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CN101218362A - 无方向性电磁钢板及其制造方法 - Google Patents

无方向性电磁钢板及其制造方法 Download PDF

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CN101218362A CNA2005800509839A CN200580050983A CN101218362A CN 101218362 A CN101218362 A CN 101218362A CN A2005800509839 A CNA2005800509839 A CN A2005800509839A CN 200580050983 A CN200580050983 A CN 200580050983A CN 101218362 A CN101218362 A CN 101218362A
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Abstract

本发明的主要目的在于，提供一种无方向性电磁钢板及其制造方法，该无方向性电磁钢板表面性状优异，且兼具作为高速回转的回转机的转子所需要的优异的机械特性和磁特性。本发明通过如下方式达成上述目的：提供一种无方向性电磁钢板，其中，以质量％计含有C：0.06％以下、Si：3.5％以下、Mn：0.05％以上3.0％以下、Al：2.5％以下、P：0.30％以下、S：0.04％以下、N：0.02％以下，并在规定的范围含有Nb、Zr、Ti和V之中的至少1种元素，余量由Fe和杂质构成，再结晶部分的面积比率低于90％。

Description

无方向性电磁钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及发电机、电动机(motor)等的回转机的转子，特别是电瓶车、混合动力机动车的驱动电动机，自动机械、工作机械等的伺服电动机(servomotor)这样有高效率要求的回转机的转子所使用的无方向性电磁钢板及其制造方法。特别是涉及适合作为高速回转的永久磁铁埋入式电动机的转子的、兼具优异的机械特性和磁特性的无方向性电磁钢板及其制造方法
背景技术
由于近年来的地球环境问题的高涨，在许多领域中节能、环境对策技术进展。机动车领域也不例外，尾气降低、燃油效率提高技术急速进步。说电瓶车和混合动力机动车在这些技术上集大成也不为过，机动车驱动电动机(以下仅称为“驱动电动机”)的性能会在很大程度上左右机动车性能。
驱动电动机在多使用永久磁铁，由实施了缠绕的定子(stator)部分和配置了永久磁铁的转子(rotor)部分构成。最近，在转子内部埋入永久磁铁的形状(永久磁铁埋入型电动机；IPM电动机)成为主流。另外，由于电力电子技术(Power Electronics Technology)的进展，转速可以任意控制，处于高速化倾向。因此，铁芯原材在商用频率(50～60Hz)以上的高频域被励磁的比例提高，不仅在商用频率下的磁特性，而且要求400Hz～数kHz下的磁特性改善。另外，由于转子不但平时要承受高速回转时的离心力，而且也随着转速变动而发生应力变动，因此对转子的铁芯原材也有机械特性的要求。特别是在IPM电动机的情况下，由于具有复杂的转子形状，因此在转子用的铁芯材料中考虑到应力集中，需要只经受得起离心力和应力变动的机械特性。另外，在自动机械、工作机械用的伺服电动机领域中，与驱动电动机一样，可以预见到后会转速的高速化会进行。
历来，驱动电动机的定子主要由经冲压加工的无方向性电磁钢板的层叠来制造，但是，转子通过熔模铸造法(lost wax)或烧结法等制造。这是由于，对定子要求优异的磁特性，而对转子则要求有坚固的机械特性。然而，电动机性能大大受到转子-定子间的气隙(air gap)的影响，因此在上述的转子中，存在精密加工的必要性产生，铁芯制造成本大幅增加这样问题。从削减成本的观点出发，虽然使用冲压加工的电磁钢板即可，但是现状仍是具有转子所需要的磁特性和机械特性的无方向性电磁钢板还未出现。
作为具有优异的机械特性的电磁钢板，例如在专利文献1中提出有一种钢板，其除了3.5～7％的Si以外，还在不超过20％的范围内含有Ti、W、Mo、Mn、Ni、Co和Al之中的1种或2种以上。在此方法中，作为钢的强化机构是利用了固溶强化。然而，在固溶强化时，因为冷轧母材也同时被高强度化，所以冷轧困难，另外在该方法中，由于还必须有温间轧制这样的特殊工序，因此生产性提高和成品率提高等仍有改善的余地。
另外，在专利文献2中提出有一种钢板，其除了含有2.0～3.5的Si、0.1～6.0的Mn以外，还含有B和大量Ni，结晶粒径为30μm以下。在该方法中，作为钢的强化机构利用的是固溶强化和基于结晶粒径微细化的强化。然而，利用结晶粒径微细化的强化因为效果比较小，所以如专利文献2的实施例所示，除了含有Si为3.0％左右以外，还必须大量含有高价的Ni，残留有在冷轧时裂纹多发这样的问题和合金成本增加这样的课题。
此外，在专利文献3和专利文献4中提出有一种钢板，其除了含有2.0～4.0％的Si以外，还含有Nb、Zr、B、Ti或V等。在这些方法中，除了基于Si的固溶强化以外，还基于Nb、Zr、B、Ti或V的析出强化。然而，这样的析出物带来的强化因为效果比较小，所以如专利文献3和专利文献4的实施例所示，需要使Si含有3.0％左右，特别是在专利文献3的方法中，还需要大量含有高价的Ni。因此，残留有在冷轧时裂纹多发这样的问题和合金成本增加这样的课题。
另外在专利文献5和专利文献6中提出有一种钢板，其除了将Si和Al限制为0.03～0.5％以外，还含有Ti、Nb和V，或者P和Ni。在这些方法中，相比Si带来的固溶强化，利用的是碳化物的析出强化和P的固溶强化。然而，在这些方法中，存在不能确保作为后述的驱动电动机的转子需要的强度级别这样的问题，和如专利文献5和专利文献6的实施例所示，必须含有2.0％以上的Ni，从而有合金成本高这样的问题。
此外，在专利文献7中提出有一种永久磁铁埋入型电动机用无方向性电磁钢板，其Si为1.6～2.8％，并对结晶粒径、内部氧化层厚度和屈服点进行了限定。然而，对于基于该方法的钢板的屈服点来说，作为高速回转的驱动电动机的转子强度不足。
另外，在专利文献8中提出有一种磁特性优异的高强度电磁钢板。然而，其是使Ti、Nb的含量为不可避免杂质水平或使之降低为基本，因此不能稳定地得到高强度。
此外，作为JIS C 2552规定的无方向性电磁钢板，或高等级无方向性电磁钢板(35A210、35A230等)虽然合金含量为最高的高强度，但是机械特性级别低于上述的高张力电磁钢板，作为高速回转的驱动电动机的转子强度不足。
专利文献1：特开昭60-238421号公报
专利文献2：特开平1-162748号公报
专利文献3：特开平2-8346号公报
专利文献4：特开平6-330255号公报
专利文献5：特开2001-234302号公报
专利文献6：特开2002-146493号公报
专利文献7：特开2001-172752号公报
专利文献8：特开2005-113185号公报
如上述，作为无方向性电磁钢板的高强度化方法一直以来提出的固溶强化和析出强化，由于冷轧的母材也被强化，因此冷轧时裂纹多发。另外，晶粒微细化带来的高强度化，因为其强化量不充分，所以作为转子用途不能实现经受得住实用的强度。此外，本发明者们对于相变强化也进行了研究，但是在相变强化中判明，马氏体等的相变组织会使铁损显著增大，作为转子用途不能实现经受得起实用的磁特性。
另外，如果能提高表面性状，则作为铁芯使用时，通过占空因数的提高能够使电动机效率提高，因此优选。
发明内容
本发明鉴于上述问题点而做，其主要目的在于提供一种无方向性电磁钢板及其制造方法，该无方向性电磁钢板表面性状优异，且具备作为高速回转的电动机(motor)、发电机等的回转机的转子需要的优异的机械特性和磁特性。
本发明者们对于兼备适于转子的磁特性和机械特性的无方向性电磁钢板应有的钢组织进行各种研究，着眼于历来几乎未被研究的来自加工硬化的强度化。而且，得出在恢复状态下残存的位错对铁损造成的影响比较小这样的新认识，立足于与现有的作为无方向性电磁钢板的技术认识的完全的再结晶铁素体组织完全不同的技术思想，发现通过使钢板的组织成为残存有大量的位错的加工组织和恢复状态的组织(以下称为恢复组织)，能够得到转子所要求的磁特性和机械特性。
此外，还得到如下新的发现，从而完成本发明：为了稳定地得到恢复组织，需要使Nb、Zr、Ti和V的含量处于规定的范围；通过控制热轧的累积压下率和钢锭或钢片的等轴晶率等，能够更稳定地改善含有Nb、Zr、Ti和V的无方向性电磁钢板的表面性状；为了采用积极地含有Nb、Zr、Ti和V的钢而稳定地得到期望的机械特性，控制供均热处理工序的前阶段的钢板的抗拉强度即可。
即，本发明提供一种无方向性电磁钢板，其中，以质量％计含有C：0.06％以下、Si：3.5％以下、Mn：0.05％以上3.0％以下、Al：2.5％以下、P：0.30％以下、S：0.04％以下、N：0.02％以下，在满足下式(1)的范围内含有Nb、Zr、Ti和V之中的至少1种元素，此外作为任意添加元素，还含有Cu：0％以上8.0％以下、Ni：0％以上2.0％以下、Cr：0％以上15.0％以下、Mo：0％以上4.0％以下、Co：0％以上4.0％以下、W：0％以上4.0％以下、Sn：0％以上0.5％以下、Sb：0％以上0.5％以下、Se：0％以上0.3％以下、Bi：0％以上0.2％以下、Ge：0％以上0.5％以下、Te：0％以上0.3％以下、B：0％以上0.01％以下、Ca：0％以上0.03％以下、Mg：0％以上0.02％以下、REM：0％以上0.1％以下，余量由Fe和杂质构成，再结晶部分的面积比率低于90％。
0＜Nb/93+Zr/91+Ti/48+V/51-(C/12+N/14)＜5×10-3    (1)
(在此，式(1)中Nb、Zr、Ti、V、C和N表示各个元素的含量(质量％)。)
在本发明中，通过适当地控制再结晶部分的面积比率，从而成为残存有大量位错的钢组织，能够提高强度，因此能够成为机械特性和磁特性良好的无方向性电磁钢板。另外，通过由上式(1)规定Nb、Ti、Zr和V的含量的上限，能够确保良好的表面性状。即，通过成为上述的钢组成，能够稳定地得到上述钢组织，随即能够得到优异的表面性状。
另外，本发明的无方向性电磁钢板，优选以质量％计，含有Nb超过0.02％。为了得到恢复组织，Nb、Zr、Ti、V之中特别是中心含有Nb最有效。即，Nb、Zr、Ti、V之中，特别是Nb的再结晶抑制效果大，因此能够稳定地得到上述的钢组织。
此外，本发明的无方向性电磁钢板，优选以下述的质量％计含有Cu、Ni、Cr、Mo、Co和W之中的至少1种元素。
Cu：0.01％以上8.0％以下     Ni：0.01％以上2.0％以下
Cr：0.01％以上15.0％以下    Mo：0.005％以上4.0％以下
Co：0.01％以上4.0％以下     W：0.01％以上4.0％以下
在上述元素的高强度化作用下，可以进一步提高钢板的强度。
另外，本发明的无方向性电磁钢板，优选以下述的质量％含有Sn、Sb、Se、Bi、Ge、Te和B之中的至少1种元素。
Sn：0.001％以上0.5％以下    Sb：0.0005％以上0.5％以下
Se：0.0005％以上0.3％以下   Bi：0.0005％以上0.2％以下
Ge：0.001％以上0.5％以下    Te：0.0005％以上0.3％以下
B：0.0002％以上0.01％以下
通过上述元素的晶界偏析，能够有效地抑制再结晶。
此外，本发明的无方向性电磁钢板，优选以下述的质量％含有Ca、Mg和REM之中的至少1种元素。
Ca：0.0001％以上0.03％以下    Mg：0.0001％以上0.02％以下
REM：0.0001％以上0.1％以下
在上述元素的硫化物形态控制作用下，能够进一步改善磁特性。
本发明另外提供一种无方向性电磁钢板的制造方法，其中具有如下工序：对具有上述钢组成的钢锭或钢片实施热轧的热轧工序；对通过上述热轧工序得到的热轧钢板实施一次或夹隔中间退火的两次以上的冷轧的冷轧工序；在820℃以下将通过上述冷轧工序得到的冷轧钢板进行均热的均热处理工序。
根据本发明，通过适当控制Nb、Zr、Ti和V的含量，并使以再结晶和晶粒成长为目的而实施的均热处理工序中的均热温度在规定范围，能够抑制再结晶，抑制加工成规定的板厚时所导入的位错的消灭，得到使大量的位错残存的加工组织和恢复组织为主体的钢板。据此可以制造高强度的无方向性电磁钢板。此外，通过采用具有规定的钢绷成的钢锭或钢片，能够制造出不仅机械特性良好，而且磁特性也良好的无方向性电磁钢板。另外，由于控制为规定的钢组成，钢板的表面性状也良好，构成转子时的占空因数提高，能够使电动机效率提高。如此根据本发明，不用采用以前那种高价的钢成分，也不用经过特殊的工序，就能够满足例如作为驱动电动机的转子需要的磁特性和机械特性，稳定制造表面性状良好的无方向性电磁钢板。
在上述发明中，上述热轧工序具有如下工序：使上述钢锭或钢片在1100℃以上、1300℃以下之后，实施累积压下率为80％以上的粗热轧而得到粗棒(bar)的粗热轧工序；对上述粗棒实施精热轧的精热轧工序，在上述热轧工序中，所述精热轧工序前的粗棒的温度优选为950℃以上。通过在规定的条件下进行热轧工序，具体来说，通过使供粗热轧时的钢坯的温度、粗热轧下的累积压下率，以及在粗热轧后使精热轧前的粗棒的温度处于规定的范围，能够稳定确保良好的表面性状。其结果是能够实现高的占空因数。
这时，优选上述钢锭或钢片的截面组织中的平均等轴晶率为25％以上。由此，能够稳定地改善表面性状。
另外，在本发明中，优选通过上述冷轧工序，制造板厚为0.15mm以上0.80mm以下，抗拉强度为850MPa以上的冷轧钢板。本发明如上述，是通过抑制至均热处理工序之前所导入的位错的消灭，从而实现高强度化，因此至均热处理工序之前需要充分导入位错。通过使冷轧钢板的板厚在规定范围，可以在冷轧工序时充分地导入位错。另外，钢含有Nb、Zr、Ti和V时，由于上述的均热处理工序中的位错的消灭得到抑制，因此至均热处理工序之前所导入的位错的量越多，在均热处理后残存的位错的量越多，从而强度提高。供均热处理工序的前阶段中的位错的量，能够以供均热处理工序的前阶段中的强度、即冷轧状态的钢板的强度，例如抗拉强度为指标。因此，在含有Nb、Zr、Ti和V的钢中，通过使供均热处理工序的前阶段的钢板的抗拉强度，即冷轧钢板的抗拉强度在规定范围，则能够确保高强度化所需要的全部导入的位错的量，能够更确实地实现高强度化。
此外，本发明的无方向性电磁钢板的制造方法，也可以具有对上述热轧钢板实施热轧板退火的热轧板退火工序。通过实施热轧板退火，钢板的延性提高，能够抑制冷轧工序中的断裂，此外还能够得到优异的表面性状。
另外，本发明提供一种转子铁芯，其是层叠上述的无方向性电磁钢板而成。本发明的转子铁芯，因为是层叠上述的无方向性电磁钢板而构成，所以例如应用于电动机时，能够使电动机效率提高，并能够稳定使用。另外在应用于发电机时，可以高速回转，带来发电效率的提高。
此外，本发明还提供一种回转机，其使用上述转子铁芯。在本发明中，因为使用上述转子铁芯，所以例如作为电动机能够实现电动机效率提高和长期的使用稳定性。另外，作为发电机能够实现发电效率的提高。
根据本发明，不会招致多大的成本增加，就可以稳定地制造兼具作为高速回转的回转机的转子所需要的优异的机械特性和磁特性，且表面性状也优异的无方向性电磁钢板。因此，能够充分应对电瓶车和混合动力机动车的驱动电动机领域等之中的转率的高速化，其工业的价值极高。
附图说明
图1是表示在以700℃进行了保持20秒的均热处理的钢板中，Nb*(＝Nb/93-C/12-N/14)和Ti*(Ti＝Ti/48-C/12-N/14)与抗拉强度的关系的图。
图2是表示在以750℃进行了保持20秒的均热处理的钢板中，Nb*(＝Nb/93-C/12-N/14)和Ti*(Ti＝Ti/48-C/12-N/14)与抗拉强度的关系的图。
图3是表示均热处理工序前后的抗拉强度的关系的图。
图4是表示均热处理工序前的抗拉强度与均热处理工序后的屈服点的关系的图。
图5是表示再结晶部分的面积比率与屈服点和抗拉强度的关系的图。
具体实施方式
本发明中所说的作为用于转子的电磁钢板所需要的特性，首先是机械特性，指的是屈服点和抗拉强度，其不仅以高速回转时的转子的变形抑制为目的，而且以应力变动引起的疲劳破坏抑制为目的。在近年的电瓶车、混合动力机动车的驱动电动机中，转子在250MPa左右的平均应力下受到150MPa左右的应力振幅。因此，从变形抑制的观点出发，屈服点为400MPa，若考虑安全率则需要满足500MPa以上。优选为550MPa以上。另外，从抑制上述的应力状态下的疲劳破坏的观点出发，抗拉强度需要为550MPa以上，若考虑到安全率则需要为600MPa以上，优选700MPa以上。
另外，作为用于转子的电磁钢板所需要的第二个特性是磁通密度。如IPM电动机这样在活用磁阻转矩(reluctance torque)的电动机中，转子所使用的材质的磁通密度对转矩也有影响，若磁通密度低则得不到期望的转矩。
此外，作为用于转子的电磁钢板所需要的第三个特性是铁损。铁损由不可逆的磁畴壁位移引起的磁滞损失、和因磁化变化而发生的涡电流带来的焦耳热(涡电流损失)构成，电磁钢板的铁损由作为这些总和的全部铁损来评价。因转子发生的损失不会支配电动机效率本身，但是由于转子的损失即发热会导致永久磁铁会减磁，因此会间接性地使电动机性能劣化。因此，转子所使用的材质的铁损值的上限从永久磁铁的耐热温度的观点出发而被决定，认为即使比定子所使用的材质铁损值高也被允许。
另外，作为用于转子的电磁钢板所需要的第三个特性是表面性状。表面性状差时，因为层叠时的钢板的占空因数低，所以电动机效率降低。即，表面性状差时，作为铁芯使用时由于占空因数的降低，有效的单位截面积的磁通密度降低，电动机效率降低。特别是中活用磁阻转矩的IPM电动机中降低得显著。在此，所谓占空因数，是在层叠无方向性电磁钢板而制作铁芯时，钢板在铁芯厚度总体中所占的比例。
本发明者们对于满足这些特性的无方向性电磁钢板进行了锐意的研究。首先，持上述的设想对于兼具适合转子的磁特性和机械特性的无方向性电磁钢板应该具有的钢组织进行了各种研究。其结果判明，在固溶强化和析出强化中，因为冷轧母材也被高强度化，所以冷轧时的断裂不可避免，仅仅通过晶粒微细化机械特性的级别并不能达到要求，以及在马氏体等的相变组织中铁损显著增大。此外，作为强化机构而对于加工硬化进行了研究，其结果判明，恢复状态下残存的位错对铁损的影响比较小。根据这些结果得出的结论是，与作为现有的无方向性电磁钢板的技术认识的完全的再结晶铁素体组织完全不同，通过成为残存有大量位错的加工组织和恢复组织，转子所要求的磁特性和机械特性能够被达成。
