CN113474472A - 无方向性电磁钢板 - Google Patents

Abstract

本公开的目的在于提供一种即使在去应力退火后磁通密度也不降低，具有优异的磁特性的无方向性电磁钢板及其制造方法。一种无方向性电磁钢板，其具有如下化学组分：含有0.0030质量％以下的C、2.0质量％以上且4.0质量％以下的Si、0.010质量％以上且3.0％质量以下的Al、0.10质量％以上且2.4质量％以下的Mn、0.0050质量％以上且0.20质量％以下的P、0.0030质量％以下的S、总计为0.00050质量％以上的从由Mg、Ca、Sr、Ba、Ce、La、Nd、Pr、Zn及Cd构成的组中选择的1种以上的元素，剩余部分由Fe及不可避免的杂质构成，在将Si的质量％设为[Si]、Al的质量％设为[Al]、以及Mn的质量％设为[Mn]的情况下，以Q＝[Si]+2[Al]‑[Mn]所示的参数Q为2.0以上，{100}取向的对随机强度比为2.4以上，平均结晶粒径为30μm以下。

Description

无方向性电磁钢板

技术领域

本公开涉及适合用于电动机的磁芯等用途的电磁钢板。

背景技术

无方向性电磁钢板在电动机、发电机等旋转设备或小型变压器等静止设备中被用作铁芯用材料，对电气设备的能量效率的决定发挥重要的作用。

作为电磁钢板的特性，代表性的可举出铁损和磁通密度。铁损越低越好，磁通密度越高越好。这是由于在向铁芯施加电而诱导磁场时，铁损越低，越能够减少因热而损失的能量。另外，是由于磁通密度越高，能够以相同的能量诱导更大的磁场。

因此，为了应对能量的节省、对环境友好的制品的需要增加，要求铁损低、磁通密度高的无方向性电磁钢板及其制造方法。

在这样的无方向性电磁钢板中，例如，在将用作电动机用定子铁芯的坯料从无方向性电磁钢板切出而使用的情况下，在坯料的中央部形成有空间。如果将为了形成该中央部的空间而切出的部分作为转子用坯料使用，即，如果由1个无方向性电磁钢板制作转子用坯料和定子铁芯用坯料，则成品率提高，因此优选。

在需要用于应对高速旋转的强度的转子用途中，例如，要求使结晶粒径微细化、或使加工应变残留而高强度化的无方向性电磁钢板。另一方面，定子铁芯不需要高强度，要求通过使结晶粒径粗大化、除去加工应变而得到的优异的磁特性(高磁通密度和低铁损)。因此，在由1个无方向性电磁钢板制作转子用坯料和定子铁芯用坯料的情况下，切成定子用的坯料在成形为定子铁芯后，为了除去因高强度化的无方向性电磁钢板的加工导致的应变，并且使晶粒粗大化以提高磁特性，有时进行追加热处理而使用。已知该热处理为“去应力退火”。

在去应力退火中，虽然释放应变和使结晶粒径粗大化而改善铁损的效果是明确的，但同时存在对于磁特性不优选的结晶取向发达、磁通密度降低的情况，因此在要求特别高的磁特性的情况下，要求避免去应力退火中的磁通密度降低。

对此，在专利文献1中，在无方向性电磁钢板中，将成品中的距表层为板厚的1/5的深度的部分的与板面平行的面中的(100)、(111)取向的X射线反射面强度相对于随机织构的比值I₍₁₀₀₎和I₍₁₁₁₎的比率设为规定的范围内，通过在钢板表层附近将(100)取向集聚度相对于(111)取向集聚度确保在一定以上，从而在通过去应力退火进行的晶粒生长后，能够抑制(111)取向集聚的增加。其结果，能够提供一种几乎不存在去应力退火后的磁通密度的降低的磁特性极其优异的无方向性电磁钢板。

另一方面，近年来，进行高速旋转的电动机(以下，称为高速旋转电动机)增加。在高速旋转电动机中，作用于如转子这样的旋转体的离心力增大。因此，作为高速旋转电动机的转子的材料的电磁钢板要求高强度。

