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WO2024214370A1 - 無方向性電磁鋼板 - Google Patents

無方向性電磁鋼板 Download PDF

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Publication number
WO2024214370A1
WO2024214370A1 PCT/JP2024/004239 JP2024004239W WO2024214370A1 WO 2024214370 A1 WO2024214370 A1 WO 2024214370A1 JP 2024004239 W JP2024004239 W JP 2024004239W WO 2024214370 A1 WO2024214370 A1 WO 2024214370A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
mass
less
steel sheet
group
magnetostriction
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Pending
Application number
PCT/JP2024/004239
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
龍一 末廣
智幸 大久保
善彰 財前
勇人 齋藤
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
JFE Steel Corp
Original Assignee
JFE Steel Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by JFE Steel Corp filed Critical JFE Steel Corp
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Priority to EP24788400.0A priority patent/EP4685259A1/en
Priority to JP2024526897A priority patent/JPWO2024214370A1/ja
Priority to KR1020257036428A priority patent/KR20250166317A/ko
Publication of WO2024214370A1 publication Critical patent/WO2024214370A1/ja
Priority to MX2025012105A priority patent/MX2025012105A/es
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Pending legal-status Critical Current

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    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
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    • H02K—DYNAMO-ELECTRIC MACHINES
    • H02K1/00—Details of the magnetic circuit
    • H02K1/02—Details of the magnetic circuit characterised by the magnetic material

Definitions

  • the present invention relates to non-oriented electrical steel sheets, and in particular to non-oriented electrical steel sheets that exhibit excellent iron loss characteristics when used in the iron cores of electric motors (rotating machines) and the like.
  • Motor cores are made up of a stator core and a rotor core, but in order to meet the recent demand for smaller size and higher output for HEV drive motors, etc., the non-oriented electrical steel sheet used in the stator core is strongly required to have excellent magnetic properties, such as high magnetic flux density and low core loss.
  • the motor core is made by laminating multiple non-oriented electromagnetic steel sheets that have been processed to the cross-sectional shape of the motor core and fixing them together by crimping, welding, bolting, etc.
  • the stator core is fixed to the outer frame (case) by methods such as shrink fitting. Therefore, the motor core is subjected to some compressive stress due to the above fixing, etc., even when it is not excited.
  • Patent Document 1 discloses a technique for suppressing deterioration of iron loss due to compressive stress by setting the magnetostriction constant ⁇ 100 to 35 ⁇ 10 ⁇ 6 or less.
  • Patent Document 2 discloses a technique for obtaining excellent magnetic properties by setting the average value of magnetostriction in the rolling direction and the direction perpendicular to the rolling direction after stress relief annealing to 5.0 ⁇ 10 ⁇ 6 or less in a non-oriented electrical steel sheet used for a stator.
  • Patent Document 1 requires adjustment of the balance between Si and Al in order to reduce the magnetostriction constant ⁇ 100 , and there is a problem in that it is difficult to achieve both magnetostriction characteristics and iron loss characteristics of the motor core. Furthermore, according to the results of the inventors' investigations into the technology disclosed in Patent Document 2, it was found that there are many cases in which the iron loss of the motor is not sufficiently reduced even if the average value of magnetostriction in the rolling direction and the direction perpendicular to the rolling direction is reduced.
  • the present invention was made in consideration of the above problems with the conventional technology, and its purpose is to provide a non-oriented electrical steel sheet with excellent iron loss characteristics that are effective in improving the efficiency of electric motors.
  • the inventors focused on magnetostrictive deformation during the excitation process of the back yoke part of the stator core and conducted extensive research. As a result, they discovered that it is possible to manufacture a low-iron-loss, highly efficient electric motor by reducing the in-plane average value of magnetostriction in the direction parallel to each magnetic field direction when an AC magnetic field is applied to the rolling direction, the sheet width direction (perpendicular to the rolling direction), and a direction that forms an angle of 45° with the rolling direction of the non-oriented electromagnetic steel sheet that is the material of the motor core, and thus developed the present invention.
  • the present invention relates to a non-oriented electrical steel sheet having a component composition containing C: 0.0050 mass% or less, Si: 2.0 to 5.0 mass%, Mn: 2.0 mass% or less, P: 0.20 mass% or less, S: 0.0050 mass% or less, Al: 2.0 mass% or less, N: 0.0050 mass% or less, Ti: 0.0030 mass% or less, Nb: 0.0010 mass% or less, V: 0.0050 mass% or less, and O: 0.0050 mass% or less, with the balance being Fe and inevitable impurities.
  • the zero-peak values of magnetostriction in the direction parallel to each magnetic field direction are expressed as ⁇ //H RD , ⁇ //H TD , and ⁇ //H DD , respectively, and are expressed by the following formula (1);
  • the non-oriented electrical steel sheet is characterized in that the in-plane average value ⁇ //H ave of magnetostriction defined by is 1.0 ⁇ 10 -5 or less.
  • the non-oriented electrical steel sheet of the present invention is characterized in that, in addition to the above-mentioned composition, it further contains at least one component selected from the following groups A to L: Group A: At least one selected from Sn: 0.005-0.20 mass% and Sb: 0.005-0.20 mass%; Group B: At least one selected from Ca: 0.0005-0.100 mass%, Mg: 0.0005-0.100 mass%, and REM: 0.0005-0.100 mass%; Group C: At least one selected from Cr: 0.01-1.0 mass% and Cu: 0.01-1.0 mass%; Group D: Ni: 0.01-1.0 mass% Group E: at least one selected from Mo: 0.0005-0.1 mass% and W: 0.001-0.1 mass% Group F: Co: 0.01-1.0 mass% Group G: At least one selected from As: 0.001-0.05 mass% and B: 0.0001-0.005 mass% Group H: Pb: 0.00001-0.010 mass% ⁇ Group I; Zn: 0.0001 to 0.02 mass% ⁇ G group; Ta
  • the present invention makes it possible to manufacture electric motors with low iron loss.
  • FIG. 2 is a schematic diagram illustrating the structure of a ring core used to examine iron loss.
  • 1 is a graph showing the effect of a magnetic field applied in the sheet thickness direction during finish annealing on magnetostriction of a product sheet in a direction parallel to the magnetic field direction.
  • 13 is a graph showing the effect of the in-plane average value ⁇ //H ave of magnetostriction in a direction parallel to the magnetic field direction of a product sheet on the hysteresis loss W hys of a ring core.
  • the cold-rolled sheet was rapidly heated at an average heating rate of 100°C/s in a temperature range from 200°C to 700°C, and a DC magnetic field of different magnitude was applied in the sheet thickness direction in the temperature range. After that, the sheet was heated from 700°C to 980°C without cooling, and subjected to finish annealing at 980°C for 10s.
  • a ring-shaped test piece with an outer diameter of 80 mm and an inner diameter of 60 mm and eight notches on the outer periphery of the ring as shown in Figure 1 was punched out.
  • 100 of the ring-shaped test pieces were stacked in the thickness direction of the sheet and fixed with V-shaped rivets at six locations to create a ring core.
  • the ring core was shrink-fitted into an aluminum alloy case with a thickness of 3 mm and an inner diameter of 80 mm with a shrink-fit allowance of 30 ⁇ m.
  • the primary winding and secondary winding were wound around the ring core as shown in Fig. 1, and then the ring core was excited at a frequency of 50 Hz and a maximum magnetic flux density Bm of 1.5 T, and the hysteresis loss W hys of the ring core was measured.
  • the reason for measuring the hysteresis loss W hys here is that, while eddy current loss is affected by the excitation frequency, the effect of this can be eliminated with the hysteresis loss, and the effect of magnetostriction can be clarified.
  • test pieces 30 mm wide x 280 mm long were cut out from the steel sheet after the above-mentioned finish annealing so that the length direction was the rolling direction, the sheet width direction, and a direction forming an angle of 45° with the rolling direction, and an AC magnetic field with a frequency of 50 Hz and a maximum magnetic flux density B m of 1.5 T was applied in the length direction of the test piece for excitation, and the zero-peak value of magnetostriction in a direction parallel to each magnetic field direction was measured using a laser Doppler vibrometer.
  • the zero-peak values of magnetostriction in a direction parallel to each magnetic field direction when the steel sheet was excited in each of the rolling direction, the sheet width direction, and a direction forming an angle of 45° with the rolling direction are denoted as ⁇ //H RD , ⁇ //H TD , and ⁇ //H DD , respectively.
  • FIG. 3 also shows the following formula (1):
  • the relationship between the average value ⁇ //H ave (also referred to as the "in-plane average value" in the present invention) of magnetostriction in the rolled surface of the product sheet in the direction parallel to each magnetic field direction defined by and the hysteresis loss W hys measured with a ring core is shown. From this figure, it can be seen that the smaller the in-plane average value ⁇ //H ave of magnetostriction, the more the hysteresis loss W hys is reduced.
  • the magnetostriction of a non-oriented electrical steel sheet has anisotropy in the rolling plane, so the compressive stress acting in the circumferential direction changes depending on the circumferential position. Therefore, for example, even if the magnetostriction ⁇ // H RD in the direction parallel to the rolling direction is small, if the magnetostriction ⁇ // H TD in the sheet width direction is large, it is considered that the magnetostrictive compressive stress becomes large at the position where the circumferential direction of the ring core is parallel to the sheet width direction, and the hysteresis loss increases.
  • the non-oriented electrical steel sheet of the present invention is effective for use in stator cores because of its characteristic of suppressing the increase in iron loss caused by compressive stress due to magnetostriction.
  • its application to rotor cores is not limited thereto. Therefore, stator cores and rotor cores may be simultaneously obtained from the non-oriented electrical steel sheet of the present invention.
  • C 0.0050 mass% or less
  • C contained in the product sheet is a harmful element that causes magnetic aging to form carbides and deteriorates iron loss characteristics. Therefore, the upper limit of C contained in the material is limited to 0.0050 mass%. It is preferably 0.0040 mass% or less.