加工组织和恢复组织，是通过使加工成规定的板厚时所导入的位错在均热处理时不消灭而使之残存来获得。因此，与固溶强化或析出强化为主体的现有技术不同，其高强度化可以不伴随着冷轧母材的高强度化，能够抑制冷轧时的断裂。为了得到这样的加工组织和恢复组织，需要以再结晶和晶粒成长为目的，抑制在通常冷轧后所进行的均热处理下的位错的消灭和再结晶。另外，为了在均热处理时抑制位错的消灭和再结晶，需要含有Nb、Zr、Ti和V，特别是因为Nb的帮助大，所以优选以Nb为中心使之适量含有。但是，若过度地含有Nb、Zr、Ti和V，则表面性状劣化，因此Nb、Zr、Ti和V的含量的适当化很重要。
此外，为了稳定地改善含有Nb、Zr、Ti和V的无方向性电磁钢板中有悬念的表面性状，优选使热轧条件等适当化。另外，为了稳定地确保期望的强度，优选使冷轧条件适当化。
以下对于直至使本发明完成的发现进行说明。
首先，对于作为本发明的特征的Nb、Zr、Ti和V的发现进行阐述。
对于如下两种钢实施热轧：主要成分以质量％计，Si：2.0％、Mn：0.2％、Al：0.3％、N：0.002％、P：0.01％，变化C、S和Nb的含量分别为C：0.001～0.04％、S：0.0002～0.03％、Nb：0.001～0.6％的钢；主要成分以质量％计，Si：2.0％、Mn：0.2％、Al：0.3％、N：0.002％、P：0.01％，变化C、S和Ti的含量分别为C：0.001～0.04％、S：0.0002～0.03％、Ti：0.001～0.3％的钢，在上述钢材成为2.3mm后，以800℃进行10小进的热轧板退火，再冷却轧至0.35mm，在以700℃保持20秒或以750℃保持20秒的2处条件下实施均热处理。测定如此得到的钢板的抗拉强度。
在图1和图2中显示在以700℃或750℃实施20秒种保持的均热处理的各钢板中，根据Nb、C、N和Ti、C、N的含量规定的下式(2)和(3)所示的Nb*和Ti*与钢板的抗拉强度的关系。
Nb*＝Nb/93-C/12-N/14    (2)
Ti*＝Ti/48-C/12-N/14    (3)
(这里，式(2)和(3)中，Nb、Ti、C和N表示各个元素的含量(质量％)。)
由图1和图2可知，只有在Nb*＞0，Ti*＞0时才能够得到优异的机械特性。另外调查钢组织的结果是，只有在Nb*＞0，Ti*＞0时再结晶才能得到抑制，钢组织为加工组织和恢复组织。Nb*、Ti*与固溶Nb、固溶Ti含量相对应，在再结晶抑制中，判明固溶Nb、固溶Ti含量的确保很重要。此外还判明，如果比较Nb和Ti，则Nb的再结晶抑制效果比Ti的大，因此在高强度化方向更有效，均热处理下的均热温度越是高温化时，其效果的差异越大。
另外，对于Zr和V也进行了与上述同样的研究，合并这些发现，在再结晶抑制中判明需要满足下式(1)。
0＜Nb/93+Zr/91+Ti/48+V/51-(C/12+N/14)＜5×10-3    (1)
(在此，式(1)中Nb、Zr、Ti、V、C和N表示各个元素的含量(质量％)。)
其次，阐述关于改善含有Nb、Zr、Ti和V的无方向性电磁钢板中有悬念的表面性状的方法的发现。
将由转炉进行了脱碳脱硫的钢水230吨出钢到铸桶内，将铸桶移动到RH式真空脱气装置中。用RH式真空脱气装置进行减压脱碳，用连续铸造机使表1所示的组成的钢水成为钢坯。制造的钢坯的平均等轴晶率为0～30％。
[表1]
钢  钢组成(质量％)
 C   Si   Mn   P   S     Al   N  Nb
    1  0.002   3.0   0.2   0.01   0.002     1.1  0.002  0.001
    2  0.002   2.9   0.2   0.01   0.002     1.2  0.002  0.04
    3  0.002   2.9   0.2   0.01   0.002     1.2  0.002  0.09
将这些钢坯用加热炉加热至1150℃，使累积压下率为77～86％来进行粗热轧，最终温度为800～850℃，以卷取温度500℃进行精热轧，成为厚2.0mm。其后以750℃进行10小时的热轧板退火，再冷轧至0.35mm。再对通过冷轧得到的钢板实施在760℃下保持20秒的均热处理，对钢板表面施加平均厚度0.5μm的绝缘皮膜。从得到的钢板上依据JIS C 2250提取试验片，调查占空因数、磁特性(铁损W10/400)和机械特性(屈服点YP、抗拉强度TS)。结果显示在表2中。
还有，在表2中，平均等轴晶率，来自浇铸方向垂直截面的宏观组织，是将钢坯宽度3处(1/4、2/4、3/4)的等轴晶率加以平均的值。
另外，粗热轧中的累积压下率(粗轧累积压下率)，是依据粗热轧机入侧的钢坯厚度A与出侧的钢带厚度B，由下式计算出的值。
(1-B/A)×100[％]
此外，占空因数评价，98％以上为A，95％以上、低于98％为B，低于85％为C，A和B判断为是可以作为转子的铁芯使用的级别。
[表2]
钢     制品No.     平均等轴晶率(％)     粗轧累积压下率(％)     粗轧出侧温度(℃) 占空因数评价     W10/400(W/kg)     YP(MPa)    TS(MPa)
1     1     ＜10     77     1000     B     29     356     459
    2     ＜10     86     970     A     28     351     465
    3     ＜10     86     940     B     28     355     458
    4     30     77     990     A     29     368     469
    5     30     86     970     A     28     365     459
    6     30     83     980     A     29     371     487
2     7     ＜10     77     1010     C     32     525     675
    8     ＜10     86     990     B     33     520     680
    9     ＜10     86     930     C     32     523     678
    10     30     77     1020     C     32     536     664
    11     30     86     980     A     31     530     886
    12     30     83     980     A     32     530     681
3     13     ＜10     77     1010     C     36     600     709
    14     ＜10     86     980     B     35     805     701
    15     ＜10     86     930     C     36     608     705
    16     30     77     990     C     36     611     711
    17     50     86     950     A     35     605     712
    18     50     83     980     A     35     605     714
几乎不含Nb的通常的无方向性电磁钢板(钢1)，无论热轧条件如何都具有高的占空因数，相对于此，以规定量含有Nb的无方向性电磁钢板(钢2和钢3)，判明在粗热轧中的累积下率为80％以上，粗热轧出侧的温度为95℃以上时才具有高的占空因数。另外判明，钢坯的平均等轴晶率高的制品占空因数得到进一步改善，以外热轧条件对机械特性和磁特性的影响比对占空因数的影响小。
对于Ti、Zr和V也进行了与上述相同的研究，使之组成而得到如下结论：为了提高含有Nb、Zr、Ti和V的无方向性电磁钢板的占空因数，有效的是适当控制热轧条件和钢坯的平均等轴晶率。
占空因数的改善，即基于表面性状的改善。含有Nb、Zr、Ti和V的钢，在均热处理时再结晶受到抑制，但是，也有在热轧时和热轧板退火时再结晶被抑制的情况，因此铸造组织的巨大柱状粒引起的表面凹凸缺陷在冷轧后发生，该表面性状的劣化被认为会造成占空因数的降低。相对于此在本发明中，通过提高粗热轧中的累积压下率和粗热轧出侧的温度的双方，受到了抑制的再结晶被促进，认为铸造组织的巨大柱状粒引起的轧制方向的筋状的带状组织消失。据此，冷轧后的表面缺陷得到抑制，推测会带来占空因数的改善。
其次，阐述关于使用含有Nb、Zr、Ti和V的钢，以更稳定确保期望的机械特性的方法的发现。
对于如下两种钢实施热轧：以质量％计含有C：0.003％、Si：2.9％、Mn：0.2％、Al：1.1％、S：0.001％、N：0.002％、P：0.01％、Nb：0.001％，余量由Fe和杂质构成的钢(上述的Nb*＜0的钢)；和含有C：0.002％、Si：2.8％、Mn：0.2％、Al：1.2％、S：0.006％、N：0.002％、P：0.01％、Nb：0.09％，余量由Fe和杂质构成的钢(上述的Nb*＞0的钢)，在上述两种钢成为2.0mm后，在750℃进行10小时的热轧板退火，通过一次的冷轧最终达到0.35～1.2mm的各种板厚，并实施在700℃下保持20秒的均热处理。对于一部分的热轧板，在热轧板退火后，通过使中间板厚为0.4～1.8mm，中间退火条件为750℃下保持10小时的二次的冷轧，最终达到0.35mm，同样实施700℃下保持20秒的均热处理。对于这些钢板，在均热处理前后将轧制方向作为长度方向而实施拉伸试验。
图3中显示均热处理工序前后的抗拉强度的关系，图4中显示均热处理工序前的抗拉强度与均热处理工序后的屈服点的关系。由图3可知，限于Nb*＞0的钢，无论冷轧的次数，均热处理工序前的抗拉强度、即冷轧状态的抗拉强度都变大，并且均热处理工序后的抗拉强度也变大。另外由图4可知，与上述的情况相同，限于Nb*＞0的钢，无论冷轧的次数，热处理工序前的抗拉强度、即冷轧状态的抗拉强度都变大，并且均热处理工序后的屈服点也变大。
这里，冷轧的状态的抗拉强度成为至冷轧之前所导入的位错与通过冷轧导入的位错的合计量的指标，即，成为至均热处理工序之前所导入的位氏的量的指标。本发明通过抑制至均热处理工序之前所导入的位错在均热处理时的消灭，从而实现了钢板的高强度化。因此，为了在均热处理后充分地使位错残留，需要至均热处理工序之前导入大量的位错，而在冷轧时导入大量的位错很重要。
然而，在不含固溶Nb的钢(Nb*＜0的钢)中，因为不能抑制均热处理时的位错的消灭，所以，即使至均热处理工序之前导入大量的位错，即加大均热处理工序前的抗拉强度，在均热处理后残留的位错的量仍变少，在均热处理后仍不能确保充分的强度。相对于此，在含有固溶Nb的钢(Nb*＞0的钢)中，因为均热处理时的位错的消灭得到抑制，所以，如果至均热处理工序之前所导入的位错的量多，即如果均热处理工序前的抗拉强度大，则在均热处理后残存的位错的量也变多，能够在均热处理后稳定确保强度。因此，在含有固溶Nb的钢(Nb*＞0的钢)中，作为用于确保均热处理后的钢板的抗拉强度、屈服点这样的强度而需要导入全部位量的量的目标，能够采用均热处理前的抗拉强度。
对于Ti、Zr和V也进行了与上述一样的研究，并得出如下结论：如果具有本发明的钢组成，则均热处理工序中的位错的消灭得到抑制，因此作为均热处理工序后的抗拉强度和屈服点等的强度的指标，能够采用均热处理工序前的抗拉强度。
而且，作为用于在均热处理工序后充分确保抗拉强度和屈服点等的强度所需要的条件，判明在均热处理工序的前阶段确保850MPa以上的抗拉强度很重要。
根据以上的结论完成了本发明。
以下，对于本发明的无方向性电磁钢板及其制造方法，和转子铁芯、回转机进行详细地说明。
A.无方向性电磁钢板
本发明的无方向性电磁钢板，其中，以质量％计含有C：0.06％以下、Si：3.5％以下、Mn：0.05％以上3.0％以下、Al：2.5％以下、P：0.30％以下、S：0.04％以下、N：0.02％以下，并在满足下式(1)的范围内含有Nb、Ti、Zr和V之中的至少1种元素，此外作为任意添加元素，还含有Cu：0％以上8.0％以下、Ni：0％以上2.0％以下、Cr：0％以上15.0％以下、Mo：0％以上4.0％以下、Co：0％以上4.0％以下、W：0％以上4.0％以下、Sn：0％以上0.5％以下、Sb：0％以上0.5％以下、Se：0％以上0.3％以下、Bi：0％以上0.2％以下、Ge：0％以上0.5％以下、Te：0％以上0.3％以下、B：0％以上0.01％以下、Ca：0％以上0.03％以下、Mg：0％以上0.02％以下、REM：0％以上0.1％以下，余量由Fe和杂质构成，再结晶部分的面积比率低于90％。
0＜Nb/93+Zr/91+Ti/48+V/51-(C/12+N/14)＜5×10-3    (1)
(在此，式(1)中Nb、Zr、Ti、V、C和N表示各个元素的含量(质量％)。)
还有，表示各元素的含量的“％”除非特别限定均是“质量％”的意思。另外在本发明中，所谓“余量实质由Fe和杂质构成”，意思是在不妨碍本发明的效果的范围内也包括含有其他元素的情况。
以下，对于本发明的无方向性电磁钢板中的钢组成和再结晶部分的面积比率进行说明。
1.钢组成
(1)C
C因为会与Nb、Zr、Ti或V结合而形成析出物，所以关系到Nb、Zr、Ti和V的含量的减少。因此，为了通过固溶Nb、Zr、Ti和V，抑制在冷轧后的均热处理中进行的位错的消灭和再结晶，优选降低C含量。然而，鉴于过度的降低C含量会导致炼钢成本增加这一点，和如果C含量多也要相应增加Nb、Zr、Ti和V的含量，以确保固溶Nb、Zr、Ti和V的含量这一点，C含量的上限值为0.06％。优选为0.04％以下，更优选为0.02％以下。特别是如果C含量为0.01％以下，则满足Nb/93+Zr/91+Ti/48+V/51-(C/12+N/14)＞0的条件所需要的Nb、Zr、Ti和V的含量少，因此从制造成本的观点出发而优选。
(2)Si
Si是具有提高电阻抗，降低涡流损的效果的元素。然而，含有大量的Si时，会诱发冷轧时的裂纹，由于钢板的成品率降低，导致制造成本增加。因此，Si含量为3.5％以下。另外，从抑制裂纹的观点出发优选为3.0％以下。此外，Si作为脱氧剂使用时需要含有0.01％以上，但是也有将Al作为脱氧剂使用的情况，因此Si含量的下限值没有特别限定。从利用固溶强化带来钢板的高强度化这一观点出发，优选下限值为1.0％。
(3)Mn
Mn与Si一样，具有提高电阻抗，降低涡流损的效果。然而，若使Mn大量含有，则合金成本增加，因此Mn含量的上限为3.0％。另一方面，Mn含量的下限从固定S的观点出发而被确定，为0.05％。
(4)Al
因为Al提高电阻抗，所以与Si一样会降低涡流损。然而，若大量含有Al，则合金成本增加，并且由于饱和磁通密度降低，磁通的泄漏发生，因此电动机效率降低。从这些观点出发，Al含量的上限为2.5％。另外，将Al作为脱氧剂使用时需要使之含有0.01％以上，但是因为也有将Si作为脱氧剂使用的情况，所以Al含量的下限值没有特别限定。从利用固溶强化带来钢板的高强度化这一观点出发，优选下限值为0.2％。
(5)P
P具有通过固溶强化而提高钢板的强度的效果，但是在大量含有P时，会诱发冷轧时的裂纹。因此P含量为0.30％以下。
(6)S
S是在钢中不可避免混入的杂质，但是为了在炼钢阶段降低会造成成本增加，因此作为S含量将0.04％作为上限。
(7)N
N因为会与Nb、Zr、Ti或V结合而形成析出物，所以关系到Nb、Zr、Ti和V的含量的减少。因此，为了通过固溶Nb、Zr、Ti和V抑制再结晶，优选降低N含量。然而，如果N含量多也要相应增加Nb、Zr、Ti和V的含量，才能够确保固溶Nb、Zr、Ti和V的含量，鉴于这一点，N含量的上限为0.02％。优选为0.01％以下，更优选为0.005％以下。如果N含量为0.005％以下，则满足Nb/93+Zr/91+Ti/48+V/51-(C/12+N/14)＞0的条件所需要的Nb、Zr、Ti和V的含量少，因此从制造成本的观点出发而优选。
(8)Nb、Zr、Ti和V
为了通过抑制均热处理中的位错的消灭和再结晶，以得到加工组织和恢复组织，从而得到转子需要的机械特性和磁特性，需要含有不会形成析出物的固溶状态的Nb、Zr、Ti或V。因此，需要在满足下式(4)的范围内含有Nb、Zr、Ti和V之中的至少1种元素。
Nb/93+Zr/91+Ti/48+V/51-(C/12+N/14)＞0    (4)
(在此，式(4)中Nb、Zr、Ti、V、C和N表示各个元素的含量(质量％)。)
上式(4)的左边，表示Nb、Zr、Ti和V的含量与C和N的含量的差，该值为正对应的是，含有没有形成碳化物、氮化物或碳氮化物的析出物的固溶状态的Nb、Zr、Ti或V。
这些元素之中，因为固溶Nb和固溶Ti的再结晶抑制效果大，所以优选积极地含有Nb和Ti。特别是因为固溶Nb的帮助大，所以优选积极地含有Nb。积极地含有Nb如后述，也大大有助于生产性提高。Nb含量优选超过0.02％，更优选为0.03％以上，进一步优选为0.04％以上。Ti含量优选超过0.01％，更优选为0.02％以上。另一方面，Nb含量、Ti含量的上限为不超过后述式(1)的上限的范围。
如图1和图2所示，均热处理时的均热温度为高温时，如果固溶Nb、Zr、Ti和V的含量越多，则抑制位错的消灭和再结晶的效果也就越大，在用于得到加工组织或恢复组织方面有效。
然而，过度地含有固溶Nb、Zr、Ti和V时，在热轧时和热轧板退火时位错的消灭和再结晶也被抑制，因此有冷轧前组织成为未再结晶状态的情况。作为其结果是产生被称为起皱(ridging)的表面缺陷，导致层叠到铁芯时的占空因数降低，电动机效率降低，因此不为优选。另外，还有在冷轧时产生裂纹的情况。固溶Nb、Zr、Ti和V的含量的上限值从抑制这种表面性状劣化和抑制冷轧时的裂纹的观点出发而被确定，需要使Nb、Zr、Ti和V在下式(1)所示的范围内含有。
0＜Nb/93+Zr/91+Ti/48+V/51-(C/12+N/14)＜5×10-3    (1)
(在此，式(1)中Nb、Zr、Ti、V、C和N表示各个元素的含量(质量％)。)
另外，若考虑硫化物，则固溶状态的Nb、Zr、Ti和V的含量也受到S含量的影响。然而，在上述的S含量的范围内确认不到来自S对再结晶抑制效果的影响，因此在本发明中，采用了省略了S项的上式(1)。确认不到S的影响的理由尚不明确，但考虑是因为凝固末期的S自稠化的区域成为MnS而发生结晶等，S被Mn固定。
(9)Cu、Ni、Cr、Mo、Co和W
在本发明中，不通过再结晶粒径的细粒化，而是通过抑制再结晶本身来实现磁特性和机械特性的并立，因此，能够在不损害该再结晶抑制效果的范围含有Cu、Ni、Cr、Mo、Co和W之中的至少一种元素。因为这些元素具有使钢板高强度化的作用，所以在进一步提高钢板强度方面有效而优选。
Cu具有增加钢板的固有阻抗，以降低铁损的效果。然而若使Cu过度地含有，则导致表面瑕疵和冷轧时的裂纹的发生，因此Cu含量优选为0.01％以上8.0％以下。从抑制表面瑕疵的观点出发，优选为1.0％以下。
