JP2004068084A

JP2004068084A - Non-grain-oriented electromagnetic steel sheet with high magnetic-flux density for rotating machine, and member for rotating machine

Info

Publication number: JP2004068084A
Application number: JP2002229251A
Authority: JP
Inventors: Tadashi Nakanishi; 中西　匡; Toshito Takamiya; 高宮　俊人; Masaki Kono; 河野　正樹
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2002-08-06
Filing date: 2002-08-06
Publication date: 2004-03-04
Anticipated expiration: 2022-08-06
Also published as: KR100567239B1; KR20040039438A; JP4718749B2; WO2004013365A1; TW200403346A; CN1556869A; TWI276693B; CN1277945C

Abstract

<P>PROBLEM TO BE SOLVED: To provide a non-grain-oriented electromagnetic steel sheet with high magnetic-flux density, which gives high magnetic-flux density and high strength to a rotor material, and high magnetic-flux density and low core loss to a stator material, even though the rotor material and the stator material are simultaneously collected from the same steel sheet, and to provide a member for a rotating machine made thereof. <P>SOLUTION: The non-grain-oriented electromagnetic steel sheet with high magnetic-flux density for the rotating machine comprises, by mass ratio, 0.1-1.2% Si, 0.005-0.30% Mn, each limited amount of 0.0050% or less C (including zero), 0.0004% or less sol.Al (including zero) and 0.0030% or less N (including zero), and the balance Fe with unavoidable impurities; and has ductile non-metallic inclusions as to inhibit grain growth dispersed in the steel sheet at a number density of 1,000 pieces/cm<SP>2</SP>or less (including zero), wherein the ductile non-metallic inclusions as to inhibit the grain growth mean inclusions having a length of 3×D to 9×D, when a mean diameter of recrystallized particles in the finally annealed steel sheet is defined as D. <P>COPYRIGHT: (C)2004,JPO