  • the lower limit of C is not particularly specified, but it is preferably about 0.0001 mass% from the viewpoint of reducing the decarburization cost in the refining process.
  • Si:2.0 ⁇ 5.0mass% Si has the effect of increasing the resistivity of steel, reducing iron loss, and increasing the strength of steel by solid solution strengthening, so it is contained in an amount of 2.0 mass% or more.
  • the upper limit is set to 5.0 mass%, preferably in the range of 2.8 to 4.5 mass%, and more preferably in the range of 3.2 to 4.0 mass%.
  • Mn 2.0 mass% or less Like Si, Mn is an element that is effective in increasing the resistivity and strength of steel. It is also an element that improves hot workability. However, addition of more than 2.0 mass% causes slab cracking and deteriorates the operability in the steelmaking process, so the upper limit is set to 2.0 mass%. The preferred range is 0.1 to 1.5 mass%.
  • P 0.20 mass% or less P is a useful element used to adjust the strength (hardness) of steel. However, if it exceeds 0.20 mass%, the steel becomes brittle and difficult to roll, so the upper limit is set to 0.20 mass%. There is no particular lower limit, but from the viewpoint of reducing the cost of dephosphorization in the refining process, it is preferable to set it to about 0.001 mass%. The range is preferably 0.01 to 0.1 mass%.
  • S 0.0050 mass% or less S is an element that forms fine precipitates, inhibits grain growth during finish annealing and stress relief annealing, and adversely affects iron loss characteristics.
  • the content exceeds 0.0050 mass%, the adverse effects become significant, so the upper limit is limited to 0.0050 mass%. Preferably, it is 0.003 mass% or less.
  • Al 2.0 mass% or less Like Si, Al is a useful element that has the effect of increasing the resistivity of steel and reducing iron loss. However, if it exceeds 2.0 mass%, the steel becomes brittle and difficult to roll, so the upper limit of Al is set to 2.0 mass%. It is preferably 1.5 mass% or less. If Al is too little, the effect of increasing the resistivity becomes small, so it is preferable to contain 0.1 mass% or more.
  • N 0.0050 mass% or less
  • N is an element that forms fine precipitates, inhibits grain growth during finish annealing and stress relief annealing, and adversely affects iron loss characteristics.
  • the content exceeds 0.0050 mass%, the adverse effects become significant, so the upper limit is limited to 0.0050 mass%. Preferably, it is 0.003 mass% or less.
  • Ti 0.0030 mass% or less
  • Ti is an element that also forms fine precipitates and inhibits grain growth during finish annealing and stress relief annealing, thereby adversely affecting iron loss characteristics.
  • the Ti content exceeds 0.0030 mass%, the adverse effects become significant, so the upper limit is limited to 0.0030 mass%.
  • the Ti content is 0.002 mass% or less.
  • Nb 0.0010 mass% or less
  • Nb is an element that forms fine precipitates and inhibits grain growth during finish annealing and stress relief annealing, thereby adversely affecting iron loss characteristics.
  • the upper limit is limited to 0.0010 mass%. It is preferably 0.0005 mass% or less.
  • V 0.0050 mass% or less
  • V is an element that forms fine precipitates and inhibits grain growth during finish annealing and stress relief annealing, thereby adversely affecting iron loss characteristics.
  • the upper limit is limited to 0.0050 mass%. It is preferably 0.0003 mass% or less.
  • O 0.0050 mass% or less
  • O is a harmful element that forms oxide-based inclusions, inhibits grain growth, and increases iron loss.
  • the upper limit is set to 0.0050 mass%.
  • the O content is 0.0030 mass% or less.
  • the steel material used to manufacture the non-oriented electrical steel sheet of the present invention essentially consists of Fe and unavoidable impurities, other than the above components. However, depending on the required characteristics, the following components may be appropriately contained in addition to the above components.
  • At least one selected from Sn: 0.005-0.20 mass% and Sb: 0.005-0.20 mass% Sn and Sb have the effect of improving the recrystallization texture and reducing iron loss.
  • Sn and Sb in the range of 0.005-0.20 mass% each. More preferably, each is in the range of 0.01-0.10 mass%.
  • Ca, Mg, and REM have the effect of forming stable sulfides and reducing fine sulfides, thereby promoting grain growth and improving iron loss characteristics.
  • the steel material used to manufacture the non-oriented electrical steel sheet of the present invention may also contain the following components as appropriate. However, because the raw material costs of these components are relatively high, it is desirable to keep the amount added to the minimum necessary.
  • Cr 0.01-1.0 mass% and Cu: 0.01-1.0 mass% Cr and Cu, like Si and Al.
  • their solid solution strengthening ability is smaller than that of Si and Al, it is preferable to add them when it is desired to reduce iron loss without reducing rollability.
  • the amount of each added is less than 0.01 mass%, the above effect cannot be sufficiently obtained, while if the amount exceeds 1.0 mass%, the iron loss improvement effect is saturated. Therefore, it is preferable to add Cr and Cu in the range of 0.01-1.0 mass% each.
  • Ni 0.01 to 1.0 mass%
  • Ni is an element that has a large solid solution strengthening ability and is effective in increasing the strength of steel. However, if the amount of Ni added is less than 0.01 mass%, the above effect cannot be sufficiently obtained. On the other hand, if the amount of Ni added is less than 1.0 mass%, If the content exceeds this range, the raw material cost will increase. Therefore, it is preferable to add Ni in the range of 0.01 to 1.0 mass%.
  • At least one selected from Mo: 0.0005-0.1 mass% and W: 0.001-0.1 mass% Mo and W have the effect of coarsening carbides and reducing iron loss.
  • Mo and W have the effect of coarsening carbides and reducing iron loss.
  • the amount of Mo added is less than 0.0005 mass% and the amount of W added is less than 0.001 mass%, the above effect is not sufficiently obtained, while if the amount of Mo and W added exceeds 0.1 mass%, respectively, the above iron loss improvement effect is saturated. Therefore, it is preferable to add Mo and W in the ranges of 0.0005-0.1 mass% and 0.001-0.1 mass%, respectively.
  • Co has the effect of increasing the magnetic moment of the Fe alloy, thereby increasing the magnetic flux density and reducing the iron loss.
  • the amount of Co added is less than 0.01 mass%, the above effects cannot be sufficiently obtained. If the content exceeds 1.0 mass%, the raw material cost will increase, so it is preferable to add Co in the range of 0.01 to 1.0 mass%.
  • As and B are grain boundary segregation elements, and have the effect of reducing iron loss through improving the texture.
  • the above effect is obtained by adding As: 0.001 mass% or more and B: 0.0001 mass% or more.
  • As is an element that can cause grain boundary embrittlement, and the above-mentioned adverse effects become particularly noticeable when it exceeds 0.05 mass%. Therefore, it is preferable to add As in the range of 0.001-0.05 mass%.
  • B exceeds 0.005 mass%, the adverse effect of suppressing grain boundary migration becomes large. Therefore, it is preferable to add B in the range of 0.0001-0.005 mass%.
  • Pb 0.00001 to 0.010 mass% Pb disperses finely in the steel as a metallic inclusion and remains in the steel even after finish annealing, which acts as a starting point for stress concentration during punching, promoting the growth of cracks and suppressing die wear.
  • the Pb content is less than 0.00001 mass%, the effect of improving the punchability cannot be sufficiently obtained, while if the Pb content exceeds 0.010 mass%, the grain growth suppression effect becomes too large. Since good iron loss cannot be obtained, the range is set to 0.00001 to 0.010 mass%, and preferably 0.00003 to 0.0050 mass%.
  • Zn 0.0001-0.02 mass%
  • Zn forms stable and coarse sulfides or oxides, and has the effects of improving grain growth and reducing the pinning force of domain walls. It is necessary to add 0.001 mass% or more. However, if it is added in excess of 0.02 mass%, the above effects are saturated. Therefore, it is preferable to limit the Zn content to the range of 0.0001 to 0.02 mass%. .
  • Ta 0 ⁇ 0.0020mass%
  • Ta is an element effective in improving the workability and strength of steel, and can be added as needed. In order to reliably obtain the above effects, it is preferable to add 0.0001 mass% or more.
  • Ta is an element that increases iron loss, and when its content exceeds 0.0020 mass%, the above-mentioned adverse effects become apparent, so the upper limit is preferably set to 0.0020 mass%, and more preferably 0.0003 to 0.0010 mass%. The range is.
  • Zr, Se, and Bi are all elements that disperse finely in the steel as inclusions to improve workability and refine the crystal grains to increase the strength of the steel, so they can be added appropriately.
  • Zr and Se exceed 0.0050 mass%, and Bi exceeds 0.0020 mass%, respectively, the grain growth suppression force becomes too large and good iron loss cannot be obtained, so it is preferable to set the above values as the upper limit. More preferably, the ranges are Zr: 0.0005-0.0030 mass%, Se: 0.0001-0.0030 mass%, and Bi: 0.0001-0.0010 mass%.
  • Ge 0-0.030 mass%
  • Ga 0-0.030 mass%
  • Both Ge and Ga are elements that improve texture.
  • the upper limit is preferably 0.030 mass% for each. More preferably, each is in the range of 0.003-0.010 mass%.
  • the in-plane average value ⁇ //H ave which is the average value of magnetostriction in each direction in the rolling surface, exceeds 1.0 ⁇ 10 -5 . Therefore, in the present invention, the in-plane average value ⁇ //H ave of magnetostriction is limited to 1.0 ⁇ 10 -5 or less.
  • the in-plane average value ⁇ //H ave of the magnetostriction is defined by the following formula (1).
  • ⁇ //H RD , ⁇ //H TD and ⁇ //H DD in the above formula are the zero-peak values of magnetostriction in the direction parallel to each magnetic field direction when excited at a frequency of 50 Hz and a maximum magnetic flux density B m of 1.5 T in the rolling direction ( RD ), sheet width direction ( TD ) and direction forming an angle of 45° with the rolling direction ( DD ) within the rolled surface of the steel sheet.