若使Ni和Mo过度含有，则导致冷轧时的裂纹的发生和成本增加，因此Ni含量优选为0.01％以上2.0％以下，Mo含量优选为0.005％以上4.0％以下。
Cr具有增加钢板的固有阻抗，在降低铁损的效果。另外还具有改善耐腐蚀性的效果。然而若过度含有Cr，则成本增加，因此Cr含量优选为0.01％以上15.0％以下。
Co和W若过度地含有则成本增加，因此Co含量优选为0.01％以上4.0％以下，W含量优选为0.01％以上4.0％以下。
(10)Sn、Sb、Se、Bi、Ge、Te和B
本发明通过抑制再结晶来实现磁特性和机械特性的并立，因此，优选含有具有通过晶界偏析而抑制再结晶的效果的Sn、Sb、Se、Bi、Ge、Te和B之中的至少1种元素。使这些元素含有时，从抑制热轧工序中的裂纹的发生和成本增加的观点出发，优选各元素的含量为Sn：0.5％以下、Sb：0.5％以下、Se：0.3％以下、Bi：0.2％以下、Ge：0.5％以下、Te：0.3％以下、B：0.01％以下。这了确实地得到由这些元素带来的再结晶抑制效果，各元素的含量优选为Sn：0.001％以上、Sb：0.0005％以上、Se：0.0005％以上、Bi：0.0005％以上、Ge：0.001％以上、Te：0.0005％以上、B：0.0002％以上。
(11)Ca、Mg和REM
在本发明规定的S含量的范围内因为没有确认到S对再结晶抑制效果的影响，所以在本发明中以硫化物的形态控制带来的磁特性的改善为目的，能够含有Ca、Mg和REM之中的至少1种。
在此所谓REM，是指原子编号57～71的15个元素，以及Sc和Y这2种元素，合计17种元素。
使这些元素含有时，各元素的含量优选为Ca：0.03％以下、Mg：0.02％以下、REM：0.1％以下。为了确实地得到上述效果，优选各元素的含量为Ca：0.0001％以上、Mg：0.0001％以上、REM：0.0001％以上。
(12)其他元素
在本发明中，在不损害本发明的效果的范围内可以含有上述元素以外的元素。本发明与以再结晶组织为前提的现有技术不同，是通过成为残存有大量位错的加工组织和恢复组织而的高强度，因此，能够允许在以再结晶组织为前提的现有技术中受限制的元素的含有达到更高水平。例如，能够含有Ta、Hf、As、Au、Be、Zn、Pb、Tc、Re、Ru、Os、Rh、Ir、Pd、Pt、Ag、Cd、Hg和Po总和为0.1％以下。
2.再结晶部分的面积比率
其次，与实验结果一起对于本发明的再结晶部分的面积比率的限定理由进行说明。
对于以质量％计含有C：0.002％、Si：2.8％、Mn：0.2％、Al：1.2％、S：0.006％、N：0.002％、P：0.01％、Nb：0.09％的钢实施热轧而成为2.3mm后，以800℃进行10小时的热轧板退火，再冷轧至0.35mm，在680～1050℃的各种温度下实施保持10秒的均热处理。测定如此得到的钢板的抗拉强度。
图5中显示再结晶部分的面积比率与屈服点和抗拉强度的关系。随着作为再结晶的前阶段的恢复进行一起，再结晶部分的面积比率从零的状态开始，屈服点和抗拉强度降低。再结晶开始后，随着再结晶部分的面积比率的增加，屈服点和抗拉强度进一步降低。在此，再结晶部分的面积比率根据确保转子用所需的机械特性的观点决定。如果考虑到安全率，则从高速回转时的变形抑制的观点出发，再结晶部分的面积比率为低于90％。优选为70％以下。从抑制疲劳破坏的观点出发，优选为40％以下，更优选为低于25％。从机械特性的观点出发，再结晶部分的面积比率越低越为优选，优选再结晶部分的面积比率为零，完全为未再结晶状态(加工组织和恢复组织)。
在再结晶部分的面积比率控制中，调整均热处理时的均热温度和均热时间等很重要。在Nb、Ti、Zr和V之中，积极地使再结晶抑制效果大的Nb含有时，再结晶部分的面积比率控制更容易，带来生产性提高。
这里，所谓再结晶部分的面积比率，表示在本发明的无方向性电磁钢板的纵截面组织照片中，视野中所占的再结晶晶粒的比例，其能够以该纵截面组织照片为基础进行测定。作为纵截面组织照片，能够采用光学显微镜照片，例如采用以100倍的倍率进行拍摄的照片即可。
B.本发明的无方向性电磁钢板的制造方法
其次，对于本发明的无方向性电磁钢板的制造方法进行说明。
本发明的无方向性电磁钢板的制造方法，具有如下工具：对具有上述钢组成的钢锭或钢片实施热轧的热轧工序；对通过上述热轧工序得到的热轧钢板实施一次或夹隔中间退火的两次以上的冷轧的冷轧工序；在820℃以下将通过上述冷轧工序得到的冷轧钢板进行均热的均热处理工序。
以下，对于这样的无方向性电磁钢板的制造方法中的各工序进行说明。
1.热轧工序
本发明中的热轧工序，是对具有上述的钢组成的钢锭或钢片(以下称为“钢坯”)实施热轧的工序。
还有，关于钢锭或钢片的钢组成，因为与上述的“A.无方向性电磁钢板”项所述的相同，所以在此省略说明。
作为本发明的热轧工序，如果对上述钢锭或钢片实施热轧，则没有特别限定，能够进行一般的热轧，但是，其具有使上述钢锭或钢片为1100℃以上1300℃以下之后，实施累积压下率为80％以上的粗热轧而得到粗棒的粗热轧工序，和对于上述粗棒实施精热轧的精热轧工序，在热轧工序中，优选上述精热轧工序前的粗棒的温度为950℃以上。
作为热轧工序而进行一般的热轧时，通过连续铸造法或将钢锭进行分块轧制的方法等一般性的方法，使具有上述的钢组成的钢成为钢坯，装入加热炉并实施热轧。这时，如果钢坯温度高，则也可以不装入加热炉进行热轧。
这种情况下，钢坯温度没有特别限定，但是从成本和热轧性的观点出发优选为1000～1300℃。更优选为1050～1250℃。
另外，热轧的各种条件也没有特别限定，例如遵循最终温度为700～950℃，卷取温度为750℃以下等一般的条件进行即可。
另一方面，如上述热轧工序具有粗热轧工序和精热轧工序，在热轧工序中精热轧工序前的粗棒的温度为950℃以上时，优选如下的条件。以下对于热轧工序适合的方式进行说明。
(1)粗热轧工序
本发明中的粗热轧工序，是使具有上述的钢组成的钢锭或钢片达到1100℃以上1300℃以下之后，实施累积压下率为80％以上的粗热轧的工序。
在本工序中，通过连续铸造法或将钢锭进行分块轧制的方法等一般性的方法，使具有上述钢组成的钢成为钢坯，在达到规定的温度之后实施粗热轧。如果使供粗热轧的钢坯的温度达到规定的温度，则除了将钢坯装入加热炉而加热到规定的温度的情况以外，也可以不装入加热炉，则是对于处于连续铸造后和分块轧制后的高温状态下的钢坯直接进行粗热轧。
供粗热轧时的钢坯的温度优选为1100℃以上1300℃以下。钢坯温度低于上述范围时，粗热轧中的钢板温度过低，热轧工序中的再结晶不充分，有冷轧后的钢板上发生上述表面缺陷的情况。另外，若钢坯温度超过上述范围，则钢坯变形，因此存在难以通过热轧制造成规定形状的情况。更优选的钢坯温度为1100～1250℃。
另外，供粗热轧的钢坯的截面组织中的平均等轴晶率优选为25％以上。由此，能够进一步改善表面性状。该平均等轴晶率能够通过采用在连续铸造时实施电磁搅拌等一般的方法进行控制。
在此，所谓等轴晶率是钢坯厚度中所占的等轴晶部分的厚度的比例，由对钢坯截面进行蚀刻而得到的凝固组织的显微组织等判明等轴晶或柱状晶，测定各部分的厚度并计算即可。作为平均等轴晶率，采用将钢坯的幅度方向的1/4、2/4、3/4位置上的等轴晶率进行平均的值即可。
在本发明中，为了抑制冷轧后的表面缺陷，优选对上述钢坯实施累积压下率为80％以上的粗热轧而成为粗棒。若粗热轧下的累积压下率低于上述范围，则在具有本发明规定的钢组成的钢板中，钢坯铸造组织的巨大柱状粒引起的轧制方向的筋状的带状组织在轧后仍有残留，有发生表面缺陷的情况。更优选的累积压下率为83％以上。另一方面，粗热轧中的累积压下率越高，表面缺陷越受到抑制，因此累积压下率的上限没有特别限定。
在此，粗热轧中的累积压下率，是采用粗热轧机入侧的钢坯的厚度A与出侧的粗棒的厚度B，按下式表示的数值。
(1-B/A)×100[％]
还有，即使在实施粗热轧前在钢坯的宽度方向实施压下或轧制而使钢坯的厚度增加，本发明的效果也不会完全丧失。这种情况下的粗热轧中的累积压下率，是采用向钢坯的宽度方向压下或轧制后的钢坯的厚度而计算出的数值。
粗热轧中的其他条件也没有特别限定，遵循一般的条件进行即可。
另外在本发明中，为了抑制冷轧后的表面缺陷，优选在粗热轧工序后使精热轧工序前的粗棒的温度为950℃以上。若粗棒的温度低于上述范围，则在具有本发明规定的钢板中，热轧工序中再结晶得不到促进，与上述累积压下率低于上述范围情况相同，有发生表面缺陷的情况。在粗热轧工序后精热轧工序前的粗棒的温度进更优选为970℃以上。另一方面，对于粗棒的温度的上限没有特别限定。
作为使上述粗棒的温度成为950℃以上的方法，除了使供粗热轧的钢坯的温度处于高温，从而使粗热轧出侧的粗棒的温度达到950℃以上的方法以外，还能够采用将通过粗热轧而得到的粗棒进行加热，由此使之达到950℃以上的方法。
(2)精热轧工序
本发明的精热轧工序是对上述粗棒实施精热轧的工序。
精热轧的各种条件没有特别限定，例如遵循最终温度为700～950℃，卷取温度为750℃以下等一般的条件进行即可。
2.冷轧工序
本发明的中的冷轧工序，是对于通过上述热轧工序得到的热轧钢板实施一次或夹隔中间退火的两次以上的冷轧的工序。在本工序中，使钢板最终成为规定的板厚。这时，可以通过一次的冷轧最终达到规定的板厚，也可以通过包含中间退火的两次以上的冷轧最终达到规定的板厚。
在本发明中，优选的冷轧工序是，通过对于通过上述热轧工序得到的热轧钢板实施一次或夹隔中间退火的两次以上的冷轧，制作板厚为0.15mm以上0.80mm以下，优选抗拉强度为850MPa以上的冷轧钢板的工序。
板厚优选为0.15mm以上0.80mm以下。板厚低于上述范围时，需要过度的加工，有可能在冷轧时发生断裂。另外，不但后述的均热处理工序中的生产性变差，还有占空因数和铆接强度降低的可能性。另一方面，若板厚超过上述范围，则涡流损增加，因此电动机效率有可能降低。另外，因为冷轧时所导入的位错的量降低，所以难以确保供均热处理前的钢板，即冷轧钢板的抗拉强度，制品的机械特性也有可能劣化。从这样的观点出发，更优选板厚为0.20mm以上0.70mm以下。
在本发明中，是通过抑制至均热处理工序之前所导入的位错的在均热处理工序中的消灭，在均热处理后使位错充分的残存，从而达成高强度化，因此被导入的位错的量少时，则不能在均热处理后确保充分的强度。如上述，至均热处理工序之前所导入的位错的量，能够由供均热处理工序前的钢板、即冷轧钢板的抗拉强度判明。通过适量含有Nb、Zr、Ti和V而使均热处理工序中的位错的消灭受到抑制的钢的情况下，如果冷轧钢板的抗拉强度为规定的范围，则至均热处理工序前有充分的位错被导入，因此在均热处理工序后能够充分地使位错残存，能够在均热处理工序后稳定确保高强度。因此，冷轧钢板的抗拉强度优选以轧制方向作为长度方向的测定值计为850MPa以上。更优选为900MPa以上。
这里，冷轧钢板的抗拉强度能够用以轧制方向作为长度方向而提取的拉伸试验片进行测定。
如此在本工序中，如果根据期望的铁损水平而适宜选定板厚，以能够充分确保均热处理工序的前阶段的抗拉强度的方式，即能够在均热处理工序之前导入充分的量的位错的方式实施冷轧，则能够取得本发明的效果。
如后述，出于在均热处理工序前矫正钢板的平坦度的目的而进行轻加工，即进行矫正工序时，如果矫正工序后的钢板满足上述的抗拉强度，则能够取得本发明的效果。
如上述，如果位错被充分导入，则能够得到本发明的效果，因此冷轧时的钢板温度、压下率、轧辊径等冷轧的各种条件没有特别限定，被轧制材的钢组成根据作为目的的钢板的板厚等适当选择。
通过上述热轧工序得到的热轧钢板，通常通过酸洗去除热轧时在钢板表面生成的氧化皮之后再供冷轧。对热轧钢板实施后述的热轧板退火时，在热轧板退火前或热轧板退火后进行酸洗都可以。
3.均热处理工序
本发明的均热处理工序，是将通过上述冷轧工序而得到的冷轧钢板在820℃以下进行均热的工序。
本发明的要点是，抑制在均热处理工序中进行的位错的消灭和再结晶，从而使位错残存。因此，再结晶抑制效果小时，需要使均热温度比起通常的无方向性电磁钢板的均热温度呈显著地低温化。如果以通常的无方向性电磁钢板在连续退火线上的均热处理为前提，则炉温下降，且供均热处理不能达到稳定化。此外，一旦降低炉温后，至通常的无方向性电磁钢板的均热炉温上升，且将通常的无方向性电磁钢板供均热处理也不能达到稳定化。由此能够容易地想像，再结晶抑制效果小时，会使生产性显著地降低。
本发明中以含有Nb、Zr、Ti和V为特征，并抑制再结晶，特别是在积极地含有Nb时，抑制再结晶的效果大。因此，就算均热处理工序中的均热温度高也能够得到加工组织和恢复组织，因为没有需要设定特殊的均热温度的机会，所以能够使生产性提高。具体来说，如果均热处理工序的均热温度为820℃以下，则能够得到期望的机械特性。从机械特性的观点出发优选780℃以下，更优选750℃以下。该均热温度在通常的无方向性电磁钢板所实施的范围内，则不会阻碍生产性。均热温度越低则再结晶进行越受到抑制，但是若均热温度低则钢板的平坦不会得到矫正，有层叠成转子时的占空因数降低的情况。另外，经过均热处理，比起冷轧的直接状态也有改善铁损的效果，因此均热温度低时会导致铁损增加。此外，均热温度低时，如上述生产性显著降低。因此，从平坦矫正和铁损改善的观点出发，优选的均热温度的下限值为500℃。更优选为600℃以上。
均热处理由将箱退火和连续退火的任何一种方法实施都可以，但是从生产性的观点出发，优选以连续退火线实施。装箱退火中，由于在盘绕状态下供退火，从而因线圈卷绕(也称为coil set)导致板钢板的平坦度降低，形状劣化，因此在均热处理工序后优选进行矫正平坦度和形状的矫正工序。
还有，由于在高温下的均热处理，再结晶进行，由此引起机械特性降低时，不得不增加工序，但是在均热处理工序后进行加工也可以确保强度。
4.热轧板退火工序
在本发明中，也可以对通过上述热轧工序得到的热轧钢板实施热轧板退火的热轧板退火工序。该热轧板退火工序是在热轧工序和冷轧工序之间进行的工序。
热轧板退火工序不是必须的工序，但是通过进行热轧板退火，钢板的延性提高，能够抑制冷轧工序中的断裂。另外，还有减轻制品表面的凹凸缺陷的生成的效果。
5.其他工序
在本发明中，优选在上述均热处理后，遵循一般的方法进行在钢板表面涂布绝缘皮膜的涂敷工序，该绝缘皮膜由单一有机成分、单一无机成分或有机无机复合物构成。从减轻环境负荷的观点出发，涂布不含铬的绝缘皮膜即可。另外，涂敷工序也可以是通过加热·加压来实施发挥着粘结能的绝缘涂敷的工序。作为发挥着粘结能的涂敷材料，能够使用丙烯酸酯树脂(acrylate resin)、酚醛树脂(phenol resin)、环氧树脂(epoxide resin)或三聚氰胺甲醛树脂(melamine resin)等。
还有，关于由本发明制造的无方向性电磁钢板，因为与上述的“A.无方向性电磁钢板”的项所述的内容一样，所以这里的说明省略。
C.转子铁芯
接下来，对于本发明的转子铁芯进行说明。本发明的转子铁芯，由上述的无方向性电磁钢板层叠而成。通常，转子铁冷落慢待是将上述无方向性电磁钢板加工成规定的形状并层叠而构成。加工成规定的形状一般采用冲压加工，但并没有特别加以限定。
构成转子铁芯的无方向性电磁钢板，如上述，因为磁特性和机械特性优异，所以将本发明的转子铁芯应用于例如电动机的转子时，能够使电动机效率提高，另外在转转中不会变形和破坏，能够长时间稳定使用。特别是在诸如IPM电动机这种因应力集中而容易导致变形和破坏发生的电动机中效果很大。另外在适用于发电机的转子时，因为运转中不会发生变形和破坏，所以可以高速回转，带来发电效率的提高。
D.回转机
接着，对于本发明的回转机进行说明。本发明的回转机具有上述的转子。作为回转机，例示有电动机和发电机。接受电力而发生机械动力的回转机是电动机，接受机械动力而发生电力的回转机是发电机。在本发明中设定为两者统称回转机。因为两者的构造基本相同，所以在以下的说明中以电动机的例子为中心加以说明。
电动机(motor)例如具有卷绕有定子线圈而构成的定子(stator)，和在该定子的中央通过定子线圈的通电带来的励磁面回转的转子(rotor)。转子具有上述的转子铁芯和埋入其内部的永久磁铁。另外，定子在有沟槽(slot)的定子铁芯上卷绕定子线圈。定子铁芯与上述转子铁芯一样，是将无方向性电磁钢板加工成规定的形状并进行层叠而构成，除此之外也可以将单向性电磁钢板和二方向性电磁钢板加工成规定的形状构成。另外，定子铁芯也可以由将无方向性电磁钢板、单向性电磁钢板、二方向性电磁钢板加工成规定的形状并加以层叠的分割铁芯构成。加工成规定的形状一般采用冲压加工，但并没有特别地限定。此外，定子铁芯也可以由磁性粉末构成。
转子铁芯所采用无方向性电磁钢板，是上述“A.无方向性电磁钢板”的项所述的内容。另外，定子铁芯所用的无方向性电磁钢板，作为单向性电磁钢板、二方向性电磁钢板和磁性粉末，没有特别限定。以上，根据示例说明了IPM电动机，但是从抑制应力集中带来的变形和破坏的观点出发，作为电坳机也能够适用于磁阻电动机(reluctance motor)。即使是其他的电动机，如果具有上述的转子铁芯，则能够抑制因应力集中而造成的变形和破坏。
根据本发明，因为使用的是将磁特性和机械特性优异的无方向性电磁钢板层叠而成的转子铁芯，所以作为电动机，能够实现电动机效率提高和长时间下的使用稳定性。另外作为发电机则能够实现发电效率提高。
还有，本发明并不受上述实施方式限定。上述实施方式是例示，具有与本发明的专利申请的范围所述的技术思想实质上相同的构成，并起到同样作用效果的，均包含在本发明的技术范围内。
实施例
以下以实施例为例示，具体地说明本发明。
(实施例1)
将具有下述的表3所示的钢组成的钢进行真空熔炼，将这些钢加热到1150℃，以820℃的终轧温度进行热轧，在580℃卷取，得到厚2.0mm的热轧钢板。这些热轧钢板之中除去一部分，通过在氢气氛中保持10小时的装箱退火或以1000℃保持60秒的连续退火实施热轧板退火，经一次冷轧最终达到板厚0.35mm。另外，对于一部分的热轧钢板，在上述热轧板退火后，冷轧至中间板厚后，通过在氢气氛中以750℃或800℃保持10小时的装箱退火或以1000℃保持60秒的连续退火实施中间退火，通过第二次的冷轧最终至0.35mm。此外，对于一部分热轧钢板，不实施热轧板退火，而是通过一次或包含中间退火的二次冷轧最终成为0.35mm。其后，在实施例1-1～1-9和1-11～1-26中实施以各种温度保持30秒的连续退火下的均热处理。在实施例1-10中实施以500℃保持10小时的装箱退火下的均热处理。如此制造钢板。
[表3]
  钢     钢组成(质量％)
C Si Mn Al P S N Nb     Zr     Ti     V     ※     其他
  A     0.002     3.8     0.2     0.7     0.01     0.002     0.002     0.05   -   -   -     0.0002
  B     0.002     2.0     0.2     3.5     0.02     0.005     0.002     0.05   0.01   0.01   -     0.0005