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、回転機の組み立てに用いられる無方向性電磁鋼板、特に回転機のロータに組み立てたときには高磁束密度であるとともに高強度であり、ステータ用として用いるときには高磁束密度であるとともに低鉄損である、すぐれた性質を有する無方向性電磁鋼板及びそれを利用して組み立てた回転器用部材に関する。
【０００２】
【従来の技術】
回転機のエネルギー消費を低下させるには、その鉄心（ロータ及びステータ）の磁束密度を上げるとともに、低鉄損化を図ることが効果的である。このうち、鉄損を低減する手段としては、Ｓｉ，Ａｌ，Ｍｎ等の含有量を高めて鉄心材料の電気抵抗を増加させる手段が一般に用いられてきた。また、これらの手段のほか、たとえば特開昭５８−１５１４３号公報のＢを添加する方法、特開平３−２８１７５８号公報のＮｉを添加する方法等が知られている。また、電磁鋼板の集合組織を、たとえば〈１００〉〈ＵＶＷ〉方位を有する結晶粒を優先的に成長させたものとすることにより磁気特性を向上させる方法があり、たとえば特開昭５８−１８１８２２号公報等に提案されている。この手段により回転機鉄心内の磁束流を適正化することができ、高磁束密度で低鉄損の鉄心の製造が可能になっている。
【０００３】
ところで、回転機用鉄心の製造に当たっては、材料の歩留まりを高く維持するために、一般に、同一の鋼板からロータ用鉄心板とステータ用鉄心板がプレスによって打ち抜かれる。そして、これらロータ用鉄心板とステータ用鉄心板をそれぞれ積層してロータ及びステータに組み立てることが行われる。
【０００４】
このうち、ロータは、回転部材であり、高速回転に伴う高い応力が掛かるので強度が高いことが必要とされる。特に近年においては、回転機（モータ）の効率を上げるために、希土類磁石を埋め込んだ形式のロータが発達し、ロータの回転速度は著しく高くなっている。そのため、ロータを構成する電磁鋼板に対しては磁束密度及び強度、たとえば上降伏点（ＹＰ）、が従来に比べてより高いことが要求されるようになっている。一方、ステータは、高い磁束密度を有し、かつ鉄損が低いことが回転機の小型化と省エネルギー化のため重要である。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
このように、同じモータに使用される電磁鋼板であっても、ロータの組み立てに使用される鋼板（以下、「ロータ材」という）とステータの組み立てに使用される鋼板（以下、「ステータ材」という）とでは、要求特性が大きく異なる。従来提案されている技術は、ロータ材あるいはステータ材としての特性を個別に満たすものであっても、これら双方の特性を満たすように仕向けられたものではなかった。
【０００６】
本発明は、同一の鋼板からロータ材及びステータ材の同時採取をしながら、ロータ材においては高い磁束密度及び高強度を、ステータ材においては高い磁束密度及び低鉄損を達成し得る高磁束密度無方向性電磁鋼板を提案し、さらにそれを用いた回転機用部材を提案することを目的とする。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
本発明者は、無方向性電磁鋼板の飽和磁束密度は素材の鉄の含有量（主として質量％によって表される）によって決まるものであり、鉄以外の元素、Ｓｉの含有量が高いと飽和磁束密度が低下することは避けられないこと、一方、磁束密度および強度は鋼板の結晶粒径によって支配されることに着目した。また、需要家での回転機のロータ及びステータの組み立て工程においては、鋼板からロータ用鉄心板とステータ用鉄心板を打ち抜いた後、歪取り焼鈍が行われることに着目した。さらに、Ｓｉ含有量の低い無方向性電磁鋼板の結晶粒径を上記ロータおよびステータの製造プロセスにおいて適正化することによりロータおよびステータにそれぞれ必要な特性を付与できることに着目した。
【０００８】
さらに、ステータの組み立て過程で行われる歪取り焼鈍工程で結晶粒径の成長を支配する要因を探求し、ＡｌＮなどの微細析出物を抑制し、かつ鋼板中に分散する延性非金属介在物の個数密度を最終焼鈍された鋼板の平均結晶粒径と関係付けて所定値以下に制限することにより需要家でのステータの組み立て過程で行われる歪取り焼鈍工程（７５０℃で２時間程度）で結晶粒径を十分成長させることができることの知見を得て本発明に至った。
【０００９】
本発明の回転機用高磁束密度無方向性電磁鋼板は、質量比でＳｉ：０．１％〜１．２％及びＭｎ：０．００５〜０．３０％を含有し、Ｃ：０．００５０％以下（０を含む）、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０００４％以下（０を含む）、Ｎ：０．００３０％以下（０を含む）に制限され、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなり、鋼板中に分散する粒成長阻害延性非金属介在物の個数密度が１０００個／ｃｍ^２以下（０を含む）である。ここに粒成長阻害延性非金属介在物とは最終焼鈍された鋼板の平均再結晶粒径をＤとしたとき、長さが３×Ｄ〜９×Ｄの介在物をいう。
【００１０】
上記発明において、質量比でＳｂ：０．００５〜０．１０％およびＳｎ：０．００５〜０．２％から選んだ１種または２種をさらに含有すること、あるいは質量比でＰ：０．００１〜０．２％およびＮｉ：０．００１〜０．２％から選んだ１種または２種をさらに含有することが好ましい。また、質量比でＲＥＭ：０．０００１〜０．１０％およびＣａ：０．０００１〜０．０１％から選んだ１種または２種をさらに含有させることができる。
【００１１】
また、上記不可避不純物のうちＳ及びＯは、質量比でＳ：０．００５０％以下（０を含む）、０：０．０１００％以下（０を含む）に制限されていることが好ましい。同様に上記不可避不純物のうちＴｉ、Ｎｂ及びＶが質量比でＴｉ：０．００２０％以下（０を含む）、Ｎｂ：０．００５０％以下（０を含む）、およびＶ：０．００６０％以下（０を含む）に制限されていることが好ましい。
【００１２】
上記発明において、最終焼鈍後の鋼板の平均再結晶粒径Ｄは６〜２５μｍであることが好ましい。
【００１３】
上記各発明に係る無方向性電磁鋼板は、無方向性電磁鋼板用スラブを常法により処理して最終板厚を有する冷延鋼板とした後、７００〜８００℃で最終焼鈍を施してなるものが好ましい。
【００１４】
上記各発明に係る無方向性電磁鋼板は、打ち抜き後、積層して高強度回転機ロータ部材とすることができる。また、打ち抜き後、積層した後さらに歪取り焼鈍を施して低鉄損回転機ステータ部材とすることもできる。
【００１５】
また上記各発明に係る無方向性電磁鋼は、無方向性電磁鋼板用スラブを常法により処理して最終板厚を有する冷延鋼板とした後、７００〜８００℃で最終焼鈍を施し、これにさらに７００〜８００℃で歪取り焼鈍を施して結晶粒径を最終焼鈍後の粒径の２倍以上に成長させたものとすることもできる。
【００１６】
【発明の実施の形態】
本発明の電磁鋼板は、質量比で以下の化学組成を有する。
【００１７】
Ｓｉ：０．１〜１．２％
鋼板の電気抵抗を増大させ、鉄損を低減するには、少なくとも０．１％のＳｉを含有させる必要があるが、Ｓｉ含有量が１．２％を超えると、磁束密度が低下するだけでなく、硬度が上昇し、加工性が劣化する。したがって、Ｓｉ含有量は０．１〜１．２％の範囲とする。
【００１８】
Ｍｎ：０．００５〜０．３０％
Ｍｎは良好な熱間圧延の際の加工性を得るために必要な成分であり、そのためには０．００５％以上含有させることが必要である。しかし、０．３０％を超えると磁束密度が低下する。したがってＭｎの含有量は０．００５〜０．３０％とする。
【００１９】
Ｃ：０．００５０％以下（０を含む）
Ｃは、磁気時効劣化を抑制するためには極力低くする必要がある。また、本発明で採用される極低Ａｌ化の条件の下で集合組織の改善効果を十分に発揮させるためには、０．００５０％以下に低減する必要がある。しかしながら、このＣの低減は、必ずしも出発材料である溶鋼あるいはスラブの段階で達成されていなければならないものではなく、鋼板の製造過程中最終焼鈍を行うまでに達成されればよい。
【００２０】
Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０００４％以下（０を含む）
優れた粒成長性と磁気特性を得るためには、鋼板のＡｌ量を０．０００４％以下に低減することが必要である。Ａｌ含有量が０．０００４％を超えると鋼板中にＡｌＮが析出し、最終焼鈍された製品の磁束密度が低下する。また、ステータに打ち抜き後に行われる歪取り焼鈍の際の粒成長性が阻害され、鉄損値を十分低下させることができなくなる。
【００２１】
Ｎ：０．００３０％以下（０を含む）
ＮはＡｌと結合して窒化物（ＡｌＮ）の析出原因となるほか、Ｔｉ等と結合して種々の窒化物を形成し、最終焼鈍された製品の磁束密度を低下させる原因になる。また、ステータに打ち抜き後行われる歪取り焼鈍の際の粒成長性を阻害し、鉄損値の十分な低下を阻害する原因になる。そのためＮ量は０．００３％以下、好ましくは０．００２５％以下に低減させることが必要である。
【００２２】
本発明の無方向性電磁鋼板は、以上の基本組成を有するが、それだけでは本発明の目的を達成し得ない。最終焼鈍された鋼板中に分散する粒成長阻害延性非金属介在物、すなわち延性非金属介在物のうち鋼板の平均再結晶粒径をＤとしたとき、長さが３×Ｄ〜９×Ｄの延性非金属介在物の個数密度が１０００個／ｃｍ^２以下（０を含む）であることが必要である。
【００２３】
ここに、平均再結晶粒径とは、鋼板の０．５ｍｍ^２の面積中に存在する結晶粒の個数を測定し、それに基づいて結晶粒１個あたりの平均面積を算出し、その平均面積に等しい円の直径をいう。この平均結晶粒径は鋼板の板幅方向に垂直な断面を光学顕微鏡で観察することにより測定される。
【００２４】
延性非金属介在物とは、圧延方向に長く延びた棒状の介在物及び圧延方向に連続して並ぶ介在物をいう。また、１０μｍ以内の距離にある２以上の介在物が圧延方向に対して±５°以内の方向に並んでいるときは、これらの介在物を繋がっているものととして１の延性介在物とみなす。
【００２５】
延性介在物の長さとは、地鉄と介在物の界面における任意の２点間で引いた線分の長さの最大値、すなわち延性介在物の両端部間の距離をいう。その存在個数の測定は、鋼板の板幅方向に垂直な断面を研磨し、研磨まま（腐食処理等は行わずに）の面を光学顕微鏡で観察し、地鉄部分と色が異なる小さな領域を介在物と認定し、１つの試料に対しての観察視野を５ｍｍ^２として上記により認定した介在物のうち延性介在物と認められるものの個数を計測し１ｃｍ^２当たりに割り戻して個数密度とする。介在物には上記延性介在物のほかに孤立した円形の介在物があるが、これは非延性介在物として延性介在物にはカウントしない。
【００２６】
（実験１）
Ｃ：０．００２％、Ｓｉ：０．７％、Ｍｎ：０．２％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０００４％以下、Ｓ：０．００２％、残部不可避不純物を基本成分とし、これにＮを０．００１０〜０．００６０％の範囲で変更したスラブを製造した。得られたスラブを１１００℃に加熱し２．３ｍｍ厚まで熱延したのち、酸洗し、冷間圧延して０．３５ｍｍの最終板厚に仕上げ、さらに、８００℃、１５秒間の再結晶焼鈍を施して最終焼鈍板（製品）とした。なお、延性介在物の存在量、及び形態（長さ）の調整は、たとえば、酸素含有量とＡｌ含有量の変更や熱間圧延での圧下スケジュールを変えることによって行った。
【００２７】
得られた製品について平均結晶粒径の測定を行うとともに介在物の観察を行って延性介在物の長さ及び個数密度を測定した。ついで、上記製品に対し、需要家での歪取り焼鈍に相当する条件であるアルゴン（Ａｒ）雰囲気にて７５０℃、２時間の焼鈍（以下、単に「歪取り焼鈍」という）を施し、最終焼鈍板と同様平均結晶粒径の測定を行った。
【００２８】
図１はこのようにして得られた最終焼鈍後の鋼板の平均結晶粒径に対する歪取り焼鈍後の鋼板の平均結晶粒径の比（以下「歪取り焼鈍結晶粒成長比」という）とＮ含有量の関係を、平均再結晶粒径をＤとしたとき、長さが３×Ｄ〜９×Ｄの介在物（以下「粒成長阻害延性介在物」という）の個数密度をパラメータとして表したグラフである。
【００２９】
図１から分かるように、Ｎ含有量が０．００３０％以下のとき、粒成長阻害延性介在物の個数密度が、１０００個／ｃｍ^２以下であれば、歪取り焼鈍結晶粒成長比が２以上となる。しかしながら、粒成長阻害延性介在物の個数密度が、１０００個／ｃｍ^２以下であっても、Ｎ含有量が０．００３０％を超えるとき、あるいは粒成長阻害延性介在物の個数密度が、１０００個／ｃｍ^２を超えるときは、歪取り焼鈍結晶粒成長比が２未満となる。
【００３０】
（実験２）
同様の結果が次の実験２からも確かめられる。表１に示す組成を有する厚さ２５０ｍｍのスラブを３本製造し、これらのスラブから機械加工により、厚さが２５、５０、１００、２００ｍｍ厚さになるように試料をそれぞれ切り出した。その後、これらの試料を１０７０℃に加熱後、熱間圧延にて２．５ｍｍとした後、酸洗してから冷間圧延によって最終板厚０．５ｍｍに仕上げた。ついで、再結晶焼鈍条件を７００〜８００℃の範囲で調整し、製品板の結晶粒径が１２μｍまたは１４μｍである製品板とした。
【００３１】
得られた製品板にはＡｒ雰囲気中で７５０℃、２時間の歪取り焼鈍を施した。これらの製品板（再結晶焼鈍板）および歪取り焼鈍板の板幅方向に垂直な断面を光学顕微鏡で観察し、その平均結晶粒径を測定した。また、製品板については粒成長阻害延性介在物の個数密度を測定した。その結果を表２に示す。同表に示したように、製品板の粒成長阻害延性介在物の個数密度が１０００個／ｃｍ^２以下である試料では、歪取り焼鈍結晶粒成長比が大きい。
【００３２】
【表１】