  • the steps other than the finish annealing are examples of the method and conditions for manufacturing the non-oriented electrical steel sheet of the present invention, and manufacturing using different methods and conditions is not in any way prohibited.
  • steel having the aforementioned chemical composition suitable for the present invention is melted using a commonly known refining process that uses a converter, electric furnace, vacuum degassing device, etc., and then made into a steel material (slab) using a continuous casting method or an ingot casting-blooming rolling method. This slab is then hot rolled using commonly known methods and conditions to make a hot-rolled sheet.
  • elements such as Cu, Sn, Ni, Cr, and Mo are elements that are mixed in from the scrap that is the raw material when steel is smelted in an electric furnace. Therefore, when using electric furnace steel, it is not necessary to reduce the above elements, and there is also no need to add them, which contributes to reducing raw material costs and refining costs.
  • a thin slab continuous caster in which a continuous caster and a hot rolling mill are directly connected may be used for casting and hot rolling of the steel after smelting.
  • a thin slab continuous caster casts thin slabs with a thickness of 200 mm or less, and can immediately be hot rolled in a hot rolling mill directly connected to the casting equipment, so the finished thickness can be thinner than in normal hot rolling. Therefore, the rolling load in the subsequent cold rolling is reduced, improving productivity, and the texture is improved by reducing the cold rolling reduction rate, which is also effective in reducing iron loss.
  • the hot-rolled sheet may be annealed as necessary, in which case the soaking temperature is preferably in the range of 800 to 1100°C. Below 800°C, the effect of hot-rolled sheet annealing is small, and the magnetic properties cannot be sufficiently improved. On the other hand, above 1100°C, it may be disadvantageous in terms of manufacturing costs and may promote brittle fracture (sheet breakage) during cold rolling.
  • the hot-rolled sheet after the above hot rolling or hot-rolled sheet annealing is then cold-rolled once or two or more times with intermediate annealing in between to produce a cold-rolled sheet of the final thickness.
  • warm rolling in which the steel sheet temperature is raised to 200°C or higher, for the cold rolling to the final thickness.
  • the final plate thickness (product plate thickness) is preferably in the range of 0.1 to 0.3 mm. If it is less than 0.1 mm, productivity decreases, while if it exceeds 0.3 mm, the effect of reducing iron loss is small.
  • the cold-rolled sheet having reached its final thickness is then subjected to finish annealing, preferably with continuous annealing at a temperature of 700-1100°C for 1-300 seconds. If the soaking temperature is less than 700°C, recrystallization will not progress sufficiently, resulting in poor magnetic properties and insufficient shape correction effect from continuous annealing. On the other hand, if the temperature exceeds 1100°C, the crystal grains will become coarse, reducing the strength of the steel sheet.
  • the temperature range from 200 ° C. to 700 ° C. at 100 ° C./s or more.
  • the heating rate is less than 100 ° C./s, the above-mentioned randomization effect cannot be sufficiently obtained. It is preferably 500 ° C./s or more.
  • the upper limit of the heating rate is not particularly specified, but it is preferable to set it to about 2000 ° C./s from the viewpoint of saturating the magnetostriction reduction effect even if the heating rate is increased to more than 2000 ° C./s and suppressing excessive energy consumption.
  • the temperature range for applying the DC magnetic field is preferably 600° C. or higher at which the spontaneous magnetization of the steel is reduced, from the viewpoints of sufficiently ensuring the effect of reducing the in-plane average value ⁇ //H ave of magnetostriction due to the DC magnetic field, suppressing the magnetic field force generated in the steel sheet by the DC magnetic field, and preventing the steel sheet from deviating from the conveying line.
  • the strength of the applied magnetic field must be 1 T or more, and is preferably 5 T or more in order to further enhance the above effect.
  • an insulating coating to the surface of the steel sheet after the above-mentioned finish annealing in order to ensure insulation when the steel sheets are stacked for use. If good punching properties are to be ensured, it is preferable to select an organic coating containing resin for this insulating coating, whereas if weldability is important, it is preferable to select a semi-organic or inorganic coating.
  • stator core When manufacturing a stator core using the non-oriented electrical steel sheet of the present invention as the core material, it is common to process the steel sheet after finish annealing into a core shape by punching or other processing, stack and fix to assemble the stator core, and then perform stress relief annealing.
  • This stress relief annealing is preferably performed in an inert gas atmosphere under conditions of 780-950°C x 0.1-10 hours. If the stress relief annealing temperature is less than 780°C, the effect of stress relief annealing in improving iron loss is small, while if it exceeds 950°C, it becomes difficult to ensure insulation between the stacked steel sheets.
  • this hot-rolled sheet was subjected to hot-rolled sheet annealing at 950°C for 30 seconds, followed by pickling, a first cold rolling, an intermediate annealing at 900°C for 30 seconds, and a second cold rolling with a rolling reduction of 60% to obtain a cold-rolled sheet with a final thickness of 0.25 mm.
  • the cold-rolled sheet was then rapidly heated in the temperature range from 200°C to 700°C at an average heating rate of 1000°C/s, and a DC magnetic field of different magnitudes from 0 to 20 T was applied in the thickness direction in the above temperature range.
  • the sheet was then heated from the above 700°C temperature to 980°C without cooling, and subjected to a finish annealing at 980°C for 10 seconds, after which an insulating coating was formed to obtain a product sheet.
  • a ring-shaped test piece having an outer diameter of 80 mm and an inner diameter of 60 mm and having eight notches on the outer periphery of the ring as shown in FIG. 1 was punched out, and then 100 sheets were stacked in the plate thickness direction and fixed with V-shaped rivets at six locations to form a ring core.
  • the ring core was shrink-fitted into an aluminum alloy case having a thickness of 3 mm and an inner diameter of 80 mm with a shrink-fitting allowance of 30 ⁇ m. After that, the primary winding and secondary winding were wound around the ring core after shrink-fitting as shown in FIG.
  • the hysteresis loss W hys was measured when excited at a frequency of 50 Hz and a maximum magnetic flux density B m of 1.5 T. Note that the hysteresis loss W hys varies depending on the plate thickness, but in the ring core made from a product plate with a plate thickness of 0.25 mm, it can be judged to be good if it is 2.00 W/Kg or less.
  • the hot-rolled sheet was then annealed at 950°C for 30 s, pickled, cold-rolled for the first time, annealed at 900°C for 30 s, and cold-rolled for the second time with a reduction of 55% to obtain a cold-rolled sheet with a final thickness of 0.25 mm.
  • the cold-rolled sheet was then rapidly heated in the temperature range from 200°C to 700°C at an average heating rate of 1000°C/s, and a DC magnetic field of various magnitudes was applied in the thickness direction in the range of 0 to 8 T in the above temperature range.
  • the sheet was then heated from the above temperature of 700°C to 980°C without cooling, and was subjected to a final annealing at 980°C for 10 s, after which an insulating coating was formed to obtain a product sheet.
  • a test piece having a ring shape with an outer diameter of 80 mm and an inner diameter of 60 mm and having eight notches on the outer periphery of the ring as shown in FIG. 1 was punched out, and then 100 sheets were stacked in the plate thickness direction and fixed by welding at six places to form a ring core.
  • the ring core was shrink-fitted into an aluminum alloy case having a thickness of 3 mm and an inner diameter of 80 mm with a shrink-fitting allowance of 30 ⁇ m. After that, the primary winding and the secondary winding were wound around the ring core after the shrink-fitting as shown in FIG.
  • hysteresis loss W hys was measured when excited at a frequency of 50 Hz and a maximum magnetic flux density B m of 1.5 T. Then, a hysteresis loss W hys of 2.00 W/Kg or less was evaluated as having good iron loss.
  • test pieces measuring 30 mm wide and 280 mm long were cut out from the above product plate so that the length direction was the rolling direction, the plate width direction and a direction at 45° from the rolling direction.
  • the zero-peak values ⁇ //H RD , ⁇ //H TD and ⁇ //H DD of magnetostriction in a direction parallel to the magnetic field direction were measured using a laser Doppler vibrometer, and the in-plane average value ⁇ //H ave of magnetostriction was calculated using the following formula (1).
  • the hot-rolled sheet was then hot-rolled to a thickness of 0.8 mm.
  • the hot-rolled sheet was then annealed at 1000° C. for 30 s, pickled, and cold-rolled to obtain the final sheet.
  • the cold rolled sheet had a thickness of 0.25 mm.
  • the cold-rolled sheet was rapidly heated in a temperature range from 200° C. to 700° C. at an average heating rate of 1000° C./s, and a DC magnetic field of 5 T was applied in the sheet thickness direction in the above temperature range.
  • the plate was heated from 700°C to 1000°C without cooling, and then finished annealed at 1000°C for 10 seconds, after which an insulating coating was applied to produce the finished plate.
  • a test piece was punched out in the shape of a ring with an outer diameter of 80 mm and an inner diameter of 60 mm, and eight notches were cut out on the outer periphery of the ring as shown in FIG. 1. Then, 100 pieces were stacked in the thickness direction and fixed by welding at six places to form a ring core. Next, the ring core was shrink-fitted into an aluminum alloy case with a thickness of 3 mm and an inner diameter of 80 mm with a shrink-fitting allowance of 30 ⁇ m. After that, the primary winding and the secondary winding were wound around the ring core after the shrink-fitting as shown in FIG.
  • hysteresis loss W hys was measured when excited at a frequency of 50 Hz and a maximum magnetic flux density B m of 1.5 T.
  • a hysteresis loss W hys of 2.00 W/Kg or less was evaluated as having good iron loss.
  • test pieces measuring 30 mm wide and 280 mm long were cut out from the above product plate so that the length direction was the rolling direction, the plate width direction and a direction at 45° from the rolling direction.