  C     0.002     3.1     0.2     1.1     0.31     0.001     0.002     0.05   0.01   0.01   0.01     0.0007
  D     0.09     0.8     3.5     0.03     0.01     0.002     0.002     0.04   -   0.02   -     -0.0068
  E     0.002     2.0     0.2     2.0     0.01     0.002     0.002     0.001   -   -   -     -0.0003
  F     0.002     2.0     0.2     2.0     0.01     0.002     0.002     0.08   -   -   -     0.0006
  G     0.002     2.0     0.2     2.0     0.01     0.002     0.002     0.15   -   -   -     0.0013
  H     0.018     2.0     0.2     2.0     0.01     0.002     0.002     0.21   -   -   -     0.0006
  I     0.002     2.0     0.2     2.0     0.01     0.002     0.002     0.15   -   0.1   -     0.0034
  J     0.002     2.0     0.2     2.0     0.01     0.021     0.002     0.15   -   0.1   -     0.0034
  K     0.002     2.0     0.2     2.0     0.01     0.005     0.002     0.11   0.03   0.06   0.05     0.0034
  L     0.002     3.0     0.2     1.1     0.01     0.005     0.002     0.15   -   -   0.08     0.0029
  M     0.002     2.0     0.2     2.0     0.01     0.005     0.002     0.35   0.05   0.05   0.05     0.0060
  N     0.002     2.0     0.06     0.3     0.01     0.005     0.002     0.05   -   -   -     0.0002     Cu：0.8.Ni：1.5
  O     0.002     2.0     0.06     0.3     0.01     0.005     0.002     0.05   -   -   -     0.0002     Cr：3，Mo：0.5
  P     0.002     2.0     0.06     0.3     0.01     0.005     0.002     0.05   -   -   -     0.0002     Co：0.1.W：0.1
  Q     0.002     2.0     0.06     0.3     0.01     0.005     0.002     0.05   -   -   -     0.0002     Sb：0.03.REM：0.006
  R     0.002     2.0     0.06     0.3     0.01     0.005     0.002     0.05   -   -   -     0.0002     Se：0.05.Bi：0.05
  S     0.002     2.0     0.06     0.3     0.01     0.005     0.002     0.05   -   -   -     0.0002     Ge：0.05，Te：0.05
  T     0.002     2.0     0.06     0.3     0.01     0.005     0.002     0.05   -   -   -     0.0002     B：0.0008，Sn：0.1
  U     0.002     2.0     0.06     0.3     0.01     0.005     0.002     0.05   -   -   -     0.0002     Ce：0.005
  V     0.002     2.0     0.06     0.3     0.01     0.005     0.002     0.05   -   -   -     0.0002     Mg：0.005
  W     0.002     2.0     0.06     0.3     0.01     0.005     0.002     0.04   -   -   -     0.0001     ※※
下划线表示本发明范围之外。
※)Nb/93+Zr/91+Ti/48+V/51-(C/12+N/14)的值
※※)Ta，Hf，As，Au，Be，Zn，Pb，Tc，Re，Ru，Os，Rh，Ir，Pd，Pt.Ag，Cd，Hg，Po合计为0.02质量％
(比较例1)
采用具有表3所示的钢组成的钢，制作与实施相同的钢板。
[评价]
对于实施例1-1～1-26和比较例1-1～1-8的钢板，评价均热处理的前阶段中的钢板的机械特性，和均热处理后的再结晶部分的面积比率、机械特性、磁特性和疲劳特性。
再结晶部分的面积比率使用以100倍的倍率拍摄的钢板的纵截面的光学显微镜照片算出的在视野中所占的再结晶粒的比率。
机械特性进行使用以轧制方向为长方向的JIS5号试验片的拉伸试验进行评价。对于均热处理的前阶段的钢板抗拉强度通过TS进行评价，对于均热处理后的钢板屈服点通过YP进行评价，抗拉强度通过TS进行评价。
关于磁特性通过55mm边的单板试演片测定了最大磁通密度：1.0T、励磁频率：400Hz的铁损W10/400、和磁化力5000A/m的磁通密度B50。测定在轧制方向和轧制直角方向进行，采取他们的平均值。
作为疲劳试验，通过冲压加工采取试验片，不对端面实施研削加工而以冲压的状态供于振动数60Hz的单振电磁共振试验。在该疲劳试验中，相对于驱动电机的应力状态考虑安全率，在平均应力：300MPa、应力振幅：180MPa的条件下没有疲劳破坏的判定为良好。另外，反复数实施到107为止，判断在该反复数有无破坏。表4中用“○”表示没有疲劳破坏，用“×”表示有疲劳破坏。
在表4中分别表示实施例1-1～1-26以及比较例1-1～1-8的热轧板退火条件、冷轧条件、均热处理条件以及评价结果。
[表4]
  钢   热轧板退火条件 中间板厚(mm)  中间退火条件 均热处理前的TS(MPa) 均热温度(℃) 再结晶部分的面积比(％) YP(MPa)   TS(MPa)   B50(T) W10/400(W/kg) 疲劳实验
实施例1-1 F   -     -  -   1098     650     0     682   796   1.63   37     ○
实施例1-2   800℃×10h     -  -   1089     730     10     643   750   1.64   34     ○
实施例1-3   1000℃×60s     -  -   1087     730     0     655   764   1.63   38     ○
实施例1-4   750℃×10h     1.0  750℃×10h   1029     700     0     671   783   1.62   35     ○
实施例1-5   1000℃×50s     1.0  800℃×10h   1031     700     0     676   789   1.63   36     ○
实施例1-6   750℃×10h     1.0  1000℃×60s   1025     730     0     666   777   1.63   32     ○
实施例1-7   1000℃×60s     1.0  1000℃×60s   1028     730     0     660   770   1.63   36     ○
实施例1-8   -     0.8  750℃×10h   991     720     5     640   730   1.63   35     ○
实施例1-9   -     1.2  1000℃×60s   1055     730     0     655   764   1.62   35     ○
实施例1-10   800℃×10h     -  -   1092     500     0     690   798   1.62   36     ○
实施例1-11   G   800℃×10h     -  -   1093     720     0     672   784   1.63   35     ○
实施例1-12   H   800℃×10h     -  -   1087     720     5     653   762   1.63   35     ○
实施例1-13   I   800℃×10h     -  -   1083     790     40     605   718   1.63   31     ○
实施例1-14   J   800℃×10h     -  -   1091     790     40     604   715   1.63   32     ○
实施例1-15   K   800℃×10h     -  -   1092     730     5     682   775   1.64   33     ○
实施例1-16   L   800℃×10h     -  -   1089     800     70     520   680   1.64   29     ○
实施例1-17   N   750℃×10h     -  -   981     720     0     604   731   1.64   37     ○
实施例1-18   O   750℃×10h     -  -   979     720     0     596   723   1.64   36     ○
实施例1-19   P   750℃×10h     -  -   978     720     0     598   725   1.64   37     ○
实施例1-20   Q   750℃×10h     -  -   982     720     0     601   724   1.64   37     ○
实施例1-21   R   750℃×10h     -  -   985     720     0     597   735   1.64   37     ○
实施例1-22   S   750℃×10h     -  -   984     720     0     595   721   1.64   37     ○
实施例1-23   T   750℃×10h     -  -   978     720     0     594   725   1.64   37     ○
实施例1-24   U   750℃×10h     -  -   981     720     0     608   728   1.64   37     ○
实施例1-25   V   750℃×10h     -  -   982     720     0     611   732   1.64   37     ○
实施例1-26   W   750℃×10h     -  -   972     720     0     611   732   1.64   37     ○
比较例1-1   A   800℃×10h     -  -   冷扎时裂纹发生
比较例1-2   B   750℃×10h     -  -   1097     600     0     695   780   1.51   42     ○
比较例1-3   C   800℃×10h     -  -   冷扎时裂纹发生
比较例1-4   D   800℃×10h     1.0  800℃×10h   1029     850     M组织*     580   952   1.49   160     ○
比较例1-5   E   800℃×10h     -  -   1093     750     100     347   460   1.66   25     ×
比较例1-6   F   750℃×10h     0.5  1000℃×60s   820     700     95     350   470   1.66   29     ×
比较例1-7   F   800℃×10h     -  -   1092     950     100     380   470   1.65   28     ×
比较例1-8   M   800℃×10h     -  -   冷扎时裂纹发生
下划线表示本发明范围之外。
*)由于马氏体的组织，不能测定再结晶部分的面积比率。
比较例1-1的钢板因为Si含量高，所以在冷轧时断裂。另外，比较例1-2的钢板因为Al含量高，所以磁通密度低。比较例1-3的钢板因为P含量高，所以在冷轧时断裂。此外比较例1-4的钢板因为C和Mn的含量高，钢组织为马氏体组织，所以铁损显著增大，磁通密度也低。比较例1-5的钢板，因为Nb、Zr、Ti和V的含量在本发明范围之外，所以再结晶未受到抑制，再结晶部分的面积比率变高，屈服点和抗拉强度都差。比较例1-6的钢板因为通过冷轧所导入的位错的量不充分，所以屈服点和抗拉强度都差。比较例1-7的钢板，因为再结晶部分的面积比率高，所以屈服点和抗拉强度均差。比较例1-8的钢板因为Nb、Zr、Ti和V的含量超过本发明范围的上限，所以在冷轧时断裂。
相对于此，在满足本发明规定的要件的实施例1-1～1-26的钢板中，无论热轧板退火的方法、冷轧的次数，磁特性·机械特性均显示出优异的值，即使在上述的应力条件下也不会产生疲劳破坏。
另外可知，即使是在均热温度比较高的条件下，因为再结晶抑制效果大，所以仍具有优异的磁特性、机械特性。此外，通过比较实施例1-13和1-14可知，即使S含量变化，机械特性也不会变化。
(实施例2)
将具有下述的表5所示的钢组成的连续铸造钢坯，以下述的表6所示的条件进行加热，实施粗热轧，以850℃的最终温度、550℃的卷取温度进行精热轧，得到厚2.0mm的热轧钢板。对于这些热轧钢板实施以750℃保持10小时的装箱退火下的热轧板退火，通过一次冷轧最终达到板厚0.35mm。其后，实施均热温度700℃的连续退火的均热处理，在钢板的表面涂敷平均厚度0.4μm的绝缘皮膜。
对于得到的钢板，评价其磁特性、机械特性和占空因数。
机械特性采用以轧制方向为长度方向的JIS5号试验片，对其进行拉伸试验，按屈服点：YP、抗拉强度：TS进行评价。
关于磁特性和占空因数，依据JIS C 2550提取试验片并进行评价。作为磁特性，测定最大磁通密度：1.0T、励磁频率：400Hz下的铁损W10/400和磁化力5000A/m下的磁通密度B50。另外，关于占空因数的评价为，98％以上为A，95％以上、低于98％为B，低于95％为C，A和B判断为可以作为转子的铁芯使用的水平。
还有，钢坯的平均等轴晶率根据上述方法测定。
评价结果显示在表6中。
[表5]
钢   钢组成(质量％)
  C     Si     Mn     Al     P     S     N     Nb   Zr     Ti   V  ※
  a   0.002     2.0     0.2     2.0     0.01     0.002     0.002     0.001   -     -   -  -0.0003
  b   0.002     2.0     0.2     2.0     0.01     0.002     0.002     0.08   -     -   -  0.0006
  c   0.002     2.0     0.2     2.0     0.01     0.002     0.002     0.15   -     0.1   -  0.0034
  d   0.002     2.0     0.2     2.0     0.01     0.021     0.002     0.15   -     0.1   -  0.0034
  e   0.002     2.0     0.2     2.0     0.01     0.095     0.002     0.11   0.03     0.06   0.05  0.0034
下划线表示本发明范围之外。
※)Nb/93+Zr/91+Ti/48+V/51-(C/12+N/14)的值
[表6]
No. 钢 平均等轴晶率(％)   加热温度(℃) 粗轧累积压下率(％) 粗轧出侧温度(℃) YP(MPa) TS(MPa) B50(T) W10/400(W/kg) 占空因数评价
  2-1   a     10   1150     86     980   347   460   1.66     25     A
  2-2   b     ＜10   1150     86     980   655   764   1.64     34     B
  2-3   c     ＜10   1150     83     1000   664   771   1.64     36     B
  2-4   d     15   1150     86     1000   658   768   1.64     35     B
  2-5   e     10   1150     83     980   649   759   1.64     36     B
  2-6   a     10   1150     77     980   344   358   1.66     26     A
  2-7   b     ＜10   1150     77     980   661   757   1.64     34     C