【００３３】
【表２】

【００３４】
上記により組成を制限し、かつ粒成長阻害延性介在物の個数密度を適正に制限すれば、歪取り焼鈍後の鋼板（ステータに組み上げられた鉄心材料）の平均結晶粒径を前記最終焼鈍後の粒径の２倍以上とすることができる。これによりステータにおける鉄損は大きく低減される。一方、ロータは最終焼鈍された状態の結晶粒が前記のように相対的に小さい状態の鋼板で組み立てられるから、その状態で使用することにより、強度、特に上降伏点（ＹＰ）を高く維持することができ、高速回転用の回転機を効率的に組み立てることが可能になる。
【００３５】
鋼板強度を支配する平均結晶粒径の大きさは、回転機の特性に応じて要求されるロータの強度レベルに応じて設計すればよい。しかしながら、一般的な回転機であれば鋼板の最終焼鈍後における平均結晶粒径は６〜２５μｍが好適である。
【００３６】
なお、本発明の権利範囲の解釈に影響を与えるものではないが、粒成長阻害延性介在物の個数密度によって歪取り焼鈍結晶粒成長比が支配される理由は以下のように考えられる。
【００３７】
まず、結晶粒径と同程度の長さの介在物が、最も粒成長性を阻害すると考えられるからである。すなわち、延性介在物は一つの、あるいは二つ以上の結晶粒界を横切って存在し、その結晶粒の成長性を阻害する確率が高くなる。しかしながら、電磁鋼板中に存在する非金属介在物の総量が一定の場合は、その鋼中に占める体積分率はほぼ一定と見られるので、ツェナー（Ｚｅｎｅｒ）の式の示すところにより、結晶粒径に比べて極端に長い介在物は粒成長性を阻害する可能性が低くなる。いいかえれば、延性介在物が粒成長性を阻害する程度は、介在物の長さによって異なり、本発明者等の知見では延性非金属介在物の長さが最終焼鈍板の平均結晶粒の３〜９倍であるとき、すなわち粒成長阻害延性介在物のとき、最大となるのである。一方、非金属介在物の量は、直接、結晶粒の成長性を支配する。したがって、この範囲の長さの延性非金属介在物、すなわち「粒成長阻害延性介在物」の個数密度により「歪取り焼鈍結晶粒成長比」が影響を受けるのである。
【００３８】
上記のように、無方向性電磁鋼板のＳｉ、Ｍｎ、Ｃ、Ｓｏｌ．Ａｌ及びＮ含有量を制限しさらに粒成長阻害延性介在物の個数密度を１０００個／ｃｍ^２以下に押さえることによって歪取り焼鈍結晶粒成長比を大きくとることができ、回転機用に適した高磁束密度無方向性電磁鋼板とすることができるが、鋼板組成においてＴｉ、Ｎｂ及びＶ、さらにＳｂ、Ｓｎを制限あるいは添加することにより、その効果を一層確実にすることができる。そのことは、以下の実験により確認できた。
【００３９】
（実験３）
表３に示す組成からなる鋼塊を製造し、これらの鋼塊を１０７０℃に加熱後、熱間圧延にて２．５ｍｍとした後、酸洗してから冷間圧延によって最終板厚０．５ｍｍに仕上げた。ついで、８００℃、１０秒間の再結晶焼鈍をおこない製品板としたのち、７５０℃、２時間の歪取り焼鈍を施して製品板とした。得られた製品板および歪取り焼鈍後の製品板から、圧延方向と平行および圧延方向に直角に、それぞれサンプルを切りだし、ＪＩＳ　Ｃ　２５５０に準拠して磁束密度および鉄損を測定し、それらの平均値を求めた。測定結果は表３に併せて示す。
【００４０】
【表３】