  • the zero-peak values ⁇ //H RD , ⁇ //H TD and ⁇ //H DD of magnetostriction in a direction parallel to the magnetic field direction were measured using a laser Doppler vibrometer, and the in-plane average value ⁇ //H ave of magnetostriction was calculated using the following formula (1).

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Abstract

ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．００５０％以下、Ｓｉ：２．０～５．０％、Ｍｎ：２．０％以下、Ｐ：０．２０％以下、Ｓ：０．００５０％以下、Ａｌ：２．０％以下、Ｎ：０．００５０％以下、Ｔｉ：０．００３０％以下、Ｎｂ：０．００１０％以下、Ｖ：０．００５０％以下およびＯ：０．００５０％以下を含有する成分組成を有し、鋼板圧延面内の圧延方向（ＲＤ）、板幅方向（ＴＤ）および圧延方向と４５°の角度をなす方向（ＤＤ）に、周波数が５０Ｈｚで最大磁束密度Ｂｍが１．５Ｔとなるように交流磁場を印加したときの各磁場方向に平行な方向の磁歪のゼロ－ピーク値をそれぞれλ／／Ｈ ＲＤ、λ／／Ｈ ＴＤおよびλ／／Ｈ ＤＤと表記するとき、磁歪の面内平均値λ／／Ｈ ａｖｅが１．０×１０－５以下である、電動機の効率向上に有効な鉄損特性に優れた無方向性電磁鋼板。

Description

無方向性電磁鋼板
　本発明は、無方向性電磁鋼板に関し、特に電動機（回転機）等の鉄心に用いたときに優れた鉄損特性を示す無方向性電磁鋼板に関するものである。
　近年、電気機器に対する省エネルギー化への要求の高まりにともない、電気機器の高効率化が強く求められている。それに伴い、電動機の鉄心（モータコア）に用いられる無方向性電磁鋼板に対しても、より優れた磁気特性が要求されるようになってきている。
　モータコアは、ステータコアとロータコアとで構成されているが、近年におけるＨＥＶ駆動モータ等に対する小型・高出力化に対する要求を満たすためには、ステータコアに用いられる無方向性電磁鋼板には、高磁束密度かつ低鉄損という優れた磁気特性を有することが強く求められる。
　モータコアは、モータコアの断面形状に加工した複数の無方向性電磁鋼板を積層し、カシメや溶接、ボルト締め等で固定している。また、ステータコアは、上記固定に加え、焼き嵌め等の方法で外枠（ケース）に固定している。そのため、モータコアは、励磁していない状態においても、上記した固定等によって何らかの圧縮応力を受けている。
　無方向性電磁鋼板は、圧縮応力を受けると、磁気弾性相互作用によって鉄損が増加することが知られている。鉄損が増加すると、電動機の効率が低下するため、モータコアに使用される無方向性電磁鋼板は、圧縮応力の影響を受け難いことが望ましい。
　上記圧縮応力の影響を低減する方法としては、例えば、特許文献１には、磁歪定数λ１００を３５×１０－６以下とすることで、圧縮応力による鉄損の劣化を抑制する技術が開示されている。また、特許文献２には、ステータに適用する無方向性電磁鋼板において、歪取焼鈍後の圧延方向および圧延直角方向の磁歪の平均値を５．０×１０－６以下とすることで、優れた磁気特性を得る技術が開示されている。
特開２０１０－２４８５５９号公報 ＷＯ２０１８／１７９８７１号
　しかしながら、上記特許文献１に開示の技術は、磁歪定数λ１００を低減するために、ＳｉとＡｌのバランスを調整しなければならず、磁歪特性とモータコアの鉄損特性とを両立させるのは難しいという問題がある。また、上記特許文献２に開示の技術は、発明者らの検討した結果によれば、圧延方向および圧延直角方向の磁歪の平均値を低減しても、電動機の鉄損が十分に低減しない場合が多々あることが判明した。
　本発明は、従来技術が抱える上記の問題点に鑑みてなされたものであり、その目的は、電動機の効率向上に有効な鉄損特性に優れた無方向性電磁鋼板を提供することにある。
　発明者らは、上記課題の解決に向け、ステータコアのバックヨーク部の励磁過程における磁歪変形に着目し、鋭意検討を重ねた。その結果、モータコアの素材となる無方向性電磁鋼板の圧延方向、板幅方向（圧延直角方向）および圧延方向と４５°の角度をなす方向に交流磁場を印加したときの各磁場方向と平行な方向の磁歪の面内平均値を低減することで、低鉄損かつ高効率の電動機を製造することが可能となることを見出し、本発明を開発するに至った。
　すなわち、本発明は、Ｃ：０．００５０ｍａｓｓ％以下、Ｓｉ：２．０～５．０ｍａｓｓ％、Ｍｎ：２．０ｍａｓｓ％以下、Ｐ：０．２０ｍａｓｓ％以下、Ｓ：０．００５０ｍａｓｓ％以下、Ａｌ：２．０ｍａｓｓ％以下、Ｎ：０．００５０ｍａｓｓ％以下、Ｔｉ：０．００３０ｍａｓｓ％以下、Ｎｂ：０．００１０ｍａｓｓ％以下、Ｖ：０．００５０ｍａｓｓ％以下およびＯ：０．００５０ｍａｓｓ％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる成分組成を有する無方向性電磁鋼板において、
鋼板圧延面内の圧延方向（ＲＤ）、板幅方向（ＴＤ）および圧延方向と４５°の角度をなす方向（ＤＤ）に、周波数５０Ｈｚで、最大磁束密度Ｂｍ１．５Ｔの交流磁場を印加したときの各磁場方向に平行な方向の磁歪のゼロ－ピーク値をそれぞれλ／／Ｈ ＲＤ、λ／／Ｈ ＴＤおよびλ／／Ｈ ＤＤと表記するとき、下記（１）式；
Figure JPOXMLDOC01-appb-I000002
で定義される磁歪の面内平均値λ／／Ｈ ａｖｅが１．０×１０－５以下であることを特徴とする無方向性電磁鋼板である。
　本発明の無方向性電磁鋼板は、上記成分組成に加えてさらに、下記Ａ～Ｌ群のうちの少なくとも１群の成分を含有することを特徴とする。
　　　　　　　　　記
　・Ａ群；Ｓｎ：０．００５～０．２０ｍａｓｓ％およびＳｂ：０．００５～０．２０ｍａｓｓ％から選ばれる少なくとも１種
　・Ｂ群；Ｃａ：０．０００５～０．１００ｍａｓｓ％、Ｍｇ：０．０００５～０．１００ｍａｓｓ％およびＲＥＭ：０．０００５～０．１００ｍａｓｓ％のうちから選ばれる少なくとも１種
　・Ｃ群；Ｃｒ：０．０１～１．０ｍａｓｓ％およびＣｕ：０．０１～１．０ｍａｓｓ％のうちから選ばれる少なくとも１種
　・Ｄ群；Ｎｉ：０．０１～１．０ｍａｓｓ％
　・Ｅ群；Ｍｏ：０．０００５～０．１ｍａｓｓ％およびＷ：０．００１～０．１ｍａｓｓ％のうちから選ばれる少なくとも１種
　・Ｆ群；Ｃｏ：０．０１～１．０ｍａｓｓ％
　・Ｇ群；Ａｓ：０．００１～０．０５ｍａｓｓ％およびＢ：０．０００１～０．００５ｍａｓｓ％のうちから選ばれる少なくとも１種
　・Ｈ群；Ｐｂ：０．００００１～０．０１０ｍａｓｓ％
　・Ｉ群；Ｚｎ：０．０００１～０．０２ｍａｓｓ％
　・Ｊ群；Ｔａ：０～０．００２０ｍａｓｓ％
　・Ｋ群；Ｚｒ：０～０．００５０ｍａｓｓ％、Ｓｅ：０～０．００５０ｍａｓｓ％およびＢｉ：０～０．００２０ｍａｓｓ％のうちから選ばれる少なくとも１種
　・Ｌ群：Ｇｅ：０～０．０３０ｍａｓｓ％およびＧａ：０～０．０３０ｍａｓｓ％のうちから選ばれる少なくとも１種
　本発明によれば、低鉄損の電動機を製造することが可能となる。
鉄損を調べるために用いたリングコアの構造を説明する模式図である。 仕上焼鈍時に板厚方向に印加した磁場が、製品板の磁場方向に平行な方向の磁歪に及ぼす影響を示すグラフである。 製品板の磁場方向に平行な方向の磁歪の面内平均値λ／／Ｈ ａｖｅが、リングコアのヒステリシス損Ｗｈｙｓに及ぼす影響を示すグラフである。
　まず、本発明を開発する契機となった実験について説明する。
　Ｃ：０．００１ｍａｓｓ％、Ｓｉ：３．２ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．６ｍａｓｓ％、Ｐ：０．０１ｍａｓｓ％、Ｓ：０．００２０ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．５０ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００１５ｍａｓｓ％、Ｔｉ：０．００１０ｍａｓｓ％、Ｎｂ：０．０００１ｍａｓｓ％、Ｖ：０．０００５ｍａｓｓ％およびＯ：０．００１０ｍａｓｓ％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スラブを熱間圧延して板厚１．８ｍｍの熱延板とした。次いで、この熱延板に９５０℃×３０ｓの熱延板焼鈍を施した後、酸洗し、冷間圧延をして最終板厚０．２５ｍｍの冷延板とした。次いで、上記冷延板に、２００℃から７００℃までの温度域を平均加熱速度１００℃／ｓで急速加熱するとともに、上記温度域において板厚方向に異なる大きさの直流磁場を印加した。その後、７００℃から冷却することなく９８０℃まで加熱し、９８０℃×１０ｓの仕上焼鈍を施した。