  2-8   c     ＜10   1050     83     920   658   751   1.64     34     C
  2-9   d     15   1150     86     930   849   768   1.64     35     C
  2-10   e     10   1150     77     980   642   771   1.64     34     C
  2-11   a     30   1150     77     980   352   461   1.66     25     A
  2-12   b     30   1150     77     980   647   771   1.66     35     C
  2-13   c     40   1050     83     920   642   767   1.66     35     C
  2-14   d     40   1150     86     930   653   749   1.66     34     C
  2-15   e     40   1150     83     930   634   758   1.66     36     C
  2-16   a     30   1150     86     980   357   457   1.66     24     A
  2-17   b     30   1150     86     980   643   766   1.66     35     A
  2-18   c     40   1200     83     1000   658   755   1.66     36     A
  2-19   d     40   1200     86     1000   651   761   1.66     35     A
  2-20   e     40   1200     83     1010   664   758   1.66     35     A
下划线表示本发明范围之外 。
使用了钢a的No.2-1、2-6、2-11、2-16的钢板，因为Nb、Zr、Ti和V的含量在本发明范围外，所以在任何条件下机械特性都差，不能确保转子所要求的强度。另外，采用钢组成在本发明范围的钢b、c、d和e的No.2-2～2-5、2-7～2-10、2-12～2-15、2-17～2-20的钢板，尽管机械特性良好，但是在钢坯的加热条件和粗热轧条件脱离适当范围时(No.2-7～2-10、2-12～2-15)占空因数降低。另一方面，钢组成在本发明范围内，制造条件在适当范围的No.2-2～2-5、2-17～2-20的钢板，磁特性、机械特性和占空因数均良好。
(实施例3)
将具有下述的表7所示的钢组成的连续铸造钢坯加热到1150℃，使粗热轧中的累积压下率为86％，粗热轧出侧温度为980℃，如此实施粗热轧，以820℃的最终温度、580℃的卷取温度进行精热轧，得到厚2.0mm的热轧钢板。对于这些热轧钢板，实施以750℃或850℃保持10小时的装箱退火，或以1000℃保持60秒的连续退火这样的热轧板退火，经一次冷轧最终达到板厚0.35mm。其后，以下述表8所示的各种均热温度实施连续退火的均热处理，在钢板的表面涂敷平均厚度0.4μm的绝缘皮膜。
对于得到的钢板，评价其磁特性、机械特性和占空因数。还有，任何一种钢板，钢坯的平均等轴晶率均为25～30的范围。
机械特性采用以轧制方向为长度方向的JIS5号试验片，对其进行拉伸试验，按屈服点：YP、抗拉强度：TS进行评价。
关于磁特性和占空因数，依据JIS C 2550提取试验片并进行评价。作为磁特性，测定最大磁通密度：1.0T、励磁频率：400Hz下的铁损W10/400和磁化力5000A/m下的磁通密度B50。另外，关于占空因数的评价为，98％以上为A，95％以上、低于98％为B，低于95％为C，A和B判断为可以作为转子的铁芯使用的水平。
评价结果显示在表8中。
[表7]
钢   钢组成(质量％)
  C     Si     Mn     Al     P     S     N     Nb     Zr    Ti     V     ※         其他
  f   0.002     3.8     0.2     0.7     0.01     0.002     0.002     0.05     -     -   -     0.0002
  g   0.002     2.0     0.2     3.5     0.02     0.005     0.002     0.05     0.01     0.01   -     0.0005
  h   0.002     3.1     0.2     1.1     0.31     0.001     0.002     0.05     0.01     0.01   0.01     0.0007
i 0.09     0.8     3.5     0.03     0.01     0.002     0.002     0.04     -     0.02   -     -0.0068
j 0.002     2.0     0.2     2.0     0.01     0.005     0.002     0.35     0.05     0.05   0.05     0.0060
  k   0.002     3.0     0.2     1.1     0.01     0.005     0.002     0.15     -     -   0.08     0.0029
  l   0.002     2.0     0.06     0.3     0.01     0.005     0.002     0.05     -     -   -     0.0002     Cu：0.8，Ni：1.5
  m   0.002     2.0     0.06     0.3     0.01     0.005     0.002     0.05     -     -   -     0.0002     Cr：3.Mo：0.5
  n   0.002     2.0     0.06     0.3     0.01     0.005     0.002     0.05     -     -   -     0.0002     Co：0.1.W：0.1
  o   0.002     2.0     0.06     0.3     0.01     0.005     0.002     0.05     -     -   -     0.0002     Sb：0.03，REM：0.006
  p   0.002     2.0     0.06     0.3     0.01     0.005     0.002     0.05     -     -   -     0.0002     Se：0.05.Bi：0.05
  q   0.002     2.0     0.06     0.3     0.01     0.005     0.002     0.05     -     -   -     0.0002     Ge：0.05.Te：0.05
  r   0.002     2.0     0.06     0.3     0.01     0.005     0.002     0.05     -     -   -     0.0002     B：0.0006.Sn：0.1
  s   0.002     2.0     0.06     0.3     0.01     0.005     0.002     0.05     -     -   -     0.0002     Ca：0.005
  t   0.002     2.0     0.06     0.3     0.01     0.005     0.002     0.05     -     -   -     0.0002     Mg：0.005
  u   0.002     2.0     0.06     0.3     0.01     0.005     0.002     0.05     -     -   -     0.0002     ※※
下划线表示本发明范围之外。
※)Nb/93+Zr/91+Ti/48+V/51-(C/12+N/14)的值。
※※)Ta，Hf，As，Au，Be，Zn，Pb，Tc，Re，Ru，Os，Rh，Ir，Pd，Pt，Ag，Cd，Hg，Po合计为0.02％。
[表8]
No. 钢   热轧板退火条件 均热温度(℃) YP(MPa)   TS(MPa)   B50(T) W10/400(W/kg) 占空因数评价
  3-1 k   1000℃×60s     730   668   769   1.64     34     A
  3-2 l   750℃×10h     720   604   731   1.64     37     A
  3-3 m   750℃×10h     720   596   723   1.64     36     A
  3-4 n   750℃×10h     720   598   725   1.64     37     A
  3-5 o   1000℃×60s     750   601   724   1.64     37     A
  3-6 p   750℃×10h     720   597   735   1.64     37     A
  3-7 q   750℃×10h     720   595   721   1.64     37     A
  3-8 r   750℃×10h     720   594   725   1.64     37     A
  3-9 s   750℃×10h     720   608   728   1.84     37     A
  3-10 t   1000℃×60s     750   611   732   1.64     37     A
  3-11 u   750℃×10h     720   612   735   1.64     37     A
  3-12 f   800℃×10h     冷扎时发生裂纹
  3-13 g   750℃×10h     720   595   723   1.51     42     B
  3-14 h   800℃×10h     冷扎时发生裂纹
3-15 i   8000℃×10h     850   580   952   1.49     160     A
3-16 j   800℃×10h     冷扎时发生裂纹
下划线表示本发明范围之外。
No.3-12的钢板，因为Si含量高，所以在冷轧时断裂。另外，No.3-13的钢板因为Al含量高，所以磁通密度低。No.3-14的钢板，因为P含量高，所以在冷轧时断裂。此外No.3-15的钢板因为C和Mn的含量高，钢组织为马氏体组织，所以铁损显著增大，磁通密度也低。No.3-16的钢板因为Nb、Zr、Ti和V的含量超出本发明范围的上限，所以在冷轧时断裂。
相对于此，在满足本发明规定的要件的实施例3-1～3-11的钢板中，磁特性、机械特性和占空因数均优异。另外，如No.3-2～3-11所示可知，在以适当量含有Cu、Ni、Cr、Mo、Co、W、Sn、Sb、Se、Bi、Ge、Te、B、Ca、Mg和REM时，能够得到本发明的效果。此外还可知，Ta、Hf、As、Au、Be、Zn、Pb、Tc、Re、Ru、Os、Rh、Ir、Pd、Pt、Ag、Cd、Hg和Po的含量适当时，也能够得到本发明的效果。
(实施例4)
将具有下述的表9所示的钢组成的钢进行真空熔炼，将这些钢加热到1150℃，以820℃的终轧温度进行热轧，以580℃卷取，得到厚2.0mm的热轧钢板。这些热轧钢板之中除去一部分，通过在氢气氛中保持10小时的装箱退火或以1000℃保持60秒的连续退火实施热轧板退火，经一次冷轧最终达到各种板厚。另外，对于一部分的热轧钢板，在上述热轧板退火后，冷轧至中间板厚后，通过在氢气氛中以750℃或800℃保持10小时的装箱退火或以1000℃保持60秒的连续退火来实施中间退火，通过第二次的冷轧最终达到各种板厚。此外，对于一部分热轧钢板，不实施热轧板退火，而是通过一次或包含中间退火的二次冷轧最终成为各种板厚。其后，在No.4-1和4-11～4-27中实施以各种温度保持30秒的连续退火下的均热处理。在No.4-10中通过以500℃保持10小时的装箱退火实施均热处理。
在下述表10中，分别显示各钢板的热轧板退火条件、冷轧条件和均热处理条件。
[表9]
  钢     钢组成(质量％)
C Si Mn Al P S N Nb Zr Ti V     ※     其他
  A   0.002     3.8     0.2     0.7     0.01     0.002     0.002     0.05     -   -   -     0.0002
  B   0.002     2.0     0.2     3.5     0.02     0.005     0.002     0.05     0.01   0.01   -     0.0005
  C   0.002     3.1     0.2     1.1     0.31     0.001     0.002     0.05     0.01   0.01   0.01     0.0007
  D   0.09     0.8     3.5     0.03     0.01     0.002     0.002     0.04     -   0.02   -     -0.0068
  E   0.002     2.0     0.2     2.0     0.01     0.002     0.002     0.001     -   -   -     -0.0003
  F   0.002     2.0     0.2     2.0     0.01     0.002     0.002     0.08     -   -   -     0.0006
  G   0.002     2.0     0.2     2.0     0.01     0.002     0.002     0.15     -   -   -     0.0013
  H   0.018     2.0     0.2     2.0     0.01     0.002     0.002     0.21     -   -   -     0.0006
  I   0.002     2.0     0.2     2.0     0.01     0.002     0.002     0.15     -   0.1   -     0.0034
  J   0.002     2.0     0.2     2.0     0.01     0.021     0.002     0.15     -   0.1   -     0.0034
  K   0.002     2.0     0.2     2.0     0.01     0.005     0.002     0.11     0.03   0.06   0.05     0.0034
  L   0.002     3.0     0.2     1.1     0.01     0.005     0.002     0.15     -   -   0.08     0.0029
  M   0.002     2.0     0.2     2.0     0.01     0.005     0.002     0.35     0.05   0.05   0.05     0.0050
  N   0.002     2.0     0.06     0.3     0.01     0.005     0.002     0.05     -   -   -     0.0002     Cu：0.8.Ni：1.5
  O   0.002     2.0     0.06     0.3     0.01     0.005     0.002     0.05     -   -   -     0.0002     Cr：3.Mo：0.5
  P   0.002     2.0     0.06     0.3     0.01     0.005     0.002     0.05     -   -   -     0.0002     Co：0.1，W：0.1
  Q   0.002     2.0     0.06     0.3     0.01     0.005     0.002     0.05     -   -   -     0.0002     Sb：0.03，REM：0.006
  R   0.002     2.0     0.06     0.3     0.01     0.005     0.002     0.05     -   -   -     0.0002     Se：0.05，Bi：0.05
  S   0.002     2.0     0.06     0.3     0.01     0.005     0.002     0.05     -   -   -     0.0002     Ge：0.05，Te：0.05
  T   0.002     2.0     0.06     0.3     0.01     0.005     0.002     0.05     -   -   -     0.0002     B：0.0008，Sn：0.1
  U   0.002     2.0     0.06     0.3     0.01     0.005     0.002     0.05     -   -   -     0.0002     Ca：0.005
  V   0.002     2.0     0.06     0.3     0.01     0.005     0.002     0.05     -   -   -     0.0002     Mg：0.005
  W   0.002     2.0     0.06     0.3     0.01     0.005     0.002     0.04     -   -   -     0.0001     ※※
  X   0.002     2.0     0.2     2.0     0.01     0.002     0.002     0.001     -   0.15   -     0.0028