【００４１】
表３から分かるように、Ｔｉを０．００２０％以下、Ｎｂを０．００５０％以下、およびＶ量を０．００６０％以下に制限することによって歪取り焼鈍後の磁気特性を一層良好にすることができる。また、ＳｂまたはＳｎの１種または２種を添加することによって、歪取り焼鈍後の鉄損が大幅に改善できる。Ｔｉ、ＮｂおよびＶ量を低減することによって、磁気特性が改善する理由は必ずしも明らかでないが、ＴｉおよびＮｂ、そしてＶはともに窒化物形成元素であり、これらの窒化物が微細に析出すると、集合組織形成および結晶粒成長性に悪影響を及ぼす微細析出ＡｌＮと同様の害を与えるため、これらの元素を低減することによってこの種の害が防止される結果、良好な磁気特性が得られるものと考えられる。
【００４２】
歪取り焼鈍後の磁気特性に影響を及ぼす理由も明らかではないが、低Ａｌの含Ｓｉ鋼にＴｉ、ＮｂおよびＶ量が多いと、熱延板焼鈍や再結晶焼鈍時に部分的に固溶した窒化物または炭化物が、歪取り焼鈍時に窒化物または炭化物として析出し、磁壁の移動を阻害する結果、鉄損の劣化が生じるものと考えられる。
【００４３】
また、ＳｂまたはＳｎの１種または２種を添加することによって、歪取り焼鈍後の鉄損が大幅に改善される理由も明らかではないが、ＳｂやＳｎの偏析がＶ等の析出挙動に影響を与え、析出の抑制と析出物の粗大化が起こるためであると考えられる。
【００４４】
このように溶銑やＳｉ原料から不可避的にに混入する、Ｔｉ，ＮｂおよびＶの量を制限することによって、上記したＳｏｌ．Ａｌの低減による効果が一層高まるとともに、磁気特性のさらなる向上が達成される。特に、Ａｌを極力低減した成分系では、ＴｉおよびＮｂ量の制限に加えて、Ｖ量を制限することが有利である。その効果は、特に歪取り焼鈍後の鉄損のが劣化防止において大きい。上記微量元素の制限についてまとめると以下のとおりである。
【００４５】
Ｔｉ：０．００２０％以下（０を含む）、Ｎｂ：０．００５０％以下（０を含む）、およびＶ：０．００６０％以下（０を含む）
Ｔｉ、ＮｂおよびＶは、微細な窒化物又は炭化物を形成して、集合組織の形成および結晶粒の成長性を阻害する。特に本発明にしたがい、Ｓｏｌ．Ａｌ及びＮ含有量を低く制限した無方向性電磁鋼板ではその傾向が著しい。これら元素をそれぞれＴｉ：０．００２０％以下、Ｎｂ：０．００５０％以下、Ｖ：０．００６０％以下に低減すれば、その窒化物又は炭化物形成傾向が抑制されて、特に歪取り焼鈍後の鉄損の劣化が防止できる。
【００４６】
Ｓｂ：０．００５〜０．１０％およびＳｎ：０．００５〜０．２％から選んだ１種または２種
ＳｂおよびＳｎは、窒化物の微細析出を抑制するとともにその粒成長阻害効果を低減することにより、磁気特性上有利な集合組織の形成を効果的に促進させる。その効果はＳｂ：０．００５％以上、Ｓｎ：０．００５％以上で現れるが、それぞれ０．１０％超え、０．２％超えでは却って粒成長性を阻害する。
【００４７】
上記のほか、下記の元素を制限あるいは添加することにより本発明鋼の特性をより効果的に発揮させることができる。
【００４８】
Ｐ：０．００１〜０．２％およびＮｉ：０．００１〜０．２％から選んだ１種または２種
本発明の無方向性電磁鋼板は、低Ｓｉであるためその硬度が低く、打ち抜きの際にダレやつぶれが発生したり、打ち抜き時に発生するカエリが大きくなって鋼板の占積率を低下させる等の問題が発生するおそれがある。Ｐ及びＮｉは電磁鋼板の硬度を上昇させる効果がある。したがって、電磁特性、特に磁束密度を害しない範囲内で需要家の要求に応じこれら元素を添加することができる。
【００４９】
ＲＥＭ：０．０００１〜０．１０％およびＣａ：０．０００１〜０．０１％から選んだ１種または２種
ＲＥＭやＣａは硫化物を粗大化して鉄損を向上する作用を有する。したがって、これら元素をその効果の発現範囲、すなわちＲＥＭ：０．０００１〜０．１０％、Ｃａ：０．０００１〜０．０１％において適宜添加することができる。
【００５０】
Ｓ：０．００５０％以下（０を含む）、０：０．０１００％以下（０を含む）
Ｓは、０．００５０％を超えると、ＭｎやトランプエレメントのＣｕなどと結合してＭｎＳやＣｕ_２Ｓを形成する傾向が強くなり、結晶粒成長を妨げる。また、Ｏは、０．０１００％を超えると酸化物が増え、結晶粒成長を妨げる。したがってこれら元素は上記範囲内に制限するのが好ましい。
【００５１】
本発明においては、最終焼鈍された鋼板の結晶粒径は、無方向性電磁鋼板に要求される強度レベル、鉄損レベルが、製造される回転機の特性によって変化するので一律に決定する必要はない。しかしながら、平均再結晶粒径Ｄを６〜２５μｍとすることは、先に述べた歪取り焼鈍結晶粒成長比を比較的大きく、たとえば、３以上とすることに有利に作用する。
【００５２】
上記本発明に係る無方向性電磁鋼板の製造方法は、特に制限されない。代表的には、下記のプロセスによって製造することができる。まず、好適成分組成に調整された溶鋼を連続鋳造法によってスラブする。ついで、これを熱間圧延して熱延板とする。これに必要に応じて熱延板焼鈍した後、必要に応じて中間焼鈍を挟んで１回以上の冷間圧延を施して最終板厚に仕上げる。得られた冷延板に連続焼鈍を施した上で必要に応じて絶縁コーティングを施す。
【００５３】
本発明においては介在物のうち延性介在物の量、及び存在形態、特に平均結晶粒径に対する長さが所定範囲内となる延性介在物を低減すること、すなわち粒成長阻害延性介在物の量を１０００個／ｃｍ^２以下にすることが肝要である。このようなコントロールは以下の手段のいずれか一又はそれらの組み合わせによって達成することができる。
【００５４】
まず、酸素含有量を低減することによりスラブ中の介在物の絶対量を減少させる手段がある。また、スラブ中の介在物をＡｌやＭｎ量の増加により延性化させたり、逆にＡｌやＭｎ量の低減により非延性化（微細化）させる手段が有効である。さらに、熱延以後の累積圧下率が大きくなれば延性介在物は長くなり小さくなれば短くなる傾向にあるので、スラブ圧下率を増減、あるいは製品板厚の増減により非金属介在物の長さを調整して最終焼鈍された鋼板の平均再結晶粒径の３倍未満または９倍超とすることもできる。逆に最終焼鈍での温度や均熱時間等の条件を変更して平均結晶粒径を増減させ、その結果として非金属介在物の長さを平均結晶粒径の３倍未満または９倍超とすることもできる。
【００５５】
また、上記製造プロセスにおいて、最終板厚に冷間圧延した冷延板に施す連続焼鈍の焼鈍温度を７００〜８００℃とすることは、平均結晶粒径を６〜２５μｍに調整し、あるいは鋼板の硬度を適当なレベル、たとえばビッカース硬さ（Ｈｖ）を１００〜１７０に調整するのに好ましい。
【００５６】
このようにして製造された無方向性電磁鋼板は、回転機用の鉄心に打ち抜き、ロータ及びステータに組み立てることができる。その際、同一の鋼板からロータとステータようの鉄心材料を同時に打ち抜き、それぞれ積層してロータ及びステータ部材に組み立てた後、ステータ部材にのみ歪取り焼鈍を施して、粒成長を促し、その鉄損を下げることができる。この歪取り焼鈍の条件は、歪取り焼鈍結晶粒成長比が２以上になるものであればよいが、たとえば不活性ガス雰囲気中で７５０℃、２時間程度とすることが望ましい。この際、ロータ用鉄心部材には粒成長を伴う歪取り焼鈍は行わず、高い強度を保ったままにするのがよい。
【００５７】
なお、最終焼鈍された無方向性電磁鋼板には、さらに軽度の歪み、たとえば０．５〜５％程度の圧延歪みを付与した後、７００〜８００℃の歪取り焼鈍を施し、再結晶を促して結晶粒径を３０〜１００μｍに成長させることができる。このように処理された鋼板は、特に低鉄損が要求されるステータの組み立てに利用することができる。
【００５８】
【実施例】
以下、実施例に基づき本発明の実施形態をより具体的にする。
【００５９】
（実施例１）
表４に示す成分組成を有するスラブを連続鋳造法により製造した。これらのスラブを１１１０℃で４０分間加熱した後、仕上圧延を行い厚さ２．５ｍｍの熱延板とした。得られた熱延板を酸洗し、スケール除去を施してから冷間圧延により厚さ０．５０ｍｍの冷延板に仕上げた。ついで、容量比で水素：５０％と窒素：５０％の雰囲気中で、７８０℃、１０秒の最終焼鈍を施した。得られた最終焼鈍板には重クロム酸塩と樹脂からなる半有機コーティング液を塗布し、３００℃で焼きつけて最終製品とした。なお、粒成長阻害延性介在物の量は、スラブ厚さの変更や熱間圧延での圧下スケジュールの変更によって変動させた。
【００６０】
得られた製品からサンプルを切出し、ＪＩＳ　Ｃ２５５０に準拠して磁束密度、鉄損、上降伏点（ＹＰ）およびビッカース硬さ（Ｈｖ）を測定した。また、平均結晶粒径および粒成長阻害延性介在物の個数密度を測定した。なお、測定は幅方向に垂直な面について行った。
【００６１】
ついで、上記製品をアルゴン雰囲気中にて７５０℃、２時間の歪取り焼鈍を行ったのち、前記製品について行ったのと同様にして鉄損および平均結晶粒径を測定するとともに、歪取り焼鈍結晶粒成長比を求めた。
【００６２】
【表４】

【００６３】
得られた結果を表５に示す。表４及び表５に示すように、本発明にしたがう成分組成及び粒成長阻害介在物個数密度を有するものは歪取り焼鈍結晶粒成長比が大きく、製品（最終焼鈍状態）の上降伏点（ＹＰ）およびビッカース硬さ（Ｈｖ）が比較的高いことと相俟って、回転機のロータ及びステータを同時に打ち抜いて製作するのに適したものとなっている。
【００６４】
【表５】

【００６５】
（実施例２）
表６に示す成分組成を有する厚さ２１０ｍｍの連続鋳造スラブを製造した。その際、製鋼プロセスにおけるスラグ組成の適正化と成分組成によるスラブ厚および熱延条件の適正化により結晶粒阻害延性介在物量が１０００個／ｃｍ^２の範囲に収まるようにした。得られたスラブを実施例１の場合と同様に処理して製品とし、実施例１の場合と同様に試験した。ただし、鋼記号５８の最終焼鈍は６８０℃、鋼記号５９の最終焼鈍は８５０℃で行った。得られた結果を表７に示す。表７に示したとおり、本発明にしたがう成分組成、平均結晶粒径を有するものはいずれも優れた歪取り焼鈍結晶粒成長比を有し、それにより回転機のロータ及びステータの同時打ち抜き製造に適したものとなっている。
【００６６】
【表６】