　斯くして得た仕上焼鈍後の鋼板から、外径８０ｍｍ、内径６０ｍｍのリング状で、かつ、図１に示すように、リング外周部に８箇所の切り欠きを有する試験片を打抜加工で採取した。次いで、上記リング状試験片を板厚方向に１００枚積層し、６箇所のＶカシメによって固定し、リングコアを作製した。その後、上記リングコアを、厚さ３ｍｍ、内径８０ｍｍのアルミニウム合金製ケースに焼き嵌め代３０μｍで焼き嵌めした。
　その後、上記リングコアに、図１に示すように、１次巻線および２次巻線を巻き付けた後、周波数５０Ｈｚ、最大磁束密度Ｂｍ１．５Ｔで励磁し、リングコアのヒステリシス損Ｗｈｙｓを測定した。ここで、ヒステリシス損Ｗｈｙｓを測定した理由は、渦電流損は励磁周波数の影響を受けるが、ヒステリシス損であれば、その影響を排除して磁歪の影響を明確化できるからである。
　さらに、上記仕上焼鈍後の鋼板から、圧延方向、板幅方向および圧延方向と４５°の角度をなす方向が長さ方向になるようにして、幅３０ｍｍ×長さ２８０ｍｍの矩形試験片を切り出し、試験片の長さ方向に周波数５０Ｈｚ、最大磁束密度Ｂｍ１．５Ｔの交流磁場を印可して励磁したときの、各磁場方向と平行な方向の磁歪のゼロ－ピーク値を、レーザドップラ振動計を用いて測定した。なお、本発明では、鋼板の圧延方向、板幅方向および圧延方向と４５°をなす方向のそれぞれの方向に励磁したときの各磁場方向と平行な方向の磁歪のゼロ－ピーク値をそれぞれλ／／Ｈ ＲＤ、λ／／Ｈ ＴＤおよびλ／／Ｈ ＤＤと表記する。
　図２に、仕上焼鈍時に板厚方向に印加した直流磁場の大きさと、上記の方法で測定した各磁場方向に平行な方向の磁歪のゼロ－ピーク値λ／／Ｈ ＲＤ、λ／／Ｈ ＴＤおよびλ／／Ｈ ＤＤとの関係を示した。この図から、仕上焼鈍時に板厚方向に印加した磁場が大きくなるにつれて、製品板の各磁場方向と平行な方向の磁歪のゼロ－ピーク値が小さくなっていることがわかる。
　また、図３には、以下の（１）式；
Figure JPOXMLDOC01-appb-I000003
で定義される製品板の各磁場方向に平行な方向の磁歪の圧延面内における平均値λ／／Ｈ ａｖｅ（本発明では「面内平均値」ともいう）と、リングコアで測定したヒステリシス損Ｗｈｙｓとの関係を示した。この図から、磁歪の面内平均値λ／／Ｈ ａｖｅが小さいほど、ヒステリシス損Ｗｈｙｓが低減していることがわかる。
　磁歪の面内平均値λ／／Ｈ ａｖｅが、焼き嵌め後のリングコアの鉄損（ヒステリシス損Ｗｈｙｓ）に影響を及ぼすメカニズムについてはまだ十分に解明されていないが、発明者らは以下のように考えている。
　リングコアを交流で励磁すると、リングコアの周方向に励磁され、磁歪によって磁場方向に伸長・収縮するため、リングコアの周方向には圧縮応力が働く。リングコアの周方向は、位置によって素材鋼板の圧延方向とのなす角度が変化する。一般に無方向性電磁鋼板の磁歪は、圧延面内で異方性を有するため、周方向の位置によって周方向に働く圧縮応力が変化する。そのため、例えば、圧延方向と平行な方向の磁歪λ／／Ｈ ＲＤが小さくても、板幅方向の磁歪λ／／Ｈ ＴＤが大きい場合には、リングコアの周方向が板幅方向に平行な位置において、磁歪の圧縮応力が大きくなり、ヒステリシス損が増大すると考えられる。従って、磁歪の圧縮応力によるヒステリシス損の増大を抑制するためには、圧延面内の全方向にわたって磁場方向に平行な方向の磁歪を小さくする、すなわち、上記磁歪の面内平均値λ／／Ｈ ａｖｅを小さくすることが有効であると考えられる。
　本発明は、上記の新規な知見に基づき開発したものである。
　次に、本発明の無方向性電磁鋼板の用途について説明する。
　本発明の無方向性電磁鋼板は、磁歪による圧縮応力に起因した鉄損の増大を抑制する効果があるという特徴から、ステータコアに用いるのが有効である。しかし、ロータコアへの適用を制限するものではない。従って、本発明の無方向性電磁鋼板からステータコアとロータコアを同時に採取してもよい。
　次に、本発明の無方向性電磁鋼板の成分組成について説明する。
Ｃ：０．００５０ｍａｓｓ％以下
　製品板中に含まれるＣは、磁気時効を起こして炭化物を形成し、鉄損特性を劣化させる有害元素である。そのため、素材中に含まれるＣの上限は０．００５０ｍａｓｓ％に制限する。好ましくは、０．００４０ｍａｓｓ％以下である。なお、Ｃの下限は、特に規定しないが、精錬工程での脱炭コストを低減する観点から、０．０００１ｍａｓｓ％程度とするのが好ましい。
Ｓｉ：２．０～５．０ｍａｓｓ％
　Ｓｉは、鋼の固有抵抗を高め、鉄損を低減する効果や、固溶強化により鋼の強度を高める効果があるため、２．０ｍａｓｓ％以上含有させる。一方、５．０ｍａｓｓ％を超えると、圧延することが困難になるため、上限は５．０ｍａｓｓ％とする。好ましくは２．８～４．５ｍａｓｓ％の範囲である。さらに好ましくは３．２～４．０ｍａｓｓ％の範囲である。
Ｍｎ：２．０ｍａｓｓ％以下
　Ｍｎは、Ｓｉと同様、鋼の固有抵抗と強度を高めるのに有効な元素である。また、熱間加工性を改善する元素でもある。しかし、２．０ｍａｓｓ％を超える添加は、スラブ割れ等を起こして、製鋼工程での操業性を悪化するため、上限は２．０ｍａｓｓ％とする。好ましくは０．１～１．５ｍａｓｓ％の範囲である。
Ｐ：０．２０ｍａｓｓ％以下
　Ｐは、鋼の強度（硬さ）調整に用いられる有用な元素である。しかし、０．２０ｍａｓｓ％を超えると、鋼が脆化し、圧延することが困難となるため、上限は０．２０ｍａｓｓ％とする。なお、下限は特に規定しないが、精錬工程での脱Ｐコストを低減する観点から、０．００１ｍａｓｓ％程度とするのが好ましい。好ましくは０．０１～０．１ｍａｓｓ％の範囲である。
Ｓ：０．００５０ｍａｓｓ％以下
　Ｓは、微細析出物を形成して、仕上焼鈍時および歪取焼鈍時の粒成長を阻害して鉄損特性に悪影響を及ぼす元素である。特に、含有量が０．００５０ｍａｓｓ％を超えると、その悪影響が顕著になるため、上限を０．００５０ｍａｓｓ％に制限する。好ましくは０．００３ｍａｓｓ％以下である。
Ａｌ：２．０ｍａｓｓ％以下
　Ａｌは、Ｓｉと同様、鋼の比抵抗を高め、鉄損を低減する効果がある有用な元素である。しかし、２．０ｍａｓｓ％を超えると、鋼が脆化し、圧延することが困難になるため、Ａｌの上限は２．０ｍａｓｓ％とする。好ましくは１．５ｍａｓｓ％以下である。なお、Ａｌが少な過ぎると、比抵抗を高める効果が小さくなるため、０．１ｍａｓｓ％以上含有するのが好ましい。
Ｎ：０．００５０ｍａｓｓ％以下
　Ｎは、微細析出物を形成し、仕上焼鈍時および歪取焼鈍時の粒成長を阻害して鉄損特性に悪影響を及ぼす元素である。特に、含有量が０．００５０ｍａｓｓ％を超えると、その悪影響が顕著になるため、上限を０．００５０ｍａｓｓ％に制限する。好ましくは０．００３ｍａｓｓ％以下である。
Ｔｉ：０．００３０ｍａｓｓ％以下
　Ｔｉは、同じく微細析出物を形成して仕上焼鈍時および歪取焼鈍時の粒成長を阻害して鉄損特性に悪影響を及ぼす元素である。特に、０．００３０ｍａｓｓ％を超えると、その悪影響が顕著になるため、上限を０．００３０ｍａｓｓ％に制限する。好ましくは０．００２ｍａｓｓ％以下である。
Ｎｂ：０．００１０ｍａｓｓ％以下
　Ｎｂは、Ｔｉと同様、微細析出物を形成して仕上焼鈍時および歪取焼鈍時の粒成長を阻害して鉄損特性に悪影響を及ぼす元素である。特に０．００１０ｍａｓｓ％を超えると、その悪影響が顕著になるため、上限を０．００１０ｍａｓｓ％に制限する。好ましくは０．０００５ｍａｓｓ％以下である。
Ｖ：０．００５０ｍａｓｓ％以下
　Ｖは、ＴｉやＮｂと同様、微細析出物を形成して仕上焼鈍時および歪取焼鈍時の粒成長を阻害して鉄損特性に悪影響を及ぼす元素である。特に０．００５０ｍａｓｓ％を超えると、その悪影響が顕著になるため、上限を０．００５０ｍａｓｓ％に制限する。好ましくは０．０００３ｍａｓｓ％以下である。
Ｏ：０．００５０ｍａｓｓ％以下
　Ｏは、酸化物系介在物を形成して、粒成長を阻害し、鉄損を増加させる有害元素である。特に、０．００５０ｍａｓｓ％を超えると上記悪影響が顕著になるため、上限を０．００５０ｍａｓｓ％とする。好ましくは０．００３０ｍａｓｓ％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、上記成分以外の残部は、実質的にＦｅおよび不可避的不純物である。しかし、要求特性に応じて、上記成分に加えてさらに、以下の成分を適宜含有することができる。
Ｓｎ：０．００５～０．２０ｍａｓｓ％およびＳｂ：０．００５～０．２０ｍａｓｓ％のうちから選ばれる少なくとも１種