下划线表示本发明范围之外。
※)Nb/93+Zr/91+Ti/48+V/51-(C/12+N/14)的值。
※※)Ta，Hf，As，Au，Be，Zn，Pb，Tc，Re，Ru，Os，Rh，Ir，Pd，Pt，Ag，Cd，Hg，Po合计为0.02％。
(比较例2)
使用具有上述表9所示的钢组成的钢，制作与实施例4相同的钢板
(评价)
对于No.4-1～4-27和5-1～5-11的钢板，评价其均热处理的前阶段的机械特性，和均热处理后的机械特性和磁特性。
机械特性采用以轧制方向为长度方向的JIS5号试验片，对其进行拉伸试验而进行评价。在均热处理的前阶段，以抗拉强度：TS进行评价，在均热处理后，以屈服点：YP和抗拉强度：TS进行评价。
磁特性是用55mm角的单板试验片，测定最大磁通密度：1.0T、励磁频率：400Hz下的铁损W10/400和磁化力5000A/m下的磁通密度B50。测定在轧制方向和轧制直角方向上实施，采用它们的平均值。
表10中分别显示评价结果。
[表10]
  No.     钢 热轧板退火条件     中间板厚(mm) 中间退火条件     冷轧板厚(mm) 均热处理的TS(MPa) 均热温度(℃) 再结晶部分的面积比(％) YP(MP3) TS(MPa)     B50(T) W10/400(W/kg)
  4-1 F -     - -     0.60   1019     650     0   625   730     1.63   38
  4-2 800℃×10h     - -     0.25   1100     730     10   650   788     1.64   32
  4-3 1000℃×60s     - -     0.35   1087     730     0   655   764     1.63   36
  4-4 750℃×10h     1.0 750℃×10h     0.50   1021     700     0   646   731     1.62   37
  4-5 1000℃×80s     1.0 800℃×10h     0.35   1031     700     0   576   789     1.63   35
  4-6 750℃×10h     1.0 1000℃×60s     0.35   1025     730     0   666   777     1.63   32
  4-7 1000℃×50s     1.0 1000℃×60s     0.35   1028     730     0   660   770     1.63   30
  4-8 -     0.8 750℃×10h     0.35   991     720     5   640   730     1.63   35
  4-9 -     1.2 1000℃×60s     0.20   1055     730     0   655   764     1.62   29
  4-10 800℃×10h     - -     0.35   1092     500     0   650   786     1.62   36
  4-11 G 800℃×10h     - -     0.35   1093     720     0   672   784     1.63   35
  4-12 H 800℃×10h     - -     0.35   1087     720     5   653   762     1.63   35
  4-13 I 800℃×10h     - -     0.35   1083     790     40   605   719     1.63   31
  4-14 J 800℃×10h     - -     0.35   1091     790     40   604   715     1.63   32
  4-15 K 800℃×10h     - -     0.35   1082     730     5   552   775     1.64   33
  4-16 L 800℃×10h     - -     0.35   1089     800     70   520   660     1.64   29
  4-17 N 750℃×10h     - -     0.35   951     720     0   604   731     1.64   37
  4-19 O 750℃×10h     - -     0.35   979     720     0   596   723     1.64   38
  4-18 P 750℃×10h     - -     0.35   978     720     0   596   725     1.64   37
  4-20 O 750℃ ×10h     - -     0.50   932     720     0   548   695     1.64   38
  4-21 R 70℃℃×10h     - -     0.35   985     720     0   597   735     1.64   37
  4-22 S 750℃×10h     - -     0.35   984     720     0   595   721     1.64   37
  4-23 T 750℃×10h     - -     0.35   976     720     0   594   725     1.64   37
  4-24 U 750℃×10h     - -     0.35   981     720     0   605   728     1.64   37
  4-25 V 750℃×10h     - -     0.35   982     720     0   611   732     1.64   37
  4-26 W 750℃×10h     - -     0.35   972     610     0   518   650     1.64   30
  4-27 X 800℃×10h     - -     0.35   1088     730     15   618   721     1.63   34
  5-1 A 800℃×10h     - -     冷扎时裂纹发生
  5-2 B 750℃×10h     - -     0.35   1097     600     0   695   780     1.51   42
  5-3 C 800℃×10h     - -     冷扎时裂纹发生
  5-4 D 800℃×10h     1.0 800℃×10h     0.35   1028     650     M组织*   580   852     1.49   150
5-5 E 800℃×10h 0.5 1000℃×60s 0.35   1093     750     100   347   460     1.66   25
  5-6 F 750℃×10h     - -     0.35   820     700     95   350   470     1.66   29
  5-7 F 800℃×10h     - -     0.35   1092     950     100   380   470     1.65   28
  5-8 F 750℃×10h     0.5 1000℃×60s     0.35   820     950     100   342   448     1.66   28
  5-9 M 800℃×10h     - -     冷扎时裂纹发生
  5-10 F 750℃×10h     - -     0.90   880     750     10   612   699     1.66   48
  5-11 F 750℃×10h     - -     0.10   冷扎时裂纹发生
下划线表示本发明范围之外。
*)由于是马氏体组织，不能测定再结晶部分的面积比。
No.5-1的钢板因为Si含量高，所以在冷轧时断裂。另外，No.5-2的钢板因为Al含量高，所以磁通密度低。No.5-3的钢板，因为P含量高，所以在冷轧时断裂。此外No.5-4的钢板因为C和Mn的含量高，钢组织为马氏体组织，所以铁损显著增大，磁通密度也低。No.5-5的钢板因为Nb、Zr、Ti和V的含量在本发明范围之外，所以经均热处理位错的消灭无法被充分抑制，即使至均热处理工序之前所导入的位错的量充分，均热处理后的屈服点和抗拉强度仍都差。No.5-6的钢板因为至均热处理工序之前所导入的位错的量不充分，所以屈服点和抗拉强度都差。No.5-7的钢板因为均热温度过高，所以屈服点和抗拉强度都差。No.5-8的钢板因为至均热处理工序之前所导入的位错的量不充分，且均热温度过高，所以屈服点和抗拉强度都差。No.5-9的钢板因为Nb、Zr、Ti和V的含量超出本发明范围的上限，所以在冷轧时断裂。No.5-10的钢板因为冷轧后的板厚超过0.80mm，所以铁损增加。No.5-11的钢板，因为冷轧后的板厚低于0.15mm，所以在冷轧时发生裂边。因此不能供均热处理。
相对于此，在满足本发明规定的要件的No.4-1～4-27的钢板中，无论热轧板退火的方法、冷轧的次数，磁特性·机械特性均显示出优异的值。
另外可知，即使是在均热温度比较高的条件下，因为再结晶抑制效果大，所以仍具有优异的磁特性和机械特性。此外通过比较No.4-13和4-14可知，即使S含量变化机械特性也不会变化。另外，如No.4-17～4-26所示可知，以适当量含有Cu、Ni、Cr、Mo、Co、W、Sn、Sb、Se、Bi、Ge、Te、B、Ca、Mg和REM时，也能够得到本发明的效果。此外还可知，Ta、Hf、As、Au、Be、Zn、Pb、Tc、Re、Ru、Os、Rh、Ir、Pd、Pt、Ag、Cd、Hg和Po的含量适当时，也能够得到本发明的效果。

Claims (12)

1.一种无方向性电磁钢板，其特征在于，以质量％计含有C：0.06％以下、Si：3.5％以下、Mn：0.05％以上3.0％以下、Al：2.5％以下、P：0.30％以下、S：0.04％以下、N：0.02％以下，并且，在满足下式(1)的范围内含有Nb、Zr、Ti和V中的至少1种元素，并且，作为任意添加元素，还含有Cu：0％以上8.0％以下、Ni：0％以上2.0％以下、Cr：0％以上15.0％以下、Mo：0％以上4.0％以下、Co：0％以上4.0％以下、W：0％以上4.0％以下、Sn：0％以上0.5％以下、Sb：0％以上0.5％以下、Se：0％以上0.3％以下、Bi：0％以上0.2％以下、Ge：0％以上0.5％以下、Te：0％以上0.3％以下、B：0％以上0.01％以下、Ca：0％以上0.03％以下、Mg：0％以上0.02％以下、REM：0％以上0.1％以下，余量由Fe和杂质构成，并且，再结晶部分的面积比率低于90％，
0＜Nb/93+Zr/91+Ti/48+V/51-(C/12+N/14)＜5×10-3  (1)
其中，式(1)中Nb、Zr、Ti、V、C和N表示各个元素的质量百分比含量。
2.根据权利要求1所述的无方向性电磁钢板，其特征在于，以质量％计含有Nb超过0.02％。
3.根据权利要求1或2所述的无方向性电磁钢板，其特征在于，以下述质量％计含有Cu、Ni、Cr、Mo、Co和W中的至少1种元素，
Cu：0.01％以上8.0％以下、Ni：0.01％以上2.0％以下、
Cr：0.01％以上15.0％以下、Mo：0.005％以上4.0％以下、
Co：0.01％以上4.0％以下、W：0.01％以上4.0％以下。
4.根据权利要求1～3中任一项所述的无方向性电磁钢板，其特征在于，以下述质量％计含有Sn、Sb、Se、Bi、Ge、Te和B中的至少1种元素，
Sn：0.001％以上0.5％以下、Sb：0.0005％以上0.5％以下、
Se：0.0005％以上0.3％以下、Bi：0.0005％以上0.2％以下、
Ge：0.001％以上0.5％以下、Te：0.0005％以上0.3％以下、
B：0.0002％以上0.01％以下。
5.根据权利要求1～4中任一项所述的无方向性电磁钢板，其特征在于，以下述质量％计含有Ca、Mg和REM中的至少1种元素，
Ca：0.0001％以上0.03％以下、Mg：0.0001％以上0.02％以下、
REM：0.0001％以上0.1％以下。
6.一种无方向性电磁钢板的制造方法，其特征在于，具有：对具有权利要求1～5中任一项所述的钢组成的钢锭或钢片实施热轧的热轧工序；对通过所述热轧工序得到的热轧钢板实施一次或夹隔中间退火的两次以上的冷轧的冷轧工序；在820℃以下对通过所述冷轧工序得到的冷轧钢板进行均热的均热处理工序。
7.根据权利要求6所述的无方向性电磁钢板的制造方法，其特征在于，所述热轧工序具有：使所述钢锭或钢片达到1100℃以上、1300℃以下之后，实施累积压下率为80％以上的粗热轧而得到粗棒的粗热轧工序；对所述粗棒实施精热轧的精热轧工序，并且，在所述热轧工序中，使所述精热轧工序前的粗棒的温度为950℃以上。
8.根据权利要求7所述的无方向性电磁钢板的制造方法，其特征在于，所述钢锭或钢片的截面组织中的平均等轴晶率为25％以上。
9.根据权利要求6～8中任一项所述的无方向性电磁钢板的制造方法，其特征在于，通过所述冷轧工序，制作板厚为0.15mm以上0.80mm以下，抗拉强度为850MPa以上的冷轧钢板。
10.根据权利要求6～9中任一项所述的无方向性电磁钢板的制造方法，其特征在于，具有对所述热轧钢板实施热轧板退火的热轧板退火工序。
11.一种转子铁芯，其特征在于，是将权利要求1～5中任一项所述的无方向性电磁钢板层叠而成。
12.一种回转机，其特征在于，采用了权利要求11所述的转子铁芯。
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Cited By (42)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN102459675A (zh) * 2009-06-03 2012-05-16 新日本制铁株式会社 无方向性电磁钢板及其制造方法
CN102471850A (zh) * 2009-07-31 2012-05-23 杰富意钢铁株式会社 方向性电磁钢板
CN102492897A (zh) * 2011-12-29 2012-06-13 钢铁研究总院 一种油轮货油舱下底板用钢
CN103582716A (zh) * 2012-02-14 2014-02-12 新日铁住金株式会社 无方向性电磁钢板
CN104532119A (zh) * 2009-09-03 2015-04-22 新日铁住金株式会社 无方向性电磁钢板的制造方法
CN104726794A (zh) * 2013-12-23 2015-06-24 Posco公司 无取向电工钢板及其制造方法
CN104781435A (zh) * 2012-10-16 2015-07-15 杰富意钢铁株式会社 无取向性电磁钢板制造用热轧钢板及其制造方法
TWI504761B (zh) * 2013-02-22 2015-10-21 Jfe Steel Corp 無方向性電磁鋼板製造用的熱軋鋼板及其製造方法
CN104993625A (zh) * 2015-07-06 2015-10-21 无锡阳工机械制造有限公司 耐候性强的发电机转子
TWI507536B (zh) * 2013-12-26 2015-11-11 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp A hot-pressed steel sheet member, a method for manufacturing the same, and a steel sheet for hot pressing
CN105256253A (zh) * 2015-10-30 2016-01-20 无棣向上机械设计服务有限公司 一种含稀土金属的不锈钢合金
CN105543717A (zh) * 2016-01-12 2016-05-04 杭州科技职业技术学院 一种用于汽车制动泵活塞的合金材料及制备方法
CN105829566A (zh) * 2014-01-14 2016-08-03 杰富意钢铁株式会社 磁特性优异的无取向性电磁钢板
TWI551696B (zh) * 2013-04-02 2016-10-01 杰富意鋼鐵股份有限公司 冷軋鋼板及其製造方法
CN106574345A (zh) * 2014-08-21 2017-04-19 杰富意钢铁株式会社 无取向性电磁钢板及其制造方法
CN106661692A (zh) * 2014-08-20 2017-05-10 杰富意钢铁株式会社 磁特性优异的无取向性电磁钢板
CN107849632A (zh) * 2015-08-04 2018-03-27 杰富意钢铁株式会社 磁特性优异的无方向性电磁钢板的制造方法
CN107849665A (zh) * 2015-07-29 2018-03-27 艾普伦 FeCo合金、FeSi合金或Fe片材或带材以及其生产方法，由所述片材或带材生产的变压器磁芯及包括其的变压器
CN107974620A (zh) * 2017-12-01 2018-05-01 武汉钢铁有限公司 一种屈服强度≥600Mpa高速电机转子用无取向硅钢及生产方法
CN108014729A (zh) * 2017-12-20 2018-05-11 苏州市锐翊电子科技有限公司 一种高强耐用反应釜
US10006109B2 (en) 2013-08-20 2018-06-26 Jfe Steel Corporation Non-oriented electrical steel sheet and hot rolled steel sheet thereof
US10102951B2 (en) 2013-03-13 2018-10-16 Jfe Steel Corporation Non-oriented electrical steel sheet having excellent magnetic properties
TWI642795B (zh) * 2015-11-20 2018-12-01 日商Ｊｆｅ鋼鐵股份有限公司 無方向性電磁鋼板之製造方法
US10344351B2 (en) 2013-12-20 2019-07-09 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Hot-pressed steel sheet member, method of manufacturing the same, and steel sheet for hot pressing