【００６７】
【表７】

【００６８】
上記のように本発明により、回転機用ロータ及びステータを製造するのに極めて適した無方向性電磁鋼板を提供できる。しかしながら、本発明に係る無方向性電磁鋼板は、それに留まらず、いわゆるリサイクル性が優れているという特徴を有する。すなわち、鋼板のＡｌ含有量が高いときは、鉄心材料をリサイクルしてモータのシャフトなどを鋳造する場合、溶鋼の表面酸化が進行して粘性が増大して溶鋼の鋳型内充填性が低下するために、健全な鋳物が得られないことがあり、一般にＡｌを含むスクラップはリサイクル性に乏しいとされていたが、本発明に係る無方向性電磁鋼板は低Ａｌ材であり、鋳造のためのリサイクル性は極めて高い。
【００６９】
【発明の効果】
本発明にしたがう高磁束密度無方向性電磁鋼板により、同一の鋼板からロータ材及びステータ材の同時採取をしながら、ロータ材には高い磁束密度及び高強度を、ステータ材には高い磁束密度及び低鉄損を付与し得る。これにより、回転機用部材、ひいては回転機の製造効率、出力特性を大幅に向上し得る。併せて、本発明に係る無方向性電磁鋼板は、鋳造の際のリサイクル性に優れ、打ち抜き材のスクラップをリサイクルする場合の鋳造性が改善される。
【図面の簡単な説明】
【図１】最終焼鈍後の鋼板の平均結晶粒径に対する歪取り焼鈍後の鋼板の平均結晶粒径の比とＮ含有量の関係を粒成長阻害延性非金属介在物の存在個数をパラメータとして表したグラフである。[0001]
TECHNICAL FIELD OF THE INVENTION
The present invention is directed to a non-oriented electrical steel sheet used for assembling a rotating machine, in particular, has a high magnetic flux density and high strength when assembled to a rotor of a rotating machine, and has a high magnetic flux density and low iron when used for a stator. The present invention relates to a non-oriented electrical steel sheet having excellent properties, which is a loss, and a rotating member assembled using the same.
[0002]
[Prior art]
In order to reduce the energy consumption of the rotating machine, it is effective to increase the magnetic flux density of the iron core (rotor and stator) and reduce the iron loss. Among these, as means for reducing iron loss, means for increasing the electric resistance of the iron core material by increasing the content of Si, Al, Mn or the like has been generally used. In addition to these means, for example, a method of adding B in JP-A-58-15143, a method of adding Ni in JP-A-3-281758, and the like are known. Also, there is a method of improving magnetic properties by making the texture of the magnetic steel sheet preferentially grow crystal grains having, for example, <100><UVW> orientation. For example, Japanese Patent Application Laid-Open No. 58-181822 discloses a method. It has been proposed in gazettes and the like. By this means, the magnetic flux flow in the rotating machine iron core can be optimized, and it becomes possible to manufacture an iron core having a high magnetic flux density and a low iron loss.
[0003]
In manufacturing a core for a rotating machine, a rotor core plate and a stator core plate are generally stamped out of the same steel plate by a press in order to maintain a high yield of materials. Then, the rotor core plate and the stator core plate are each laminated and assembled into a rotor and a stator.
[0004]
Among them, the rotor is a rotating member, and high strength is required because of high stress accompanying high-speed rotation. Particularly in recent years, in order to increase the efficiency of a rotating machine (motor), a rotor in which a rare-earth magnet is embedded has been developed, and the rotation speed of the rotor has been significantly increased. Therefore, the magnetic steel sheet constituting the rotor is required to have a higher magnetic flux density and strength, for example, a higher yield point (YP) than in the past. On the other hand, it is important that the stator has a high magnetic flux density and a low iron loss in order to reduce the size of the rotating machine and save energy.
[0005]
[Problems to be solved by the invention]
As described above, even if the electromagnetic steel sheet is used for the same motor, the steel sheet used for assembling the rotor (hereinafter referred to as “rotor material”) and the steel sheet used for assembling the stator (hereinafter referred to as “stator material”) ) Greatly differs in required characteristics. Conventionally proposed technologies, even if individually satisfying characteristics as a rotor material or a stator material, have not been directed to satisfy both of these characteristics.
[0006]
The present invention provides a high magnetic flux density and a high strength for a rotor material and a high magnetic flux density for a high magnetic flux density and a low iron loss in a stator material while simultaneously sampling a rotor material and a stator material from the same steel plate. An object of the present invention is to propose a non-oriented electrical steel sheet and further propose a member for a rotating machine using the same.
[0007]
[Means for Solving the Problems]
The inventor of the present invention has determined that the saturation magnetic flux density of a non-oriented electrical steel sheet is determined by the iron content (mainly represented by mass%) of the material. It was noted that the density was inevitably reduced, while the magnetic flux density and strength were governed by the crystal grain size of the steel sheet. Also, in the process of assembling the rotor and the stator of the rotating machine at the customer, attention was paid to the fact that after the core plate for the rotor and the core plate for the stator were punched from the steel plate, the strain relief annealing was performed. Furthermore, the inventors focused on the fact that the rotor and the stator can be provided with necessary characteristics by optimizing the crystal grain size of the non-oriented electrical steel sheet having a low Si content in the manufacturing process of the rotor and the stator.
[0008]
Furthermore, the factors that govern the growth of the crystal grain size in the strain relief annealing process performed during the stator assembly process are explored to suppress fine precipitates such as AlN, and the number of ductile nonmetallic inclusions dispersed in the steel sheet. By limiting the density to a predetermined value or less in relation to the average grain size of the finally annealed steel sheet, the grain size is reduced in a strain relief annealing process (about 2 hours at 750 ° C.) performed in a stator assembly process at a customer. The present inventors have found that the diameter can be sufficiently grown, and have reached the present invention.
[0009]
The high magnetic flux density non-oriented electrical steel sheet for a rotating machine of the present invention contains Si: 0.1% to 1.2% and Mn: 0.005 to 0.30% by mass ratio, and C: 0.0050. % (Including 0), Sol. Al: limited to 0.0004% or less (including 0), N: limited to 0.0030% or less (including 0), the balance consisting of Fe and unavoidable impurities, and dispersing in the steel sheet to inhibit grain growth and ductile nonmetallic inclusions Number density of 1000 / cm ² Hereafter (including 0). Here, the term "grain growth-inhibiting ductile nonmetallic inclusions" refers to inclusions having a length of 3 × D to 9 × D, where D is the average recrystallized grain size of the finally annealed steel sheet.
[0010]
In the above invention, one or two selected from Sb: 0.005 to 0.10% and Sn: 0.005 to 0.2% by mass ratio, or P: 0. It is preferable to further contain one or two selected from 001 to 0.2% and Ni: 0.001 to 0.2%. Further, one or two selected from REM: 0.0001 to 0.10% and Ca: 0.0001 to 0.01% by mass ratio can be further contained.
[0011]
In addition, among the inevitable impurities, S and O are preferably limited to a mass ratio of S: 0.0050% or less (including 0) and 0: 0.0100% or less (including 0). Similarly, among the inevitable impurities, Ti, Nb, and V are, by mass ratio, Ti: 0.0020% or less (including 0), Nb: 0.0050% or less (including 0), and V: 0.0060% or less. (Including 0).
[0012]
In the above invention, the steel sheet after the final annealing preferably has an average recrystallized grain size D of 6 to 25 μm.
[0013]
The non-oriented electrical steel sheet according to each of the above inventions is obtained by subjecting a slab for a non-oriented electrical steel sheet to a cold-rolled steel sheet having a final thickness by a usual method, and then subjecting the slab to final annealing at 700 to 800 ° C. Is preferred.
[0014]
The non-oriented electrical steel sheets according to the above inventions can be punched and then laminated to form a high-strength rotating machine rotor member. Moreover, after punching and laminating, it can be further subjected to strain relief annealing to obtain a low iron loss rotating machine stator member.
[0015]
In addition, the non-oriented electrical steel according to each of the above inventions, after processing the slab for a non-oriented electrical steel sheet by a conventional method to form a cold-rolled steel sheet having a final thickness, subjected to final annealing at 700 to 800 ° C. May be further subjected to strain relief annealing at 700 to 800 ° C. to grow the crystal grain size to twice or more the grain size after final annealing.
[0016]
BEST MODE FOR CARRYING OUT THE INVENTION
The magnetic steel sheet of the present invention has the following chemical composition in mass ratio.
[0017]
Si: 0.1 to 1.2%
In order to increase the electrical resistance of the steel sheet and reduce iron loss, it is necessary to contain at least 0.1% of Si. However, when the Si content exceeds 1.2%, only the magnetic flux density is reduced. In addition, hardness increases and workability deteriorates. Therefore, the Si content is in the range of 0.1 to 1.2%.
[0018]
Mn: 0.005 to 0.30%
Mn is a component necessary for obtaining good workability during hot rolling, and for that purpose, it is necessary to contain 0.005% or more. However, when it exceeds 0.30%, the magnetic flux density decreases. Therefore, the content of Mn is set to 0.005 to 0.30%.
[0019]
C: 0.0050% or less (including 0)
C needs to be reduced as much as possible to suppress magnetic aging deterioration. Further, in order to sufficiently exhibit the effect of improving the texture under the ultra-low Al conditions employed in the present invention, the content must be reduced to 0.0050% or less. However, this reduction of C does not necessarily have to be achieved at the stage of the molten steel or slab as the starting material, but may be achieved by the time the final annealing is performed during the manufacturing process of the steel sheet.
[0020]
Sol. Al: 0.0004% or less (including 0)
In order to obtain excellent grain growth and magnetic properties, it is necessary to reduce the Al content of the steel sheet to 0.0004% or less. If the Al content exceeds 0.0004%, AlN precipitates in the steel sheet, and the magnetic flux density of the finally annealed product decreases. Further, the grain growth during the strain relief annealing performed after the punching of the stator is hindered, and the iron loss value cannot be sufficiently reduced.
[0021]
N: 0.0030% or less (including 0)
N combines with Al and causes precipitation of nitride (AlN), and also combines with Ti and the like to form various nitrides, thereby reducing the magnetic flux density of the finally annealed product. In addition, it hinders the grain growth during strain relief annealing performed after punching into the stator, which hinders a sufficient decrease in iron loss value. Therefore, it is necessary to reduce the N content to 0.003% or less, preferably 0.0025% or less.
[0022]
Although the non-oriented electrical steel sheet of the present invention has the above basic composition, the object of the present invention cannot be achieved by itself. When the average recrystallized grain size of the steel sheet among the ductile non-metallic inclusions dispersed in the finally annealed steel sheet is D, the length is 3 × D to 9 × D. Number density of ductile non-metallic inclusions is 1000 / cm ² The following (including 0) is required.
[0023]
Here, the average recrystallized grain size is 0.5 mm ² The number of crystal grains present in the area is measured, and the average area per crystal grain is calculated based on the number. The diameter of a circle equal to the average area is referred to. This average crystal grain size is measured by observing a cross section perpendicular to the width direction of the steel sheet with an optical microscope.
[0024]
The ductile nonmetallic inclusions refer to rod-shaped inclusions elongated in the rolling direction and inclusions that are continuously arranged in the rolling direction. Further, when two or more inclusions within a distance of 10 μm are arranged in a direction within ± 5 ° with respect to the rolling direction, these inclusions are regarded as being connected to each other as one ductile inclusion. .
[0025]
The length of the ductile inclusion refers to the maximum value of the length of a line segment drawn between any two points at the interface between the base iron and the inclusion, that is, the distance between both ends of the ductile inclusion. To measure the number of existing steel sheets, a section perpendicular to the width direction of the steel sheet was polished, and the as-polished surface (without performing any corrosion treatment, etc.) was observed with an optical microscope. Approved as inclusions, observation field for one sample is 5mm ² The number of inclusions recognized as ductile inclusions among the inclusions identified above as 1 cm was measured. ² Rebate per hit to determine the number density. In addition to the above ductile inclusions, there are isolated circular inclusions, which are not counted as ductile inclusions as non-ductile inclusions.
[0026]
(Experiment 1)
C: 0.002%, Si: 0.7%, Mn: 0.2%, Sol. A slab was manufactured in which Al: 0.0004% or less, S: 0.002%, and the remaining unavoidable impurities as basic components, and N was changed in the range of 0.0010 to 0.0060%. The obtained slab is heated to 1100 ° C., hot-rolled to a thickness of 2.3 mm, pickled, cold-rolled to a final thickness of 0.35 mm, and further recrystallized at 800 ° C. for 15 seconds. To give a final annealed plate (product). The amount of ductile inclusions and the form (length) were adjusted by, for example, changing the oxygen content and the Al content and changing the rolling schedule in hot rolling.
[0027]
The average crystal grain size of the obtained product was measured, and the inclusions were observed to measure the length and the number density of the ductile inclusions. Next, the product is annealed at 750 ° C. for 2 hours (hereinafter simply referred to as “strain relief annealing”) in an argon (Ar) atmosphere, which is a condition corresponding to the strain relief annealing at the customer, and is finally annealed. The average crystal grain size was measured as in the case of the plate.
[0028]
FIG. 1 shows the ratio of the average grain size of the steel sheet after strain relief annealing to the average grain size of the steel sheet after final annealing thus obtained (hereinafter referred to as “strain relief annealing grain growth ratio”) and N content. A graph expressing the number density of inclusions (hereinafter referred to as “grain growth-inhibiting ductile inclusions”) having a length of 3 × D to 9 × D, as a parameter, where D is the average recrystallized grain size in the relationship between the amounts. It is.
[0029]
As can be seen from FIG. 1, when the N content is 0.0030% or less, the number density of the grain growth-inhibiting ductile inclusions is 1000 / cm. ² If it is below, the strain relief annealing crystal grain growth ratio becomes 2 or more. However, the number density of the grain growth-inhibiting ductile inclusions is 1000 / cm ² Even when the N content is less than 0.0030%, or when the number density of the grain growth inhibiting ductile inclusions is 1000 ² When it exceeds, the strain relief annealing crystal grain growth ratio is less than 2.
[0030]
(Experiment 2)
Similar results can be confirmed from the following Experiment 2. Three 250 mm thick slabs having the compositions shown in Table 1 were produced, and samples were cut out of these slabs by machining to have thicknesses of 25, 50, 100, and 200 mm, respectively. Thereafter, these samples were heated to 1070 ° C., hot-rolled to 2.5 mm, pickled, and cold-rolled to a final thickness of 0.5 mm. Next, the recrystallization annealing conditions were adjusted in the range of 700 to 800 ° C. to obtain a product plate having a crystal grain size of 12 μm or 14 μm.
[0031]
The obtained product plate was subjected to strain relief annealing at 750 ° C. for 2 hours in an Ar atmosphere. The cross sections perpendicular to the sheet width direction of these product sheets (recrystallization annealing sheets) and strain relief annealing sheets were observed with an optical microscope, and the average crystal grain size was measured. The number density of the grain growth-inhibiting ductile inclusions was measured for the product sheet. Table 2 shows the results. As shown in the table, the number density of the grain growth-inhibiting ductile inclusions on the product sheet was 1000 / cm. ² In the following samples, the strain relief annealing crystal grain growth ratio is large.
[0032]
[Table 1]