　ＳｎおよびＳｂは、再結晶集合組織を改善し、鉄損を低減する効果がある。上記効果を得るためにはそれぞれ０．００５ｍａｓｓ％以上の添加が必要である。一方、それぞれ０．２０ｍａｓｓ％を超えて添加しても、上記効果は飽和してしまう。よって、ＳｎおよびＳｂは、それぞれ０．００５～０．２０ｍａｓｓ％の範囲で添加するのが好ましい。より好ましくはそれぞれ０．０１～０．１０ｍａｓｓ％の範囲である。
Ｃａ：０．０００５～０．１００ｍａｓｓ％、Ｍｇ：０．０００５～０．１００ｍａｓｓ％およびＲＥＭ：０．０００５～０．１００ｍａｓｓ％のうちから選ばれる少なくとも１種
　Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭは、安定な硫化物を形成して微細硫化物を減少することで、粒成長を促進して鉄損特性を改善する効果がある。上記効果を得るためには、それぞれ０．０００５ｍａｓｓ％以上の添加が必要である。一方、それぞれ０．１００ｍａｓｓ％を超えて添加すると、却って鉄損が劣化するようになる。よって、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭは、それぞれ０．０００５～０．１００ｍａｓｓ％の範囲で添加するのが好ましい。より好ましくはそれぞれ０．００１～０．０５ｍａｓｓ％の範囲である。
　また、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、以下の成分を適宜含有することができる。ただし、これらの成分は、原料コストが比較的高価であるため、添加量は必要最小限に抑えることが望ましい。
Ｃｒ：０．０１～１．０ｍａｓｓ％およびＣｕ：０．０１～１．０ｍａｓｓ％のうちから選ばれる少なくとも１種
　ＣｒおよびＣｕは、ＳｉやＡｌと同様、鋼の比抵抗を高めて、鉄損を低減する効果がある。しかし、Ｓｉ、Ａｌに比べて固溶強化能が小さいため、圧延性を低下することなく鉄損を低減したい場合に添加するのが好ましい。しかし、それぞれの添加量が０．０１ｍａｓｓ％未満では上記効果が十分に得られず、一方、１．０ｍａｓｓ％を超えると、鉄損改善効果が飽和してしまう。よって、ＣｒおよびＣｕはそれぞれ０．０１～１．０ｍａｓｓ％の範囲で添加するのが好ましい。
Ｎｉ：０．０１～１．０ｍａｓｓ％
　Ｎｉは、固溶強化能が大きく、鋼を高強度化するのに有効な元素である。しかし、添加量が０．０１ｍａｓｓ％未満では上記効果が十分に得られず、一方、１．０ｍａｓｓ％を超えると、原料コストの上昇を招く。よって、Ｎｉは０．０１～１．０ｍａｓｓ％の範囲で添加するのが好ましい。
Ｍｏ：０．０００５～０．１ｍａｓｓ％およびＷ：０．００１～０．１ｍａｓｓ％のうちから選ばれる少なくとも１種
　ＭｏおよびＷは、炭化物を粗大化して鉄損を低減する効果がある。しかし、Ｍｏの添加量が０．０００５ｍａｓｓ％未満、Ｗの添加量が０．００１ｍａｓｓ％未満では上記効果が十分に得られず、一方、ＭｏおよびＷの添加量がそれぞれ０．１ｍａｓｓ％を超えると、上記鉄損改善効果が飽和する。よって、ＭｏおよびＷはそれぞれ０．０００５～０．１ｍａｓｓ％および０．００１～０．１ｍａｓｓ％の範囲で添加するのが好ましい。
Ｃｏ：０．０１～１．０ｍａｓｓ％
　Ｃｏは、Ｆｅ合金の磁気モーメントを大きくして、磁束密度を高める効果と鉄損を低減する効果がある。しかし、添加量が０．０１ｍａｓｓ％未満では上記効果が十分に得られず、一方、１．０ｍａｓｓ％を超えると、原料コストの上昇を招く。よって、Ｃｏは０．０１～１．０ｍａｓｓ％の範囲で添加するのが好ましい。
Ａｓ：０．００１～０．０５ｍａｓｓ％およびＢ：０．０００１～０．００５ｍａｓｓ％のうちから選ばれる少なくとも１種
　ＡｓおよびＢは、粒界偏析元素であり、集合組織の改善を介して鉄損を低減する効果がある。上記効果はＡｓ：０．００１ｍａｓｓ％以上、Ｂ：０．０００１ｍａｓｓ％以上の添加で得られる。しかし、Ａｓは、粒界脆化の原因ともなる元素であり、特に上記弊害は０．０５ｍａｓｓ％を超えると顕著となる。よって、Ａｓは０．００１～０．０５ｍａｓｓ％の範囲で添加するのが好ましい。また、Ｂは、０．００５ｍａｓｓ％を超えると、粒界移動を抑制する悪影響が大きくなる。よって、Ｂは０．０００１～０．００５ｍａｓｓ％の範囲で添加するのが好ましい。
Ｐｂ：０．００００１～０．０１０ｍａｓｓ％
　Ｐｂは、金属介在物として鋼中に微細分散し、仕上焼鈍後も鋼中に残留することで、打ち抜き時に応力集中の起点となって亀裂の進展を促進して金型の摩耗を抑制し、打ち抜き性を向上させる元素である。しかし、Ｐｂが０．００００１ｍａｓｓ％未満では、上記打ち抜き性向上効果が十分に得られず、一方、０．０１０ｍａｓｓ％を超えると粒成長抑制力が大きくなり過ぎて良好な鉄損が得られなくなるため、０．００００１～０．０１０ｍａｓｓ％の範囲とする。好ましくは０．００００３～０．００５０ｍａｓｓ％の範囲である。
Ｚｎ：０．０００１～０．０２ｍａｓｓ％
　Ｚｎは、安定かつ粗大な硫化物または酸化物を形成し、粒成長性を改善したり、磁壁のピン止め力を低減したりする効果がある。上記効果を得るためには、Ｚｎを０．０００１ｍａｓｓ％以上添加する必要がある。しかし、０．０２ｍａｓｓ％を超えて添加しても、上記効果は飽和してしまう。よって、Ｚｎは０．０００１～０．０２ｍａｓｓ％の範囲とするのが好ましい。
Ｔａ：０～０．００２０ｍａｓｓ％
　Ｔａは、鋼の加工性改善や高強度化に有効な元素であり、適宜添加することができる。上記効果を確実に得るためには０．０００１ｍａｓｓ％以上添加するのが好ましい。一方、Ｔａは、鉄損を増加させる元素であり、特に０．００２０ｍａｓｓ％を超えると、上記悪影響が顕在化するため、上限は０．００２０ｍａｓｓ％とするのが好ましい。より好ましくは０．０００３～０．００１０ｍａｓｓ％の範囲である。
Ｚｒ：０～０．００５０ｍａｓｓ％、Ｓｅ：０～０．００５０ｍａｓｓ％およびＢｉ：０～０．００２０ｍａｓｓ％のうちから選ばれる少なくとも１種
　Ｚｒ、ＳｅおよびＢｉは、いずれも介在物として鋼中に微細分散したりして、加工性を改善するとともに結晶粒を微細化して鋼の強度を高める元素であるため適宜添加することができる。しかし、ＺｒおよびＳｅがそれぞれ０．００５０ｍａｓｓ％、Ｂｉが０．００２０ｍａｓｓ％を超えると、粒成長抑制力が大きくなり過ぎ、良好な鉄損が得られなくなるため、上記値を上限とするのが好ましい。より好ましくは、Ｚｒ：０．０００５～０．００３０ｍａｓｓ％、Ｓｅ：０．０００１～０．００３０ｍａｓｓ％およびＢｉ：０．０００１～０．００１０ｍａｓｓ％の範囲である。
Ｇｅ：０～０．０３０ｍａｓｓ％およびＧａ：０～０．０３０ｍａｓｓ％のうちから選ばれる少なくとも１種
　ＧｅおよびＧａは、いずれも集合組織を改善する元素である。上記効果を確実に得るためには、それぞれ０．００１ｍａｓｓ％以上添加するのが好ましい。一方、それぞれ０．０３０ｍａｓｓ％を超えて添加しても、上記効果が飽和するため、上限はそれぞれ０．０３０ｍａｓｓ％とするのが好ましい。より好ましくはそれぞれ０．００３～０．０１０ｍａｓｓ％の範囲である。
　次に、本発明の無方向性電磁鋼板の磁歪特性について説明する。
磁歪の面内平均値λ／／Ｈ ａｖｅ：１．０×１０－５以下
　ステータコアのバックヨーク部では、鋼板は主として周方向に励磁されるため、バックヨーク部は、その位置によって鋼板の圧延面内のあらゆる方向に励磁される。鋼板が励磁されると、励磁された方向（磁場方向）と平行な方向に鋼板が伸長・収縮するため、バックヨーク部には周方向に圧縮応力が働く。このとき、励磁されたときの鋼板の圧延面内における各方向の伸縮が大きいと、磁歪による圧縮応力が大きくなり、モータコアの鉄損が増大する。上記鉄損の増大は、図３からわかるように、磁歪の圧延面内各方向の平均値である面内平均値λ／／Ｈ ａｖｅが１．０×１０－５超えで顕著となる。そこで、本発明では、磁歪の面内平均値λ／／Ｈ ａｖｅを１．０×１０－５以下に制限する。なお、磁歪の面内平均値λ／／Ｈ ａｖｅが０．８×１０－５以下であると、磁歪による圧縮応力の低減効果がさらに大きくなり、鉄損改善に有効となるのでより好ましい。
　上記磁歪の面内平均値λ／／Ｈ ａｖｅは以下の（１）式で定義される。
Figure JPOXMLDOC01-appb-I000004
　ここで、上記式中のλ／／Ｈ ＲＤ、λ／／Ｈ ＴＤおよびλ／／Ｈ ＤＤは、鋼板圧延面内の圧延方向（ＲＤ）、板幅方向（ＴＤ）および圧延方向と４５°の角度をなす方向（ＤＤ）に、周波数５０Ｈｚ、最大磁束密度Ｂｍ１．５Ｔで励磁したときの、それぞれの磁場方向に平行な方向の磁歪のゼロ－ピーク値である。