另外，在高速旋转电动机中，由于高频磁通而产生涡电流，电动机效率降低、发热。如果发热量增多，则转子内的磁体减磁。因此，高速旋转电动机的转子要求低磁损。因此，作为转子的材料的电磁钢板不仅要求高强度，也要求优异的磁特性。

在专利文献2～8中，提出了以兼顾这样的高强度和优异的磁特性为目的的无方向性电磁钢板。

在专利文献9中，提出了能够在板面内的所有方向上得到优异的磁特性的无方向性电磁钢板。

在先技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开平8-134606号公报

专利文献2：日本特开昭60-238421号公报

专利文献3：日本特开昭62-112723号公报

专利文献4：日本特开平2-22442号公报

专利文献5：日本特开平2-8346号公报

专利文献6：日本特开2005-113185号公报

专利文献7：日本特开2007-186790号公报

专利文献8：日本特开2010-090474号公报

专利文献9：国际公开第2018/220837号公报

发明内容

发明要解决的技术问题

在上述专利文献1中，的确起到防止去应力退火后的磁通密度的降低这一效果，但没有与进行高速旋转的电动机的转子那样的旋转体的材料所要求的强度相关的记载。

另外，在上述专利文献1～8所公开的无方向性电磁钢板中，未考虑去应力退火等追加热处理后的特性。本发明人们进行研究的结果，在对这些文献中公开的无方向性电磁钢板实施了追加热处理的情况下，可能存在磁通密度降低的情况。

另外，在上述专利文献9所记载的无方向性电磁钢板中，由于平均结晶粒径较大，因此不能得到充分的拉伸强度。

这样，在以往的技术中，存在如下技术问题：在去应力退火前具有充分的强度的钢板中，抑制因去应力退火导致的磁通密度的降低，使铁损充分降低，并且得到充分的拉伸强度。

本公开鉴于以上技术问题而完成，主要目的在于提供一种无方向性电磁钢板，例如在用于汽车的驱动用电动机等中使用的无方向性电磁钢板中，能够由1个无方向性电磁钢板制作具有充分的强度的转子用坯料和具有良好的磁特性(高磁通密度和低铁损)的定子用坯料。

用于解决技术问题的技术手段

本发明人们进行深入研究的结果，发现在1/2中心层的{100}取向的对随机强度比(以下有时记为{100}强度)为规定的值以上、且电磁钢板中的Si、Al以及Mn的组分比在规定的范围内的电磁钢板中，在进行去应力退火的情况下，基于由去应力退火带来的铁损降低效果、与由提高{100}强度带来的磁通密度提高效果以及铁损降低效果的合计效果，能够提高磁通密度并且大幅地得到铁损降低效果，从而完成了本发明。

即，本公开的无方向性电磁钢板的特征在于，具有如下化学组分：含有0.0030质量％以下的C、2.0质量％以上且4.0质量％以下的Si、0.010质量％以上且3.0％质量以下的Al、0.10质量％以上且2.4质量％以下的Mn、0.0050质量％以上且0.20质量％以下的P、0.0030质量％以下的S、总计为0.00050质量％以上的从由Mg、Ca、Sr、Ba、Ce、La、Nd、Pr、Zn及Cd构成的组中选择的1种以上的元素，剩余部分由Fe及不可避免的杂质构成，在将Si的质量％设为[Si]、Al的质量％设为[Al]、以及Mn的质量％设为[Mn]的情况下，以下式(1)所示的参数Q为2.0以上，{100}强度为2.4以上，平均结晶粒径为30μm以下。

Q＝[Si]+2[Al]-[Mn] (1)

在本公开中，优选含有从由0.02质量％以上且0.40质量％以下的Sn、0.02质量％以上且2.00质量％以下的Cr、以及0.10质量％以上且2.00质量％以下的Cu构成的组中选择的至少1种组分。

进而，在本公开中，优选含有5个/10μm³以上的直径100nm以下的金属Cu颗粒。

进而，在本公开中，优选拉伸强度为600MPa以上。

发明效果

根据本公开，能够提供一种高密度且高磁通密度，去应力退火时的铁损的降低效果高的电磁钢板。

附图说明

图1是表示实施例中的铁损的降低量的图表。

具体实施方式

以下，对本公开的无方向性电磁钢板及其制造方法进行详细说明。

此外，对于本说明书中使用的确定形状、几何学条件以及它们的程度的例如“平行”、“垂直”、“相同”等用语、长度或角度的值等，不受严格的意义束缚，而包含能够期待同样的功能的程度的范围来解释。