[0033]
[Table 2]

[0034]
If the composition is restricted as described above and the number density of the grain growth-inhibiting ductile inclusions is properly restricted, the average crystal grain size of the steel sheet after the strain relief annealing (the core material assembled into the stator) is adjusted to the average crystal grain size after the final annealing. It can be at least twice the particle size. Thereby, iron loss in the stator is greatly reduced. On the other hand, since the rotor is assembled from a steel sheet in which the crystal grains in the final annealed state are relatively small as described above, the strength, particularly the upper yield point (YP), is maintained high by using the rotor in that state. It is possible to efficiently assemble a rotating machine for high-speed rotation.
[0035]
The size of the average crystal grain size that governs the strength of the steel sheet may be designed according to the strength level of the rotor required according to the characteristics of the rotating machine. However, in the case of a general rotating machine, the average crystal grain size after the final annealing of the steel sheet is preferably 6 to 25 μm.
[0036]
Although the interpretation of the scope of the right of the present invention is not affected, the reason why the strain relief annealing crystal grain growth ratio is controlled by the number density of the grain growth inhibiting ductile inclusions is considered as follows.
[0037]
First, inclusions having the same length as the crystal grain size are considered to most hinder grain growth. That is, the ductile inclusion exists across one or two or more crystal grain boundaries, and the probability of inhibiting the growth of the crystal grains increases. However, when the total amount of nonmetallic inclusions present in the magnetic steel sheet is constant, the volume fraction occupied in the steel is considered to be almost constant. Extremely long inclusions are less likely to inhibit grain growth. In other words, the degree to which the ductile inclusions inhibit the grain growth depends on the length of the inclusions. According to the knowledge of the present inventors, the length of the ductile nonmetallic inclusions is 3 to 3 times the average grain size of the final annealed sheet. When the ratio is 9 times, that is, when it is a grain growth-inhibiting ductile inclusion, it becomes the maximum. On the other hand, the amount of nonmetallic inclusions directly governs the growth of crystal grains. Therefore, the “strain relief annealing crystal grain growth ratio” is affected by the number density of the ductile nonmetallic inclusions having a length in this range, that is, “grain growth inhibiting ductile inclusions”.
[0038]
As described above, the Si, Mn, C, Sol. The content density of Al and N is restricted, and the number density of the grain growth inhibiting ductile inclusions is 1000 / cm. ² The strain reduction annealing crystal grain growth ratio can be increased by suppressing the following, and a high magnetic flux density non-oriented electrical steel sheet suitable for a rotating machine can be obtained. However, in the steel sheet composition, Ti, Nb and V, and By limiting or adding Sb and Sn, the effect can be further ensured. This was confirmed by the following experiment.
[0039]
(Experiment 3)
Steel ingots having the compositions shown in Table 3 were produced, and these ingots were heated to 1070 ° C., hot-rolled to 2.5 mm, pickled, and then cold-rolled to a final thickness of 0.1 mm. Finished to 5 mm. Next, after recrystallization annealing was performed at 800 ° C. for 10 seconds to obtain a product plate, the product plate was subjected to strain relief annealing at 750 ° C. for 2 hours to obtain a product plate. From the obtained product sheet and the product sheet after the strain relief annealing, samples were cut out in parallel with the rolling direction and at right angles to the rolling direction, and the magnetic flux density and iron loss were measured in accordance with JIS C 2550, The average was determined. The measurement results are shown in Table 3.
[0040]
[Table 3]