CN110088319A (zh) * 2016-12-19 2019-08-02 Posco公司 无取向电工钢板及其制造方法
CN110172560A (zh) * 2019-05-30 2019-08-27 何宏健 一种高Si含量电工钢的制备方法
TWI682039B (zh) * 2019-03-20 2020-01-11 日商日本製鐵股份有限公司 無方向性電磁鋼板及其製造方法
US10570470B2 (en) 2012-08-15 2020-02-25 Nippon Steel Corporation Steel sheet for hot stamping, method of manufacturing the same, and hot stamped steel sheet member
US10597759B2 (en) 2013-08-20 2020-03-24 Jfe Steel Corporation Non-oriented electrical steel sheet having high magnetic flux density and motor
TWI696707B (zh) * 2018-02-16 2020-06-21 日商日本製鐵股份有限公司 無方向性電磁鋼板及無方向性電磁鋼板的製造方法
CN111575594A (zh) * 2020-06-29 2020-08-25 马鞍山钢铁股份有限公司 一种低磁场下的无取向电工钢及其生产方法
CN111868280A (zh) * 2018-03-26 2020-10-30 日本制铁株式会社 无取向电磁钢板
US10941458B2 (en) 2015-02-18 2021-03-09 Jfe Steel Corporation Non-oriented electrical steel sheet, production method therefor, and motor core
CN113166881A (zh) * 2018-11-30 2021-07-23 Posco公司 磁性优异的无取向电工钢板及其制造方法
CN113166878A (zh) * 2018-11-30 2021-07-23 Posco公司 无取向电工钢板及其制备方法
CN113226617A (zh) * 2018-12-05 2021-08-06 杰富意钢铁株式会社 方向性电磁钢板及其制造方法
US11225699B2 (en) 2015-11-20 2022-01-18 Jfe Steel Corporation Method for producing non-oriented electrical steel sheet
CN114480968A (zh) * 2022-01-14 2022-05-13 山西雷麦电子科技有限公司 一种低矫顽力的软磁合金薄带材料及其制备方法
CN115087757A (zh) * 2019-12-20 2022-09-20 Posco公司 无取向电工钢板及其制造方法
CN115135794A (zh) * 2019-12-19 2022-09-30 Posco公司 无取向电工钢板及其制造方法
TWI796955B (zh) * 2021-02-17 2023-03-21 日商日本製鐵股份有限公司 無方向性電磁鋼板及其製造方法
CN116848279A (zh) * 2021-04-02 2023-10-03 日本制铁株式会社 无取向性电磁钢板

Families Citing this family (115)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5200634B2 (ja) * 2007-04-11 2013-06-05 新日鐵住金株式会社 鍛造及び浸炭用熱間圧延棒鋼
JP5391606B2 (ja) * 2008-08-05 2014-01-15 Ｊｆｅスチール株式会社 溶接性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
KR101037159B1 (ko) * 2008-10-02 2011-05-26 주식회사 포스코 가공성이 우수한 무방향성 전기강판 및 그 제조방법
JP4681687B2 (ja) * 2009-01-26 2011-05-11 新日本製鐵株式会社 無方向性電磁鋼板
DE102009039552B4 (de) * 2009-09-01 2011-05-26 Thyssenkrupp Vdm Gmbh Verfahren zur Herstellung einer Eisen-Chrom-Legierung
KR101286191B1 (ko) * 2009-12-23 2013-07-15 주식회사 포스코 압연방향의 투자율이 우수한 무방향성 전기강판 및 그 제조방법
KR101296117B1 (ko) * 2010-12-24 2013-08-19 주식회사 포스코 자성이 우수한 무방향성 전기강판 및 그 제조방법
US20120267015A1 (en) * 2009-12-28 2012-10-25 Posco Non-Oriented Electrical Steel Sheet Having Superior Magnetic Properties and a Production Method Therefor
KR101296124B1 (ko) * 2010-12-27 2013-08-19 주식회사 포스코 자성이 우수한 무방향성 전기강판 및 그 제조방법
KR101296114B1 (ko) * 2009-12-28 2013-08-19 주식회사 포스코 자성이 우수한 무방향성 전기강판 및 그 제조방법
KR101296116B1 (ko) * 2010-12-24 2013-08-19 주식회사 포스코 자성이 우수하고 경도가 낮은 무방향성 전기강판 및 그 제조방법
KR101286243B1 (ko) * 2009-12-28 2013-07-15 주식회사 포스코 자성이 우수한 무방향성 전기강판 및 그 제조방법
CN102753718A (zh) * 2010-02-25 2012-10-24 新日本制铁株式会社 无方向性电磁钢板
US20110273054A1 (en) * 2010-05-04 2011-11-10 Gwynne Johnston Electrical steel, a motor, and a method for manufacture of electrical steel with high strength and low electrical losses
CN101886199B (zh) * 2010-06-28 2012-04-11 无锡市闽仙汽车电器有限公司 起动机壳体镁合金
US9579701B2 (en) * 2010-08-04 2017-02-28 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Manufacturing method of non-oriented electrical steel sheet
KR101296120B1 (ko) * 2010-12-24 2013-08-19 주식회사 포스코 자성이 우수한 무방향성 전기강판 및 그 제조방법
KR101296118B1 (ko) * 2010-12-24 2013-08-19 주식회사 포스코 자성이 우수한 무방향성 전기강판 및 그 제조방법
KR101296122B1 (ko) * 2010-12-24 2013-08-19 주식회사 포스코 자성이 우수한 무방향성 전기강판 및 그 제조방법
KR101296121B1 (ko) * 2010-12-24 2013-08-19 주식회사 포스코 자성이 우수한 무방향성 전기강판 및 그 제조방법
KR101296123B1 (ko) * 2010-12-24 2013-08-19 주식회사 포스코 자성이 우수한 무방향성 전기강판 및 그 제조방법
KR101296119B1 (ko) * 2010-12-24 2013-08-19 주식회사 포스코 자성이 우수한 무방향성 전기강판 및 그 제조방법
KR101308722B1 (ko) * 2010-12-24 2013-09-13 주식회사 포스코 자성이 우수한 고강도 무방향성 전기강판 및 그 제조방법
KR101296125B1 (ko) * 2010-12-27 2013-08-19 주식회사 포스코 자성이 우수한 무방향성 전기강판 및 그 제조방법
KR101296127B1 (ko) * 2010-12-27 2013-08-19 주식회사 포스코 자성이 우수한 무방향성 전기강판 및 그 제조방법
KR101296126B1 (ko) * 2010-12-27 2013-08-19 주식회사 포스코 자성이 우수한 무방향성 전기강판 및 그 제조방법
KR101296130B1 (ko) * 2010-12-27 2013-08-19 주식회사 포스코 자성이 우수한 무방향성 전기강판 및 그 제조방법
KR101296129B1 (ko) * 2010-12-27 2013-08-19 주식회사 포스코 자성이 우수한 무방향성 전기강판 및 그 제조방법
KR101286207B1 (ko) * 2010-12-27 2013-07-15 주식회사 포스코 자성이 우수한 무방향성 전기강판 및 그 제조방법
KR101296128B1 (ko) * 2010-12-27 2013-08-19 주식회사 포스코 자성이 우수한 무방향성 전기강판 및 그 제조방법
CN103392021B (zh) * 2011-02-24 2014-10-29 杰富意钢铁株式会社 无方向性电磁钢板及其制造方法
CN103261463B (zh) * 2011-04-13 2015-11-25 新日铁住金株式会社 高强度无方向性电磁钢板
KR101329718B1 (ko) * 2011-06-14 2013-11-14 주식회사 포스코 자성이 우수한 무방향성 전기강판 및 그 제조방법
KR101329709B1 (ko) * 2011-06-14 2013-11-14 주식회사 포스코 자성이 우수한 무방향성 전기강판 및 그 제조방법
DE102012004488A1 (de) * 2011-06-21 2012-12-27 Thyssenkrupp Vdm Gmbh Hitzebeständige Eisen-Chrom-Aluminium-Legierung mit geringer Chromverdampfungsrate und erhöhter Warmfestigkeit
KR101329717B1 (ko) * 2011-06-27 2013-11-14 주식회사 포스코 자성이 우수한 무방향성 전기강판 및 그 제조방법
KR101329714B1 (ko) * 2011-06-27 2013-11-14 주식회사 포스코 Ｓｒａ후 자성이 우수한 무방향성 전기강판 및 그 제조방법
KR101329715B1 (ko) * 2011-06-27 2013-11-14 주식회사 포스코 Ｓｒａ후 자성이 우수한 무방향성 전기강판 및 그 제조방법
KR101329716B1 (ko) * 2011-06-27 2013-11-14 주식회사 포스코 자성이 우수한 무방향성 전기강판 및 그 제조방법
KR101329719B1 (ko) * 2011-06-27 2013-11-14 주식회사 포스코 자성이 우수한 무방향성 전기강판 및 그 제조방법
DE102011053722C5 (de) * 2011-09-16 2020-12-24 Voestalpine Stahl Gmbh Verfahren zum Herstellen eines höherfesten Elektrobandes, Elektroband und dessen Verwendung
WO2013046661A1 (ja) * 2011-09-27 2013-04-04 Ｊｆｅスチール株式会社 無方向性電磁鋼板
KR101353462B1 (ko) * 2011-12-28 2014-01-24 주식회사 포스코 무방향성 전기강판 및 제조 방법
KR101353460B1 (ko) * 2011-12-28 2014-01-21 주식회사 포스코 무방향성 전기강판 및 그 제조방법
KR101353463B1 (ko) * 2011-12-28 2014-01-21 주식회사 포스코 무방향성 전기강판 및 그 제조방법
KR101353459B1 (ko) * 2011-12-28 2014-01-21 주식회사 포스코 무방향성 전기강판 및 그 제조방법
CN104039998B (zh) 2011-12-28 2017-10-24 Posco公司 无取向电工钢板及其制造方法
KR101353461B1 (ko) * 2011-12-28 2014-01-21 주식회사 포스코 무방향성 전기강판 및 그 제조방법
EP2612942B1 (de) * 2012-01-05 2014-10-15 ThyssenKrupp Steel Europe AG Nicht kornorientiertes Elektroband oder -blech, daraus hergestelltes Bauteil und Verfahren zur Erzeugung eines nicht kornorientierten Elektrobands oder -blechs
US20150318093A1 (en) 2012-01-12 2015-11-05 Nucor Corporation Electrical steel processing without a post cold-rolling intermediate anneal
MX2014008493A (es) 2012-01-12 2014-10-14 Nucor Corp Procesamiento de acero electrico sin un recocido intermedio de post-laminacion en frio.
US20140326364A1 (en) * 2012-01-12 2014-11-06 Nucor Corporation Electrical steel processing without a post cold-rolling intermediate anneal
JP5532187B2 (ja) 2012-02-23 2014-06-25 Ｊｆｅスチール株式会社 電磁鋼板の製造方法
CN103305659B (zh) * 2012-03-08 2016-03-30 宝山钢铁股份有限公司 磁性优良的无取向电工钢板及其钙处理方法
US9570219B2 (en) 2012-03-29 2017-02-14 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Non-oriented electrical steel sheet and method of manufacturing non-oriented electrical steel sheet
KR101410475B1 (ko) * 2012-05-14 2014-06-27 주식회사 포스코 무방향성 전기강판 및 그 제조방법
KR101410476B1 (ko) * 2012-05-14 2014-06-27 주식회사 포스코 무방향성 전기강판 및 그 제조방법
EP2883975B1 (en) 2012-08-08 2019-09-18 JFE Steel Corporation High-strength non-oriented electricomagnetic steel sheet and method for producing same
JP6127408B2 (ja) * 2012-08-17 2017-05-17 Ｊｆｅスチール株式会社 無方向性電磁鋼板の製造方法
JP5533958B2 (ja) * 2012-08-21 2014-06-25 Ｊｆｅスチール株式会社 打抜加工による鉄損劣化の小さい無方向性電磁鋼板
KR101504704B1 (ko) * 2012-11-12 2015-03-20 주식회사 포스코 무방향성 전기강판 및 그 제조방법
KR101504703B1 (ko) * 2012-11-12 2015-03-20 주식회사 포스코 무방향성 전기강판 및 그 제조방법
KR101507942B1 (ko) * 2012-12-27 2015-05-18 주식회사 포스코 무방향성 전기강판 및 그 제조방법
KR101493059B1 (ko) * 2012-12-27 2015-02-11 주식회사 포스코 무방향성 전기강판 및 그 제조방법
JP2014177684A (ja) * 2013-03-15 2014-09-25 Jfe Steel Corp 高周波鉄損特性に優れる無方向性電磁鋼板
KR20150073719A (ko) 2013-12-23 2015-07-01 주식회사 포스코 무방향성 전기강판 및 그의 제조방법
EP3140430B1 (en) 2014-05-08 2020-12-23 Rina Consulting - Centro Sviluppo Materiali S.p.A. Process for the production of grain non- oriented electric steel strip, with a high degree of cold reduction
PL3162907T3 (pl) * 2014-06-26 2021-09-27 Nippon Steel Corporation Blacha cienka ze stali elektrotechnicznej
CR20170156A (es) * 2014-10-20 2017-09-22 Arcelormittal Método de producción de hojalata conteniendo una lámina de acero de silicio de grano no orientado, lámina de acero obtenida y uso de esta.