　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。なお、以下に説明する製造方法において、仕上焼鈍以外の工程は、本発明の無方向性電磁鋼板を製造する方法・条件の一例であり、異なる方法・条件によって製造することを何ら拒むものではない。
　まず、前述した本発明に適合する成分組成を有する鋼を、転炉や電気炉、真空脱ガス装置等を用いる通常公知の精錬プロセスで溶製した後、連続鋳造法あるいは造塊－分塊圧延法で鋼素材（スラブ）とし、このスラブを通常公知の方法・条件で熱間圧延して熱延板とする。
　なお、本発明に用いる鋼素材中に含まれ得る元素のうち、Ｃｕ、Ｓｎ、Ｎｉ、ＣｒおよびＭｏなどの元素は、電気炉で鋼を溶製する際、原料となるスクラップから混入してくる元素である。そのため、電炉鋼を用いるときは、上記元素を低減する必要はなく、また、敢えて添加する必要もないので、原料コストおよび精錬コストの低減に寄与する。また、溶製後の鋼の鋳造ならびに熱間圧延は、連続鋳造機と熱間圧延機が直結した薄スラブ連鋳機を用いてもよい。薄スラブ連鋳機は、スラブ厚が２００ｍｍ以下の薄スラブを鋳造し、鋳造設備に直結した熱間圧延機で直ちに熱間圧延することができるので通常の熱間圧延よりも仕上厚を薄くすることができる。そのため、続く冷間圧延における圧延負荷が低減して生産性が向上するとともに、冷延圧下率の低下により集合組織が改善されるので、鉄損の低減にも有効である。
　上記熱延板には、必要に応じて熱延板焼鈍を施してもよく、その場合の均熱温度は８００～１１００℃の範囲とするのが好ましい。８００℃未満では、熱延板焼鈍の効果が小さく、磁気特性改善効果が十分に得られない。一方、１１００℃を超えると、製造コスト的に不利となったり、冷間圧延時の脆性破壊（板破断）を助長したりする虞がある。
　上記熱間圧延後または熱延板焼鈍後の熱延板は、その後、１回の冷間圧延または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延により最終板厚の冷延板とする。この際、最終板厚とする冷間圧延は、磁束密度を高める観点から、鋼板温度を２００℃以上に高めて圧延する温間圧延を採用するのが好ましい。
　なお、上記最終板厚（製品板厚）は、０．１～０．３ｍｍの範囲とすることが好ましい。０．１ｍｍ未満では生産性が低下し、一方、０．３ｍｍ超えでは、鉄損低減効果が小さいためである。
　最終板厚とした冷延板は、その後、仕上焼鈍を施すが、この条件は、７００～１１００℃の温度で１～３００ｓ間均熱する連続焼鈍とするのが好ましい。均熱温度が７００℃未満では、再結晶が十分に進行せず、良好な磁気特性が得られないことに加えて、連続焼鈍による形状矯正効果が十分に得られない。一方、１１００℃を超えると、結晶粒が粗大化し、鋼板強度が低下してしまうためである。
　また、上記仕上焼鈍の加熱過程においては、２００℃から７００℃までの温度域を１００℃／ｓ以上で急速加熱するのが好ましい。加熱速度を１００℃／ｓ以上とすることで、一次再結晶粒の核生成方位をランダム化し、磁歪の面内平均値λ／／Ｈ ａｖｅを低減することができる。加熱速度が１００℃／ｓ未満であると、上記のランダム化の効果が十分に得られない。好ましくは５００℃／ｓ以上である。なお、加熱速度の上限は特に規定しないが、加熱速度を２０００℃／ｓ超えに高めても磁歪低減効果が飽和することや、過剰な消費エネルギーを抑制する観点から、２０００℃／ｓ程度とするのが好ましい。
　ここで、本発明において重要なことは、上記仕上焼鈍の加熱過程における２００℃～７００℃間の温度域で、板厚方向に直流磁場を印加する必要があるということである。冷間圧延した組織の一次再結晶は５００℃以上、特に６００℃以上の温度で生じるため、５００℃～７００℃間の温度域で板厚方向に直流磁場を印加すると、板厚方向に磁化容易軸をもつ結晶方位が優先的に核形成し、圧延面内の磁化容易軸がランダム化して磁歪の面内平均値λ／／Ｈ ａｖｅをより小さくすることができる。
　なお、上記直流磁場を印加する温度域は、直流磁場による磁歪の面内平均値λ／／Ｈ ａｖｅの低減効果を十分に確保するとともに、直流磁場によって鋼板に発生する磁場力を抑制し、鋼板が搬送ラインからの逸脱を防止する観点からは、鋼の自発磁化が小さくなる６００℃以上とするのが好ましい。印加する磁場の強さは１Ｔ以上が必要であり、上記効果をより高めるためには５Ｔ以上とするのが好ましい。
　次いで、上記仕上焼鈍後の鋼板は、鋼板を積層して使用する時の絶縁性を確保するため、鋼板表面に絶縁被膜を被成するのが好ましい。この絶縁被膜は、良好な打ち抜き性を確保したい場合は樹脂を含有する有機被膜を、一方、溶接性を重視する場合は、半有機や無機被膜を選択するのが望ましい。
　なお、本発明の無方向性電磁鋼板を鉄心材料に用いてステータコアを製造する場合、仕上焼鈍後の鋼板をコア形状に打抜加工等で加工し、積層し、固定してステータコアを組み立てた後、歪取焼鈍を施すのが一般的である。この歪取焼鈍は、不活性ガス雰囲気中で、７８０～９５０℃×０．１～１０ｈｒの条件で行うのが好ましい。歪取焼鈍温度が７８０℃未満では、歪取焼鈍による鉄損改善効果が小さく、一方、９５０℃を超えると、積層した鋼板間の絶縁を確保することが困難となるためである。
　Ｃ：０．００１ｍａｓｓ％、Ｓｉ：３．４ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．４ｍａｓｓ％、Ｐ：０．０１ｍａｓｓ％、Ｓ：０．００２０ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．８０ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００１５ｍａｓｓ％、Ｔｉ：０．００１０ｍａｓｓ％、Ｎｂ：０．０００１ｍａｓｓ％、Ｖ：０．０００５ｍａｓｓ％およびＯ：０．００１０ｍａｓｓ％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スラブを熱間圧延して板厚１．８ｍｍの熱延板とした。次いで、この熱延板に９５０℃×３０ｓの熱延板焼鈍を施した後、酸洗し、１回目の冷間圧延し、９００℃×３０ｓの中間焼鈍を施した後、圧下率６０％の２回目の冷間圧延をして最終板厚０．２５ｍｍの冷延板とした。その後、上記冷延板を２００℃から７００℃までの温度域を平均加熱速度１０００℃／ｓで急速加熱するとともに、上記温度域において板厚方向に０～２０Ｔの異なる大きさの直流磁場を印加した。その後、上記７００℃の温度から冷却することなく９８０℃まで加熱し、９８０℃×１０ｓの仕上焼鈍を施した後、絶縁被膜を被成して製品板とした。
　斯くして得た製品板から、外径８０ｍｍ、内径６０ｍｍのリング状で、図１に示すように、リング外周部の８箇所に切り欠きを有する試験片を打ち抜き加工した後、板厚方向に１００枚積層して６箇所のＶカシメによって固定し、リングコアとした。次いで、上記リングコアを、厚さ３ｍｍ、内径８０ｍｍのアルミニウム合金製ケースに焼き嵌め代３０μｍで焼き嵌めした。その後、焼き嵌め後のリングコアに、図１に示すように１次巻線および２次巻線を巻き付けた後、周波数５０Ｈｚ、最大磁束密度Ｂｍ１．５Ｔで励磁したときのヒステリシス損Ｗｈｙｓを測定した。なお、ヒステリシス損Ｗｈｙｓは、板厚によって異なるが、板厚０．２５ｍｍの製品板から作製した上記リングコアでは、２．００Ｗ／Ｋｇ以下であれば良好と判断することができる。
　また、上記製品板から、圧延方向、板幅方向および圧延方向から４５°の方向が長さ方向となるようにして、幅３０ｍｍ×長さ２８０ｍｍの矩形状試験片を切り出し、長さ方向に周波数５０Ｈｚ、最大磁束密度Ｂｍ１．５Ｔの磁場を印加したときの、磁場方向に平行な方向の磁歪のゼロ－ピーク値λ／／Ｈ ＲＤ、λ／／Ｈ ＴＤおよびλ／／Ｈ ＤＤを、レーザドップラ振動計を用いて測定し、磁歪の面内平均値λ／／Ｈ ａｖｅを以下の（１）式で求めた。
Figure JPOXMLDOC01-appb-I000005
　上記測定の結果を表１に示した。この表から、本発明に適合した条件で製造した無方向性電磁鋼板を用いて作製したリングコアは、いずれも優れた鉄損特性を有していることがわかる。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
　表２に示した種々の成分を含有し、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スラブを熱間圧延して板厚１．８ｍｍの熱延板とした。次いで、上記熱延板に９５０℃×３０ｓの熱延板焼鈍を施した後、酸洗し、１回目の冷間圧延し、９００℃×３０ｓの中間焼鈍後、圧下率５５％の２回目の冷間圧延をして最終板厚０．２５ｍｍの冷延板とした。次いで、上記冷延板を２００℃から７００℃までの温度域を平均加熱速度１０００℃／ｓで急速加熱するとともに、上記温度域において板厚方向に０～８Ｔの範囲内で種々の大きさの直流磁場を印加した。その後、上記７００℃の温度から冷却することなく９８０℃まで加熱し、９８０℃×１０ｓの仕上焼鈍を施した後、絶縁被膜を被成して製品板とした。