[0041]
As can be seen from Table 3, by limiting the content of Ti to 0.0020% or less, the content of Nb to 0.0050% or less, and the amount of V to 0.0060% or less, the magnetic properties after strain relief annealing are further improved. Can be. Also, by adding one or two of Sb or Sn, the iron loss after strain relief annealing can be significantly improved. The reason why the magnetic properties are improved by reducing the amounts of Ti, Nb, and V is not always clear, but Ti, Nb, and V are both nitride-forming elements. Since it causes the same harm as finely precipitated AlN which has a bad influence on the structure formation and crystal grain growth, it is considered that by reducing these elements, this kind of harm is prevented and as a result good magnetic properties can be obtained. Can be
[0042]
The reason for affecting the magnetic properties after strain relief annealing is not clear, but if the amount of Ti, Nb, and V is large in the low Al-containing Si steel, a partial solid solution occurs during hot-rolled sheet annealing or recrystallization annealing. It is considered that nitrides or carbides precipitate as nitrides or carbides during strain relief annealing and hinder domain wall movement, resulting in deterioration of iron loss.
[0043]
Further, it is not clear why the addition of one or two of Sb or Sn significantly improves iron loss after strain relief annealing, but segregation of Sb or Sn affects precipitation behavior such as V. This is considered to be due to suppression of precipitation and coarsening of precipitates.
[0044]
By limiting the amounts of Ti, Nb and V that are inevitably mixed from the hot metal or the Si raw material, the above Sol. The effect of the reduction of Al is further enhanced, and the magnetic properties are further improved. In particular, in a component system in which Al is reduced as much as possible, it is advantageous to limit the amount of V in addition to the amount of Ti and Nb. The effect is particularly large in preventing iron loss after strain relief annealing. The restrictions on the trace elements are summarized as follows.
[0045]
Ti: 0.0020% or less (including 0), Nb: 0.0050% or less (including 0), and V: 0.0060% or less (including 0)
Ti, Nb, and V form fine nitrides or carbides and inhibit the formation of texture and the growth of crystal grains. In particular, according to the present invention, Sol. The tendency is remarkable in a non-oriented electrical steel sheet in which the contents of Al and N are limited to be low. If these elements are reduced to Ti: 0.0020% or less, Nb: 0.0050% or less, and V: 0.0060% or less, their tendency to form nitrides or carbides is suppressed, particularly after strain relief annealing. Iron loss can be prevented from deteriorating.
[0046]
One or two selected from Sb: 0.005 to 0.10% and Sn: 0.005 to 0.2%
Sb and Sn effectively promote the formation of a texture that is advantageous in magnetic properties by suppressing the fine precipitation of nitride and reducing the effect of inhibiting grain growth. The effect appears when Sb is 0.005% or more and Sn is 0.005% or more. However, when it exceeds 0.10% and 0.2%, respectively, it rather inhibits grain growth.
[0047]
In addition to the above, the characteristics of the steel of the present invention can be more effectively exhibited by limiting or adding the following elements.
[0048]
P: One or two selected from 0.001 to 0.2% and Ni: 0.001 to 0.2%
The non-oriented electrical steel sheet of the present invention has a low hardness due to low Si, causing sagging and crushing at the time of punching, and causing burrs generated at the time of punching to decrease the space factor of the steel sheet. Problem may occur. P and Ni have the effect of increasing the hardness of the magnetic steel sheet. Therefore, these elements can be added as required by the customer within a range that does not impair the electromagnetic characteristics, particularly the magnetic flux density.
[0049]
REM: one or two selected from 0.0001 to 0.10% and Ca: 0.0001 to 0.01%
REM and Ca have the effect of coarsening sulfides and improving iron loss. Therefore, these elements can be appropriately added in the range where the effect is exhibited, that is, REM: 0.0001 to 0.10% and Ca: 0.0001 to 0.01%.
[0050]
S: 0.0050% or less (including 0), 0: 0.0100% or less (including 0)
If S exceeds 0.0050%, S bonds with Mn or Cu of a playing card element to form MnS or Cu. ₂ The tendency to form S becomes strong and hinders crystal grain growth. Further, if O exceeds 0.0100%, the amount of oxides increases and hinders crystal grain growth. Therefore, it is preferable to limit these elements to the above range.
[0051]
In the present invention, the crystal grain size of the steel sheet finally annealed, the strength level required for the non-oriented electrical steel sheet, the iron loss level, depends on the characteristics of the rotating machine to be manufactured, it is necessary to uniformly determine Absent. However, setting the average recrystallized grain size D to 6 to 25 μm is advantageous in that the above-mentioned strain relief annealing crystal grain growth ratio is relatively large, for example, 3 or more.
[0052]
The method for producing the non-oriented electrical steel sheet according to the present invention is not particularly limited. Typically, it can be manufactured by the following process. First, slab of molten steel adjusted to a suitable component composition is produced by a continuous casting method. Next, this is hot-rolled to obtain a hot-rolled sheet. After annealing the hot-rolled sheet as required, the sheet is subjected to one or more cold rolling steps with intermediate annealing as necessary to finish to a final sheet thickness. The obtained cold-rolled sheet is subjected to continuous annealing and, if necessary, an insulating coating.
[0053]
In the present invention, the amount of ductile inclusions among the inclusions, and the existing form, particularly to reduce the ductile inclusions whose length with respect to the average crystal grain size is within a predetermined range, that is, the amount of the grain growth inhibiting ductile inclusions 1000 pieces / cm ² It is important to: Such control can be achieved by any one of the following means or a combination thereof.
[0054]
First, there is a means for reducing the absolute content of inclusions in the slab by reducing the oxygen content. Further, it is effective to make the inclusions in the slab ductile by increasing the amount of Al or Mn, or conversely, to make the inclusions non-ductile (miniaturized) by reducing the amount of Al or Mn. Furthermore, since the ductile inclusions tend to be longer if the cumulative rolling reduction after hot rolling increases, and shorter if they decrease, the length of nonmetallic inclusions may be increased or decreased by increasing or decreasing the slab reduction ratio or increasing or decreasing the product sheet thickness. It can be adjusted to be less than 3 times or more than 9 times the average recrystallized grain size of the final annealed steel sheet. Conversely, conditions such as temperature and soaking time in final annealing are changed to increase or decrease the average grain size, and as a result, the length of the nonmetallic inclusions is reduced to less than 3 times or more than 9 times the average grain size. You can also.
[0055]
Further, in the above manufacturing process, the annealing temperature of the continuous annealing applied to the cold-rolled sheet cold-rolled to the final sheet thickness is set to 700 to 800 ° C., by adjusting the average crystal grain size to 6 to 25 μm, or It is preferable to adjust the hardness to an appropriate level, for example, Vickers hardness (Hv) of 100 to 170.
[0056]
The non-oriented electrical steel sheet manufactured in this manner can be punched into an iron core for a rotating machine and assembled into a rotor and a stator. At that time, core materials such as a rotor and a stator are simultaneously punched from the same steel plate, laminated and assembled into a rotor and a stator member, and then subjected to strain relief annealing only on the stator member to promote grain growth, thereby increasing the iron loss. Can be lowered. The condition of the strain relief annealing may be such that the crystal growth ratio of the strain relief annealing is 2 or more. For example, it is preferable that the strain relief annealing is performed at 750 ° C. for about 2 hours in an inert gas atmosphere. At this time, it is preferable that high strength is maintained without performing strain relief annealing accompanied by grain growth on the rotor core member.
[0057]
The non-oriented electrical steel sheet subjected to the final annealing is further given a slight strain, for example, a rolling strain of about 0.5 to 5%, and then subjected to strain relief annealing at 700 to 800 ° C. to promote recrystallization. Thus, the crystal grain size can be grown to 30 to 100 μm. The steel sheet thus treated can be used particularly for assembling a stator requiring low iron loss.
[0058]
【Example】
Hereinafter, embodiments of the present invention will be described more specifically based on examples.
[0059]
(Example 1)
Slabs having the component compositions shown in Table 4 were produced by a continuous casting method. After heating these slabs at 1110 ° C for 40 minutes, finish rolling was performed to obtain a hot-rolled sheet having a thickness of 2.5 mm. The obtained hot-rolled sheet was pickled, scale-removed, and then cold-rolled to obtain a cold-rolled sheet having a thickness of 0.50 mm. Then, final annealing was performed at 780 ° C. for 10 seconds in an atmosphere of 50% hydrogen and 50% nitrogen at a volume ratio. A semi-organic coating solution comprising a dichromate and a resin was applied to the obtained final annealed plate and baked at 300 ° C. to obtain a final product. The amount of the grain growth-inhibiting ductile inclusion was varied by changing the slab thickness or the rolling schedule in hot rolling.
[0060]
A sample was cut out from the obtained product, and the magnetic flux density, iron loss, upper yield point (YP) and Vickers hardness (Hv) were measured according to JIS C2550. Further, the average crystal grain size and the number density of the grain growth inhibiting ductile inclusions were measured. The measurement was performed on a plane perpendicular to the width direction.
[0061]
Then, the above product was subjected to strain relief annealing at 750 ° C. for 2 hours in an argon atmosphere, and then the iron loss and average crystal grain size were measured in the same manner as performed for the product. The grain growth ratio was determined.
[0062]
[Table 4]