本公开的无方向性电磁钢板的特征在于，具有如下化学组分：含有0.0030质量％以下的C、2.0质量％以上且4.0质量％以下的Si、0.010质量％以上且3.0％质量以下的Al、0.10质量％以上且2.4质量％以下的Mn、0.0050质量％以上且0.20质量％以下的P、0.0030质量％以下的S、总计为0.00050质量％以上的从由Mg、Ca、Sr、Ba、Ce、La、Nd、Pr、Zn及Cd构成的组中选择的1种以上的元素，剩余部分由Fe及不可避免的杂质构成，在将Si的质量％设为[Si]、Al的质量％设为[Al]、以及Mn的质量％设为[Mn]的情况下，以下式(1)所示的参数Q为2.0以上，{100}强度为2.4以上，平均结晶粒径为30μm以下。

Q＝[Si]+2[Al]-[Mn] (1)

本公开的无方向性电磁钢板由于去应力退火时的铁损的降低效果极高，因此能够得到具有高磁特性的最终产品。这推定为以下的理由。

即，在以往的无方向性电磁钢板中，如果进行去应力退火等追加加热，则与具有磁特性为良好的{100}、{411}取向的晶粒相比，具有磁特性不优选的其他取向({111}、{211})的晶粒的生长占优势，虽然存在由晶粒生长带来的铁损降低，但由于织构恶化导致的铁损增加，因此推定铁损的下降量较少。另外，织构恶化也会引起磁通密度的降低。

推定为，本公开的无方向性电磁钢板，通过将参数Q设为2以上而使钢板为α-Fe单相，并且通过{100}强度设为2.4以上，从而电磁钢板制造时(即最终退火后，去应力退火前)的结晶取向有利于低铁损化，即使在去应力退火等追加加热时之后的缓慢加热晶粒成长时的取向发展中，其他取向的生长也不会占优势，而维持高磁通密度并且促进低铁损化。

除此之外，通过含有从由Mg、Ca、Sr、Ba、Ce、La、Nd、Pr、Zn及Cd构成的组中选择的1种以上的元素，对MnS等微细的析出物(>1μm)进行清除(Scaveng)，从而有可能良好地促进对具有对磁特性有利的结晶取向的晶粒的选择性成长、或抑制具有对磁特性不利的结晶取向的晶粒的选择性成长起作用。即，认为在具有包含上述规定的元素组的氧化物或氧硫化物的本公开的无方向性电磁钢板中，使在再结晶的初始阶段(结晶粒径为30μm以下的阶段)通过特意降低退火温度来抑制结晶粒径并且以相对高加热速度生成的结晶，在再结晶的后期的晶粒生长阶段(结晶粒径大于30μm的阶段)以相对低加热速度进行生长时的取向选择性发生了变化。

由此，认为在抑制进行去应力退火的情况下的磁通密度的降低的同时，能够大幅地得到铁损降低效果，并且能够具有高拉伸强度。

此外，关于本公开，与其他高强度技术的组合也成立。例如，也可以并用使用100nm以下的Cu单独析出物来进行高强度化的技术。

以下，对本公开的无方向性电磁钢板的各构成进行说明。

1.化学组分

首先，对本公开的无方向性电磁钢板的化学组分进行说明。此外，以下说明的化学组分是构成钢板的钢成分的组分。在作为测定试样的钢板在表面具有绝缘覆膜等的情况下，是将其除去后的值。

(1)C

C含量为0.0030质量％以下。

C含量如果较多，则扩大奥氏体区域，使相变区间增加，在退火时抑制铁素体的晶粒生长，因此有可能使铁损增加。另外，如果产生磁时效则在高磁场中的磁特性也劣化，因此优选C含量降低。