KR101963056B1 (ko) 2014-10-30 2019-03-27 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 무방향성 전기 강판 및 무방향성 전기 강판의 제조 방법
KR101648334B1 (ko) * 2014-12-16 2016-08-16 주식회사 포스코 무방향성 전기강판 및 그 제조방법
JP6020863B2 (ja) 2015-01-07 2016-11-02 Ｊｆｅスチール株式会社 無方向性電磁鋼板およびその製造方法
BR112017014208B1 (pt) * 2015-03-17 2021-08-03 Nippon Steel Corporation Chapa de aço elétrico não-orientado e método para fabricação da mesma
DE102015112215A1 (de) * 2015-07-27 2017-02-02 Salzgitter Flachstahl Gmbh Hochlegierter Stahl insbesondere zur Herstellung von mit Innenhochdruck umgeformten Rohren und Verfahren zur Herstellung derartiger Rohre aus diesem Stahl
CN105132808B (zh) * 2015-10-14 2017-05-03 安徽工业大学 一种复合元素处理的高效电机用无取向硅钢的制备方法
KR101633249B1 (ko) * 2015-10-27 2016-06-27 주식회사 포스코 무방향성 전기강판 및 그 제조방법
KR101634092B1 (ko) * 2015-10-27 2016-06-28 주식회사 포스코 무방향성 전기강판 및 그 제조방법
KR101632890B1 (ko) * 2015-10-27 2016-06-23 주식회사 포스코 무방향성 전기강판 및 그 제조방법
KR101630425B1 (ko) * 2015-10-27 2016-06-14 주식회사 포스코 무방향성 전기강판 및 그 제조방법
KR101630427B1 (ko) * 2015-10-27 2016-06-14 주식회사 포스코 무방향성 전기강판 및 그 제조방법
KR101705235B1 (ko) 2015-12-11 2017-02-09 주식회사 포스코 무방향성 전기강판 및 그 제조방법
KR101701194B1 (ko) * 2015-12-23 2017-02-01 주식회사 포스코 무방향성 전기강판 및 그 제조방법
KR101701195B1 (ko) * 2015-12-23 2017-02-01 주식회사 포스코 무방향성 전기강판 및 그 제조방법
CN105385941A (zh) * 2015-12-28 2016-03-09 常熟市双灵船舶设备有限公司 船用三轮滑车
KR101665951B1 (ko) * 2016-02-02 2016-10-13 주식회사 포스코 무방향성 전기강판 및 그 제조방법
KR101665950B1 (ko) * 2016-02-02 2016-10-13 주식회사 포스코 무방향성 전기강판 및 그 제조방법
KR101722702B1 (ko) * 2016-04-12 2017-04-03 주식회사 포스코 무방향성 전기강판 및 그 제조방법
US11482355B2 (en) * 2016-07-11 2022-10-25 Daido Steel Co., Ltd. Soft magnetic alloy
US11047018B2 (en) 2016-07-29 2021-06-29 Salzgitter Flachstahl Gmbh Steel strip for producing a non-grain-oriented electrical steel, and method for producing such a steel strip
RU2627529C1 (ru) * 2016-12-06 2017-08-08 Юлия Алексеевна Щепочкина Сталь
KR101892231B1 (ko) 2016-12-19 2018-08-27 주식회사 포스코 무방향성 전기강판 및 그 제조방법
JP6624393B2 (ja) * 2016-12-28 2019-12-25 Ｊｆｅスチール株式会社 リサイクル性に優れる無方向性電磁鋼板
RU2639172C1 (ru) * 2017-03-28 2017-12-20 Юлия Алексеевна Щепочкина Коррозионностойкая сталь
JP6738047B2 (ja) 2017-05-31 2020-08-12 Ｊｆｅスチール株式会社 無方向性電磁鋼板とその製造方法
KR102080174B1 (ko) * 2017-12-26 2020-02-21 주식회사 포스코 무방향성 전기강판 및 그의 제조방법
KR102080167B1 (ko) * 2017-12-26 2020-02-21 주식회사 포스코 무방향성 전기강판의 제조방법
KR102026271B1 (ko) * 2017-12-26 2019-09-27 주식회사 포스코 무방향성 전기강판 및 그 제조방법
KR102018181B1 (ko) 2017-12-26 2019-09-04 주식회사 포스코 무방향성 전기강판 및 그 제조방법
KR102009392B1 (ko) 2017-12-26 2019-08-09 주식회사 포스코 무방향성 전기강판 및 그 제조방법
KR102043289B1 (ko) * 2017-12-26 2019-11-12 주식회사 포스코 무방향성 전기강판 및 그 제조방법
KR102105529B1 (ko) * 2018-09-27 2020-04-28 주식회사 포스코 이방향성 전기강판 및 그의 제조방법
JP2022515306A (ja) * 2018-10-15 2022-02-18 ティッセンクルップ スチール ヨーロッパ アクチェンゲゼルシャフト 中間厚さのｎｏ電磁鋼帯を製造するための方法
WO2020094230A1 (de) * 2018-11-08 2020-05-14 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Elektroband oder -blech für höherfrequente elektromotoranwendungen mit verbesserter polarisation und geringen ummagnetisierungsverlusten
MX2021006144A (es) * 2018-11-26 2021-06-23 Jfe Steel Corp Metodo de fabricacion de chapa de acero electrico no orientado.
KR102164113B1 (ko) * 2018-11-29 2020-10-13 주식회사 포스코 낮은 철손 및 우수한 표면품질을 갖는 무방향성 전기강판 및 그 제조방법
KR102176347B1 (ko) * 2018-11-30 2020-11-09 주식회사 포스코 무방향성 전기강판 및 그 제조방법
KR102176351B1 (ko) * 2018-11-30 2020-11-09 주식회사 포스코 무방향성 전기강판 및 그 제조방법
KR102530720B1 (ko) * 2018-12-27 2023-05-09 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 무방향성 전기 강판
KR102218470B1 (ko) * 2019-06-17 2021-02-19 주식회사 포스코 자기적 특성 및 외관형상이 우수한 무방향성 전기강판 및 이의 제조방법
JP7056745B2 (ja) * 2019-10-29 2022-04-19 Ｊｆｅスチール株式会社 無方向性電磁鋼板およびその製造方法
JP7588598B2 (ja) * 2019-11-15 2024-11-22 日本製鉄株式会社 ロータコア、ロータ、および回転電機
DE102019133493A1 (de) * 2019-12-09 2021-06-10 Salzgitter Flachstahl Gmbh Elektroband oder -blech, Verfahren zur Erzeugung hierzu und daraus hergestelltes Bauteil
KR102297753B1 (ko) * 2019-12-18 2021-09-03 주식회사 포스코 Sra후 철손이 낮은 고강도 무방향성 전기강판과 이의 제조방법
KR102325008B1 (ko) * 2019-12-20 2021-11-10 주식회사 포스코 무방향성 전기강판 및 그 제조방법
CN114411050B (zh) * 2021-12-21 2022-10-14 河北敬业高品钢科技有限公司 一种无取向电工钢及其制备方法

Family Cites Families (23)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US4306922A (en) * 1979-09-07 1981-12-22 British Steel Corporation Electro magnetic steels
JPS60238421A (ja) 1984-05-10 1985-11-27 Kawasaki Steel Corp 高抗張力無方向性電磁鋼板の製造方法
JPH01162748A (ja) 1987-12-21 1989-06-27 Nippon Steel Corp 加工性と磁気特性のすぐれた高抗張力無方向性電磁鋼板
JPH028346A (ja) 1988-06-27 1990-01-11 Nippon Steel Corp 高張力電磁鋼板及びその製造方法
JPH0472904A (ja) 1990-07-13 1992-03-06 Hitachi Denshi Ltd ケーブル伝送信号の補正装置
JP3305806B2 (ja) * 1993-05-21 2002-07-24 新日本製鐵株式会社 高張力無方向性電磁鋼板の製造方法
JPH0935925A (ja) * 1995-07-13 1997-02-07 Sumitomo Metal Ind Ltd 打抜き性および磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板
WO1997020956A1 (fr) 1995-12-05 1997-06-12 Nippon Steel Corporation Procede de fabrication de toles d'acier electrique a grain non oriente ayant une densite de flux magnetique elevee et de faibles pertes dans le fer
JPH10212558A (ja) 1997-01-30 1998-08-11 Sumitomo Metal Ind Ltd 磁気特性の優れた高強度無方向性電磁鋼板とその製造方法
JPH10237606A (ja) * 1997-02-26 1998-09-08 Nkk Corp 磁性焼鈍後の鉄損の低い無方向性電磁鋼板
JPH1112701A (ja) * 1997-06-27 1999-01-19 Nkk Corp 鉄損の低い無方向性電磁鋼板
JP4116748B2 (ja) 1999-12-16 2008-07-09 新日本製鐵株式会社 磁石埋設型のモータ用無方向性電磁鋼板
JP3885450B2 (ja) 2000-02-28 2007-02-21 Ｊｆｅスチール株式会社 無方向性電磁鋼板
JP4568999B2 (ja) 2000-09-01 2010-10-27 Ｊｆｅスチール株式会社 無方向性電磁鋼板およびその製造方法
WO2003002777A1 (fr) * 2001-06-28 2003-01-09 Jfe Steel Corporation Feuille en acier electromagnetique non orientee
JP4240921B2 (ja) 2002-06-25 2009-03-18 Ｊｆｅスチール株式会社 磁性焼鈍後の鉄損の低い無方向性電磁鋼板
JP4072904B2 (ja) * 2003-06-06 2008-04-09 株式会社村田製作所 高周波スイッチ
JP4546713B2 (ja) 2003-10-06 2010-09-15 新日本製鐵株式会社 磁気特性に優れた高強度電磁鋼板の最終製品とその使用方法および製造方法
JP4510559B2 (ja) 2004-09-06 2010-07-28 新日本製鐵株式会社 高強度電磁鋼板とその製造方法および加工方法
JP4589737B2 (ja) 2005-01-20 2010-12-01 新日本製鐵株式会社 粒成長後の磁気特性が優れたセミプロセス電磁鋼板およびその製造方法
JP4724431B2 (ja) 2005-02-08 2011-07-13 新日本製鐵株式会社 無方向性電磁鋼板
JP4725249B2 (ja) 2005-08-26 2011-07-13 マツダ株式会社 自動車の車体構造
JP4659135B2 (ja) * 2008-04-14 2011-03-30 新日本製鐵株式会社 無方向性電磁鋼板及びその製造方法

Cited By (61)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US9595376B2 (en) 2009-06-03 2017-03-14 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Non-oriented electrical steel sheet and manufacturing method thereof
US9085817B2 (en) 2009-06-03 2015-07-21 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Non-oriented electrical steel sheet and manufacturing method thereof
CN102459675A (zh) * 2009-06-03 2012-05-16 新日本制铁株式会社 无方向性电磁钢板及其制造方法
CN102471850A (zh) * 2009-07-31 2012-05-23 杰富意钢铁株式会社 方向性电磁钢板
CN102471850B (zh) * 2009-07-31 2015-01-07 杰富意钢铁株式会社 方向性电磁钢板
CN104532119A (zh) * 2009-09-03 2015-04-22 新日铁住金株式会社 无方向性电磁钢板的制造方法
CN104532119B (zh) * 2009-09-03 2018-01-02 新日铁住金株式会社 无方向性电磁钢板的制造方法
US9637812B2 (en) 2009-09-03 2017-05-02 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Non-oriented electrical steel sheet
CN102492897A (zh) * 2011-12-29 2012-06-13 钢铁研究总院 一种油轮货油舱下底板用钢
CN103582716A (zh) * 2012-02-14 2014-02-12 新日铁住金株式会社 无方向性电磁钢板
US10570470B2 (en) 2012-08-15 2020-02-25 Nippon Steel Corporation Steel sheet for hot stamping, method of manufacturing the same, and hot stamped steel sheet member
CN104781435B (zh) * 2012-10-16 2018-04-20 杰富意钢铁株式会社 无取向性电磁钢板制造用热轧钢板及其制造方法
CN104781435A (zh) * 2012-10-16 2015-07-15 杰富意钢铁株式会社 无取向性电磁钢板制造用热轧钢板及其制造方法
TWI504761B (zh) * 2013-02-22 2015-10-21 Jfe Steel Corp 無方向性電磁鋼板製造用的熱軋鋼板及其製造方法
US10026534B2 (en) 2013-02-22 2018-07-17 Jfe Steel Corporation Hot-rolled steel sheet for producing non-oriented electrical steel sheet and method of producing same
US10102951B2 (en) 2013-03-13 2018-10-16 Jfe Steel Corporation Non-oriented electrical steel sheet having excellent magnetic properties
TWI551696B (zh) * 2013-04-02 2016-10-01 杰富意鋼鐵股份有限公司 冷軋鋼板及其製造方法
US10006109B2 (en) 2013-08-20 2018-06-26 Jfe Steel Corporation Non-oriented electrical steel sheet and hot rolled steel sheet thereof
US10597759B2 (en) 2013-08-20 2020-03-24 Jfe Steel Corporation Non-oriented electrical steel sheet having high magnetic flux density and motor
US10344351B2 (en) 2013-12-20 2019-07-09 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Hot-pressed steel sheet member, method of manufacturing the same, and steel sheet for hot pressing
CN104726794B (zh) * 2013-12-23 2017-09-05 Posco公司 无取向电工钢板及其制造方法
CN104726794A (zh) * 2013-12-23 2015-06-24 Posco公司 无取向电工钢板及其制造方法
TWI507536B (zh) * 2013-12-26 2015-11-11 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp A hot-pressed steel sheet member, a method for manufacturing the same, and a steel sheet for hot pressing
CN105829566A (zh) * 2014-01-14 2016-08-03 杰富意钢铁株式会社 磁特性优异的无取向性电磁钢板
CN106661692A (zh) * 2014-08-20 2017-05-10 杰富意钢铁株式会社 磁特性优异的无取向性电磁钢板
CN106574345B (zh) * 2014-08-21 2019-04-23 杰富意钢铁株式会社 无取向性电磁钢板及其制造方法
CN106574345A (zh) * 2014-08-21 2017-04-19 杰富意钢铁株式会社 无取向性电磁钢板及其制造方法
US10941458B2 (en) 2015-02-18 2021-03-09 Jfe Steel Corporation Non-oriented electrical steel sheet, production method therefor, and motor core
CN104993625A (zh) * 2015-07-06 2015-10-21 无锡阳工机械制造有限公司 耐候性强的发电机转子
CN107849665A (zh) * 2015-07-29 2018-03-27 艾普伦 FeCo合金、FeSi合金或Fe片材或带材以及其生产方法，由所述片材或带材生产的变压器磁芯及包括其的变压器
CN107849632A (zh) * 2015-08-04 2018-03-27 杰富意钢铁株式会社 磁特性优异的无方向性电磁钢板的制造方法
US10975451B2 (en) 2015-08-04 2021-04-13 Jfe Steel Corporation Method for producing non-oriented electrical steel sheet having excellent magnetic properties
CN105256253A (zh) * 2015-10-30 2016-01-20 无棣向上机械设计服务有限公司 一种含稀土金属的不锈钢合金
US11225699B2 (en) 2015-11-20 2022-01-18 Jfe Steel Corporation Method for producing non-oriented electrical steel sheet
TWI642795B (zh) * 2015-11-20 2018-12-01 日商Ｊｆｅ鋼鐵股份有限公司 無方向性電磁鋼板之製造方法
CN105543717A (zh) * 2016-01-12 2016-05-04 杭州科技职业技术学院 一种用于汽车制动泵活塞的合金材料及制备方法
CN110088319A (zh) * 2016-12-19 2019-08-02 Posco公司 无取向电工钢板及其制造方法
CN110088319B (zh) * 2016-12-19 2021-10-08 Posco公司 无取向电工钢板及其制造方法
CN107974620B (zh) * 2017-12-01 2019-10-25 武汉钢铁有限公司 一种屈服强度≥600Mpa高速电机转子用无取向硅钢及生产方法
CN107974620A (zh) * 2017-12-01 2018-05-01 武汉钢铁有限公司 一种屈服强度≥600Mpa高速电机转子用无取向硅钢及生产方法
CN108014729A (zh) * 2017-12-20 2018-05-11 苏州市锐翊电子科技有限公司 一种高强耐用反应釜
TWI696707B (zh) * 2018-02-16 2020-06-21 日商日本製鐵股份有限公司 無方向性電磁鋼板及無方向性電磁鋼板的製造方法
US11469018B2 (en) 2018-02-16 2022-10-11 Nippon Steel Corporation Non-oriented electrical steel sheet and method for manufacturing non-oriented electrical steel sheet
CN111868280A (zh) * 2018-03-26 2020-10-30 日本制铁株式会社 无取向电磁钢板
CN111868280B (zh) * 2018-03-26 2022-07-12 日本制铁株式会社 无取向电磁钢板
CN113166881A (zh) * 2018-11-30 2021-07-23 Posco公司 磁性优异的无取向电工钢板及其制造方法
CN113166878A (zh) * 2018-11-30 2021-07-23 Posco公司 无取向电工钢板及其制备方法
US12215400B2 (en) 2018-11-30 2025-02-04 Posco Co., Ltd Non-directional electrical steel sheet and method for producing same
CN113226617A (zh) * 2018-12-05 2021-08-06 杰富意钢铁株式会社 方向性电磁钢板及其制造方法
CN113226617B (zh) * 2018-12-05 2022-08-05 杰富意钢铁株式会社 方向性电磁钢板及其制造方法
TWI682039B (zh) * 2019-03-20 2020-01-11 日商日本製鐵股份有限公司 無方向性電磁鋼板及其製造方法
CN110172560A (zh) * 2019-05-30 2019-08-27 何宏健 一种高Si含量电工钢的制备方法
CN115135794A (zh) * 2019-12-19 2022-09-30 Posco公司 无取向电工钢板及其制造方法
CN115135794B (zh) * 2019-12-19 2023-12-19 Posco公司 无取向电工钢板及其制造方法
CN115087757A (zh) * 2019-12-20 2022-09-20 Posco公司 无取向电工钢板及其制造方法
CN115087757B (zh) * 2019-12-20 2023-11-14 Posco公司 无取向电工钢板及其制造方法
CN111575594B (zh) * 2020-06-29 2021-12-14 马鞍山钢铁股份有限公司 一种低磁场下的无取向电工钢及其生产方法
CN111575594A (zh) * 2020-06-29 2020-08-25 马鞍山钢铁股份有限公司 一种低磁场下的无取向电工钢及其生产方法
TWI796955B (zh) * 2021-02-17 2023-03-21 日商日本製鐵股份有限公司 無方向性電磁鋼板及其製造方法
CN116848279A (zh) * 2021-04-02 2023-10-03 日本制铁株式会社 无取向性电磁钢板
CN114480968A (zh) * 2022-01-14 2022-05-13 山西雷麦电子科技有限公司 一种低矫顽力的软磁合金薄带材料及其制备方法

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US8157928B2 (en) 2012-04-17
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