[0063]
Table 5 shows the obtained results. As shown in Tables 4 and 5, those having a component composition and a grain growth-inhibiting inclusion number density according to the present invention have a large strain relief annealing crystal grain growth ratio and an upper yield point (YP) of the product (final annealing state). ) And the relatively high Vickers hardness (Hv) make it suitable for punching and manufacturing the rotor and stator of a rotating machine simultaneously.
[0064]
[Table 5]

[0065]
(Example 2)
A continuous cast slab having a thickness of 210 mm having the component composition shown in Table 6 was produced. At that time, the amount of crystal grain-inhibiting ductile inclusions was 1000 / cm by optimizing the slag composition and slab thickness and hot rolling conditions by the component composition in the steelmaking process. ² In the range. The obtained slab was processed in the same manner as in Example 1 to obtain a product, and tested in the same manner as in Example 1. However, the final annealing of steel symbol 58 was performed at 680 ° C, and the final annealing of steel symbol 59 was performed at 850 ° C. Table 7 shows the obtained results. As shown in Table 7, those having a component composition and an average grain size according to the present invention all have an excellent strain relief annealing grain growth ratio, which makes it possible to simultaneously manufacture a rotor and a stator of a rotary machine. It is suitable.
[0066]
[Table 6]

[0067]
[Table 7]

[0068]
As described above, according to the present invention, it is possible to provide a non-oriented electrical steel sheet which is extremely suitable for manufacturing a rotor and a stator for a rotating machine. However, the non-oriented electrical steel sheet according to the present invention is not limited thereto, and has a feature of being excellent in so-called recyclability. That is, when the Al content of the steel sheet is high, when the iron core material is recycled and a motor shaft or the like is cast, the surface oxidation of the molten steel proceeds, the viscosity increases, and the filling property of the molten steel in the mold decreases. However, a sound casting may not be obtained, and scrap containing Al is generally considered to be poor in recyclability.However, the non-oriented electrical steel sheet according to the present invention is a low Al material, Sex is extremely high.
[0069]
【The invention's effect】
With the high magnetic flux density non-oriented electrical steel sheet according to the present invention, while simultaneously collecting the rotor material and the stator material from the same steel sheet, the rotor material has a high magnetic flux density and high strength, and the stator material has a high magnetic flux density and Low iron loss can be imparted. Thereby, the manufacturing efficiency and output characteristics of the rotating machine member, and eventually the rotating machine, can be greatly improved. In addition, the non-oriented electrical steel sheet according to the present invention has excellent recyclability at the time of casting, and improves the castability at the time of recycling scraps from a punched material.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a table showing the relationship between the ratio of the average crystal grain size of a steel sheet after strain relief annealing to the average crystal grain size of a steel sheet after final annealing and the N content using the number of grain growth-inhibiting ductile nonmetallic inclusions as a parameter. It is the graph which did.

Claims

It contains Si: 0.1% to 1.2% and Mn: 0.005 to 0.30% by mass ratio, C: 0.0050% or less (including 0), Sol. Al: limited to 0.0004% or less (including 0), N: limited to 0.0030% or less (including 0), the balance consisting of Fe and unavoidable impurities, and which is dispersed in the steel plate and inhibits grain growth-inhibiting ductile nonmetallic inclusions A high magnetic flux density non-oriented electrical steel sheet for a rotating machine, characterized in that the number density is 1000 pieces / cm ² or less (including 0). Here, the term "grain growth-inhibiting ductile nonmetallic inclusions" refers to inclusions having a length of 3 × D to 9 × D, where D is the average recrystallized grain size of the finally annealed steel sheet.

The height for a rotary machine according to claim 1, further comprising one or two selected from Sb: 0.005 to 0.10% and Sn: 0.005 to 0.2% by mass ratio. Non-oriented electrical steel sheet with magnetic flux density.

The rotating machine according to claim 1 or 2, further comprising one or two kinds selected from a mass ratio of P: 0.001 to 0.2% and Ni: 0.001 to 0.2%. High magnetic flux density non-oriented electrical steel sheet.

4. The method according to claim 1, further comprising one or two kinds selected from a mass ratio of REM: 0.0001 to 0.10% and Ca: 0.0001 to 0.01%. High magnetic flux density non-oriented electrical steel sheet for rotating machines.

The mass ratio of S and O among unavoidable impurities is limited to S: 0.0050% or less (including 0), and 0: 0.0100% or less (including 0). 4. The high magnetic flux density non-oriented electrical steel sheet for a rotating machine according to any one of 4.

Among the unavoidable impurities, Ti, Nb and V by mass ratio of Ti: 0.0020% or less (including 0), Nb: 0.0050% or less (including 0), and V: 0.0060% or less (0 The high magnetic flux density non-oriented electrical steel sheet for a rotating machine according to any one of claims 1 to 5, characterized in that:

The high magnetic flux density non-oriented electrical steel sheet for a rotating machine according to any one of claims 1 to 6, wherein D has an average recrystallized grain size of 6 to 25 µm.

The rotating machine according to any one of claims 1 to 7, wherein the slab for a non-oriented electrical steel sheet is processed by a conventional method into a cold-rolled steel sheet having a final thickness, and then subjected to final annealing at 700 to 800 ° C. High magnetic flux density non-oriented electrical steel sheet.

After processing the slab for a non-oriented electrical steel sheet by a conventional method to obtain a cold-rolled steel sheet having a final thickness, a final annealing is performed at 700 to 800 ° C., and an annealing is further performed at 700 to 800 ° C. to reduce the crystal grain size. The high-magnetic-flux-density non-oriented electrical steel sheet for a rotating machine according to any one of claims 1 to 7, wherein the non-oriented electrical steel sheet is grown to be at least twice the grain size after final annealing.

A high-strength rotating machine rotor member formed by punching and laminating the high magnetic flux density non-oriented electrical steel sheet for a rotating machine according to any one of claims 1 to 8.

A low iron loss rotating machine stator member obtained by punching and laminating the high magnetic flux density non-oriented electrical steel sheet for a rotating machine according to any one of claims 1 to 8, and then performing strain relief annealing.