从制造成本的观点出发，在钢水阶段通过脱气设备(例如RH真空脱气设备)降低C含量是有利的，如果使C含量为0.0030质量％以下，则磁时效的抑制效果大。在本公开的无方向性电磁钢板中，由于作为高强度化的主要手段不使用碳化物等非金属析出物，因此没有特意含有C的优点，优选C含量少。因此，C含量优选为0.0015质量％以下，进而优选为0.0012质量％以下。如果使用电析等技术，则也能够降低到作为化学分析界限的0.0001质量％以下，C含量也可以为0质量。另一方面，如果考虑工业成本，则下限为0.0003质量％。

(2)Si

Si含量为2.0质量％以上且4.0质量％以下。

Si含量使是为了得到使比电阻增加而使涡电流损耗降低的作用而添加的主要元素。如果Si含量少则难以得到使涡电流损耗降低的作用，如果多则在冷轧时钢板有可能断裂。

(3)Al

Al含量为0.010质量％以上且3.0质量％以下。

Al含量是在炼钢工序中为了使钢脱氧而不可避免地添加的元素，是与Si同样地为了得到使比电阻增加而使涡电流损耗降低的作用而添加的主要元素。因此，为了降低铁损而大量添加Al，但大量添加时，饱和磁通密度减少。在本公开中，为了使后述说明的参数Q为2以上、并成为α-Fe单相是必要的。

(4)Mn

Mn含量为0.10质量％以上且2.4质量％以下。

为了提高钢的强度可以积极地添加Mn，但在作为高强度化的主要手段而活用Cu微粒的本公开中，为了该目的，并不特别需要。以提高固有电阻或使硫化物粗大化并促进晶粒生长从而降低铁损为目的而添加，但过量的添加使磁通密度降低。

(5)P

P含量为0.0050质量％以上且0.20质量％以下。

P是提高抗拉力的效果显著的元素，但与上述Mn同样，在本公开中不需要为了该目的而特意添加。P在使比电阻增加而使铁损降低的同时在晶界偏析，从而抑制不利于磁特性的{111}织构的形成，促进有利于磁性的{100}织构的形成，因此添加。另一方面，过量的添加使钢脆化，使冷轧性、产品的加工性降低。

(6)S

S的含量为0.0030质量％以下。

S有时与钢中的Mn结合，生成为MnS。MnS可能在钢制造的工序中微细地析出(>100μm)，抑制去应力退火时的晶粒生长。因此，由于生成的硫化物有时使磁特性、特别是使铁损劣化，因此优选地S的含量尽量低。优选为0.0020质量以下，进而优选为0.0010质量以下。

(7)从由Mg、Ca、Sr、Ba、Ce、La、Nd、Pr、Zn及Cd构成的组中选择的1种以上的元素

总计为0.00050质量％以上。

通过合计含有0.00050质量％以上的这些元素，生成S和高熔点的析出物，抑制钢中微细的MnS的生成。另外，提高去应力退火时的取向选择性的效果。另一方面，过量添加，不仅发明效果饱和，而且会形成析出物，妨害磁壁的移动、或因阻碍晶粒生长而使铁损劣化，因此将上限设为0.10质量％。

(8)Sn、Cr以及Cu

在本公开中，优选含有从由0.02质量％以上且0.40质量％以下的Sn、0.02质量％以上且2.00质量％以下的Cr、以及0.10质量％以上且2.00质量％以下的Cu构成的组中选择的至少1种组分。Sn、Cr以及Cu使适于磁特性的提高的结晶在一次再结晶中发展。因此，如果含有Sn、Cr或Cu，则容易通过一次再结晶得到适于板面内的所有方向的磁特性的均匀地提高的{100}结晶发展的织构。另外，Sn、Cr以及Cu抑制最终退火时的钢板的表面的氧化和氮化，或抑制晶粒的大小的偏差。因此，也可以含有Sn、Cr或Cu。

(9)剩余部分

剩余部分为Fe和不可避免的杂质。在不可避免的杂质中，由于Nb、Zr、Mo以及V等是形成碳氮化物的元素，因此优选极力降低，优选这些的含量分别为0.01质量以下。

(10)其他

在本公开中，在将Si的质量％设为[Si]、Al的质量％设为[Al]、以及Mn的质量％设为[Mn]的情况下，以下式(1)所示的参数Q为2.0以上。

Q＝[Si]+2[Al]-[Mn] (1)

