低減するか、もしくは0.4～5％の範囲で添加するかのいずれかとすることがより好ましい。なお、Crを0.05％以下に低減する場合においては、下限を0％とすることが好ましいが、工業的にはCrの含有量を0％とすることは困難であるので、Crは0.005％以上含有されることが多い。
　さらに、磁気特性向上の観点でNi、Co、Cuを添加しても構わない。範囲はNi:0.1～5％、Co：0.1～5％、Cu：0.05～2%であることが好ましい。
　次に本発明の鋼板の製造方法について説明する。
　本発明においては、上記した成分組成の範囲に規制することが肝要であり、製造条件については特に限定する必要はなく、無方向性電磁鋼板の一般に従って製造することができる。すなわち、転炉で吹練した溶鋼を脱ガス処理し所定の成分に調整し、引き続き鋳造、熱間圧延を行う。熱間圧延時の仕上焼鈍温度、巻取り温度は特に規定する必要はなく、通常でかまわない。また、熱延後の熱延板焼鈍は行っても良いが必須ではない。次いで一回の冷間圧延、もしくは中間焼鈍をはさんだ２回以上の冷間圧延により所定の板厚とした後に、仕上焼鈍を行う。
　転炉で吹練して得た溶鋼を脱ガス処理したのちに鋳造して、表1－1及び1－2に示す成分の鋼スラブを作製した。その後、１１４０℃×１ｈのスラブ加熱を行った後、板厚２．０ｍｍまで熱間圧延を行った。ここで、熱間圧延仕上げ温度は８００℃であり、仕上げ圧延後６１０℃で巻取りを行った。この巻取り後、100％N2雰囲気で1000℃×30ｓの熱延板焼鈍を施した。その後、板厚0.30～0.35ｍｍまで冷間圧延を行い、10％Ｈ2-90％Ｎ2雰囲気で表2－1及び2－2に示す条件において仕上焼鈍を行い、仕上げ焼鈍まま、もしくは歪取り焼鈍を行った後、磁気特性を評価した。磁気測定は圧延方向および圧延直角方向よりエプスタインサンプルを切り出しエプスタイン測定を行った。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　表2－1にNo.1～3として示した比較例では、SnおよびSbのいずれか１種又は２種ならびにMoの含有量が本発明範囲より低く、その結果、W19/100の値が高い。No.７として示した比較例では、Moの含有量が本発明範囲よりも多く、その結果、W19/100の値が高い。No.23として示した比較例では、Tiの含有量が本発明範囲よりも多く、その結果W15/100およびW19/100の値が高い。No.26として示した比較例では、Nbの含有量が本発明範囲よりも多く、その結果W19/100の値が高い。No.29として示した比較例ではVの含有量が本発明範囲よりも多く、その結果W19/100の値が高い。表2－2にNo.31として示した比較例ではZrの含有量が本発明範囲よりも多く、その結果W19/100の値が高い。No.36として示した比較例ではCの含有量が本発明範囲よりも多く、その結果W15/100およびW19/100の値が高い。No.38として示した比較例では、Alの含有量が本発明範囲よりも多く、その結果、磁束密度B50の値が低い。No.43として示した比較例では、Nの含有量が本発明範囲よりも多く、その結果W15/100およびW19/100の値が高い。No.44として示した比較例では、Sの含有量が本発明範囲よりも多く、その結果W15/100およびW19/100の値が高い。No.47として示した比較例では、Mnの含有量が本発明範囲よりも多く、その結果、磁束密度B50の値が低く、W15/100およびW19/100の値も共に高い。また、No.1～47として示した例とは板厚が異なるNo.48として示した比較例では、SnおよびSbのいずれか１種又は２種ならびにMoの含有量が本発明範囲より低く、No.49として示す同様の板厚の発明例よりも、W15/100およびW19/100の値が高い。
　他方、本発明例では、磁束密度B50の値およびW19/100の値が良好であり、高磁場域にて鉄損が低い材料が得られた。

Claims (5)

  1. 　質量％でC：0.005％以下、Si：5％以下、Al：3％以下、Mn：5％以下、S：0.005％以下、P：0.2％以下、N：0.005％以下、Mo：0.001～0.04％、Ti：0.0030％以下、Nb：0.0050％以下、V：0.0050％以下、およびZr：0.0020％以下を含み、SbおよびSnのいずれか１種または２種を合計で0.001～0.1％含有し、残部鉄および不可避不純物の成分組成からなる無方向性電磁鋼板。
  2. 　前記成分組成は、さらに、質量％でCa：0.001～0.01％、Mg：0.0005～0.005％およびREM：0.001～0.05％の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項1記載の無方向性電磁鋼板。
  3. 　前記成分組成は、さらに、質量％でCr：0.4～5％を含有することを特徴とする請求項1または２記載の無方向性電磁鋼板。
  4. 　前記成分組成は、さらに、質量％でNi:0.1～5％、Co：0.1～5％およびCu：0.05～2%の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項1または２記載の無方向性電磁鋼板。
  5. 　前記成分組成は、さらに、質量％でNi:0.1～5％、Co：0.1～5％およびCu：0.05～2%の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項３記載の無方向性電磁鋼板。
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