　斯くして得た製品板から、外径８０ｍｍ、内径６０ｍｍのリング状で、図１に示すように、リング外周部の８箇所に切り欠きを有する試験片を打ち抜き加工した後、板厚方向に１００枚積層して６箇所の溶接によって固定し、リングコアとした。次いで、上記リングコアを、厚さ３ｍｍ、内径８０ｍｍのアルミニウム合金製ケースに焼き嵌め代３０μｍで焼き嵌めした。その後、上記焼き嵌め後のリングコアに、図１に示すように１次巻線および２次巻線を巻き付けた後、周波数５０Ｈｚ、最大磁束密度Ｂｍ１．５Ｔで励磁したときのヒステリシス損Ｗｈｙｓを測定した。そして、ヒステリシス損Ｗｈｙｓが２．００Ｗ／Ｋｇ以下であるものを鉄損が良好であると評価した。
　また、上記製品板から、圧延方向、板幅方向および圧延方向から４５°の方向が長さ方向となるようにして、幅３０ｍｍ×長さ２８０ｍｍの矩形状試験片を切り出し、試験片の長さ方向に周波数５０Ｈｚ、最大磁束密度Ｂｍ１．５Ｔの交流磁場を印加したときの、磁場方向に平行な方向の磁歪のゼロ－ピーク値λ／／Ｈ ＲＤ、λ／／Ｈ ＴＤおよびλ／／Ｈ ＤＤを、レーザドップラ振動計を用いて測定し、磁歪の面内平均値λ／／Ｈ ａｖｅを以下の（１）式で求めた。
Figure JPOXMLDOC01-appb-I000007
　上記測定の結果を表２に示した。この表から、本発明に適合する成分組成を有する鋼素材を用い、かつ、本発明に適合した条件で製造した無方向性電磁鋼板を用いて作製したリングコアは、いずれも優れた鉄損特性を有していることがわかる。なお、表２中のＮｏ．２０（比較例）の鋼板は、冷間圧延で破断したため、製品板とすることができなかった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000009
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000010
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000011
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000012
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000013
　Ｃ：０．００１５ｍａｓｓ％、Ｓｉ：３．４ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．７ｍａｓｓ％、Ｐ：０．０２０ｍａｓｓ％、Ｓ：０．０００５ｍａｓｓ％、Ａｌ：１．０ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００２０ｍａｓｓ％、Ｔｉ：０．００２０ｍａｓｓ％、Ｎｂ：０．０００１ｍａｓｓ％、Ｖ：０．０００２ｍａｓｓ％、Ｏ：０．００１０ｍａｓｓ％、Ｓｎ：０．０１ｍａｓｓ％、Ｃｕ：０．０５ｍａｓｓ％、Ｎｉ：０．０５ｍａｓｓ％、Ｃｒ：０．０２ｍａｓｓ、Ｍｏ：０．０２ｍａｓｓ％、Ｂ：０．０００３ｍａｓｓ％、Ｐｂ：０．０００１ｍａｓｓ％、Ａｓ：０．０００３ｍａｓｓ％、Ｚｎ：０．００２０ｍａｓｓ％、Ｃｏ：０．００３０ｍａｓｓ％およびＧａ：０．００３０ｍａｓｓ％を含有する成分組成の鋼を、電気炉を用いて溶製した後、連続鋳造設備と熱間圧延設備が直結した薄スラブ連鋳機を用いて、厚さが１００ｍｍの薄スラブに鋳造した後、熱間圧延して板厚０．８ｍｍの熱延板とした。次いで、上記熱延板に１０００℃×３０ｓの熱延板焼鈍を施した後、酸洗し、冷間圧延をして最終板厚０．２５ｍｍの冷延板とした。次いで、上記冷延板に、２００℃から７００℃までの温度域を平均加熱速度１０００℃／ｓで急速加熱するとともに、上記温度域において板厚方向に５Ｔの直流磁場を印加した。その後、上記７００℃の温度から冷却することなく１０００℃まで加熱し、１０００℃×１０ｓの仕上焼鈍を施した後、絶縁被膜を被成して製品板とした。
　斯くして得た製品板から、外径８０ｍｍ、内径６０ｍｍのリング状で、図１に示すようにリング外周部の８箇所に切り欠きを有する試験片を打ち抜き加工した後、板厚方向に１００枚積層して６箇所の溶接によって固定し、リングコアとした。次いで、上記リングコアを、厚さ３ｍｍ、内径８０ｍｍのアルミニウム合金製ケースに焼き嵌め代３０μｍで焼き嵌めした。その後、上記焼き嵌め後のリングコアに、図１に示すように１次巻線および２次巻線を巻き付けた後、周波数５０Ｈｚ、最大磁束密度Ｂｍ１．５Ｔで励磁したときのヒステリシス損Ｗｈｙｓを測定した。なお、ヒステリシス損Ｗｈｙｓが２．００Ｗ／Ｋｇ以下であるものを鉄損が良好であると評価した。
　また、上記製品板から、圧延方向、板幅方向および圧延方向から４５°の方向が長さ方向となるようにして、幅３０ｍｍ×長さ２８０ｍｍの矩形状試験片を切り出し、試験片の長さ方向に周波数５０Ｈｚ、最大磁束密度Ｂｍ１．５Ｔの交流磁場を印加したときの、磁場方向に平行な方向の磁歪のゼロ－ピーク値λ／／Ｈ ＲＤ、λ／／Ｈ ＴＤおよびλ／／Ｈ ＤＤを、レーザドップラ振動計を用いて測定し、磁歪の面内平均値λ／／Ｈ ａｖｅを以下の（１）式で求めた。
Figure JPOXMLDOC01-appb-I000014
　上記測定の結果を表３に示した。この表から、本発明に適合する成分組成を有する鋼素材を用い、かつ、本発明に適合した条件で製造した無方向性電磁鋼板を用いて作製したリングコアは、いずれも優れた鉄損特性を有していることがわかる。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000015
 

Claims (2)

  1. Ｃ：０．００５０ｍａｓｓ％以下、Ｓｉ：２．０～５．０ｍａｓｓ％、Ｍｎ：２．０ｍａｓｓ％以下、Ｐ：０．２０ｍａｓｓ％以下、Ｓ：０．００５０ｍａｓｓ％以下、Ａｌ：２．０ｍａｓｓ％以下、Ｎ：０．００５０ｍａｓｓ％以下、Ｔｉ：０．００３０ｍａｓｓ％以下、Ｎｂ：０．００１０ｍａｓｓ％以下、Ｖ：０．００５０ｍａｓｓ％以下およびＯ：０．００５０ｍａｓｓ％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる成分組成を有する無方向性電磁鋼板において、
    鋼板圧延面内の圧延方向（ＲＤ）、板幅方向（ＴＤ）および圧延方向と４５°の角度をなす方向（ＤＤ）に、周波数５０Ｈｚで、最大磁束密度Ｂｍ１．５Ｔの交流磁場を印加したときの各磁場方向に平行な方向の磁歪のゼロ－ピーク値をそれぞれλ／／Ｈ ＲＤ、λ／／Ｈ ＴＤおよびλ／／Ｈ ＤＤと表記するとき、下記（１）式で定義される磁歪の面内平均値λ／／Ｈ ａｖｅが１．０×１０－５以下であることを特徴とする無方向性電磁鋼板。
    　　　　　　　　　記
    Figure JPOXMLDOC01-appb-I000001
  2. 上記成分組成に加えてさらに、下記Ａ～Ｌ群のうちの少なくとも１群の成分を含有す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。
    　　　　　　　　　記
    　・Ａ群；Ｓｎ：０．００５～０．２０ｍａｓｓ％およびＳｂ：０．００５～０．２０ｍａｓｓ％から選ばれる少なくとも１種
    　・Ｂ群；Ｃａ：０．０００５～０．１００ｍａｓｓ％、Ｍｇ：０．０００５～０．１００ｍａｓｓ％およびＲＥＭ：０．０００５～０．１００ｍａｓｓ％のうちから選ばれる少なくとも１種
    　・Ｃ群；Ｃｒ：０．０１～１．０ｍａｓｓ％およびＣｕ：０．０１～１．０ｍａｓｓ％のうちから選ばれる少なくとも１種
    　・Ｄ群；Ｎｉ：０．０１～１．０ｍａｓｓ％
    　・Ｅ群；Ｍｏ：０．０００５～０．１ｍａｓｓ％およびＷ：０．００１～０．１ｍａｓｓ％のうちから選ばれる少なくとも１種
    　・Ｆ群；Ｃｏ：０．０１～１．０ｍａｓｓ％
    　・Ｇ群；Ａｓ：０．００１～０．０５ｍａｓｓ％およびＢ：０．０００１～０．００５ｍａｓｓ％のうちから選ばれる少なくとも１種
    　・Ｈ群；Ｐｂ：０．００００１～０．０１０ｍａｓｓ％
    　・Ｉ群；Ｚｎ：０．０００１～０．０２ｍａｓｓ％
    　・Ｊ群；Ｔａ：０～０．００２０ｍａｓｓ％
    　・Ｋ群；Ｚｒ：０～０．００５０ｍａｓｓ％、Ｓｅ：０～０．００５０ｍａｓｓ％およびＢｉ：０～０．００２０ｍａｓｓ％のうちから選ばれる少なくとも１種
    　・Ｌ群：Ｇｅ：０～０．０３０ｍａｓｓ％およびＧａ：０～０．０３０ｍａｓｓ％のうちから選ばれる少なくとも１種
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