这是为了使本公开的无方向性电磁钢板为α-Fe单相，确保去应力退火时的晶粒生长性。

2.关于{100}强度(1/2中心层的{100}取向的对随机强度比)

在本公开的无方向性电磁钢板中，使用{100}强度为2.4以上的电磁钢板，其中优选3.0以上、特别优选为3.5以上的电磁钢板。此外，上限没有特别限定，可以为30以下。

在本公开中，通过具有上述范围内的{100}强度，在进行了去应力退火等追加热处理的情况下，能够制造没有磁通密度的降低、且铁损大幅降低的具有优异的磁特性的无方向性电磁钢板。

{100}强度、即{100}的α-Fe相的X射线随机强度比可以根据通过X射线衍射进行测定、计算的反极图求出。

此外，随机强度比是指在相同条件下测定不具有向特定取向的集聚的标准试样和供试材料的X射线强度，将得到供试材料的X射线强度除以标准试样的X射线强度而得到的数值。

测定在试样的板厚1/2层的位置进行。此时，通过化学研磨等进行精加工，以使得测定面变得平滑。

3.粒径

在本公开的无方向性电磁钢板中，结晶粒径为30μm以下，但优选为25μm以下，更优选为15μm以下。另外，下限值优选为3μm以上，特别优选为15μm以上。在结晶粒径比上述范围大的情况下，由去应力退火带来的铁损的值的改善较小，其结果，使去应力退火后的构件的磁特性恶化。另一方面，在比上述范围小的情况下，不进行去应力退火的构件的铁损的值增大。进而，如果结晶粒径超过30μm，则拉伸强度降低，得不到期望的拉伸强度。在本公开的无方向性电磁钢板中，通过将结晶粒径微细化为30μm以下，而使拉伸强度提高至600MPa以上，达成高强度化。认为晶粒为微细时，拉伸强度上升的理由如下。如果钢材中的位错(晶格的偏移)变得难以动作，则拉伸强度上升。此外，已知当位错到达晶界时难以移动。即，如果使晶界多、换言之使晶粒变得微细，则拉伸强度提高。

上述结晶粒径是平均粒径，能够通过以下的测定方法得到。

即，通过研磨等制作具有与无方向性电磁钢板的轧制面平行的剖面的样品。对于该样品的研磨面(以下，称为观察面)，通过电解研磨对表面进行调整后，实施利用电子背散射衍射法(EBSD)的结晶组织分析。

通过EBSD分析，在观察面中，将结晶取向差为15°以上的边界作为晶界，将由该晶界包围的各个区域作为一个晶粒，观察包含10000个以上晶粒的区域(观察区域)。在观察区域中，将晶粒取当量圆的面积时的直径(当量圆直径)定义为粒径。即，粒径是指当量圆直径。

4.金属Cu颗粒

在本公开的无方向性电磁钢板中，也可以含有5个/10μm²以上的直径100nm以下的金属Cu颗粒。

在本公开中，推定为通过具有上述金属Cu颗粒，在提高本公开的无方向性电磁钢板的强度的同时，也有助于去应力退火时的磁特性的提高。

在本公开中，如上所述，金属Cu颗粒的直径为100nm以下，其中优选在1nm～20nm的范围内、特别优选在3nm～10nm的范围。比上述范围大的金属Cu颗粒，由于高强度化的效率显著降低、需要大量的Cu，因此对磁特性的不良影响增大。另一方面，在比上述范围小的情况下，由于对磁特性的不良影响增大因此不优选。上述金属Cu颗粒的直径可通过电子显微镜观察进行定量。此外，金属Cu颗粒的直径也是指当量圆直径。

另外，上述金属Cu颗粒的数密度为5个/10μm²以上，其中，优选为100个/10μm²以上，特别优选为1000个/10μm²以上。如果在上述范围内，则在高强度化的方面有效。

对于上述金属Cu颗粒的数密度，使用相同的样品，测量在10μm×10μm的视野中的氧化物，对至少5个视野以上的测量值取平均而求出。

为了在钢板内形成本公开中的金属Cu颗粒，经过以下这样的热过程是重要的。即，在制造制品板的过程中，在450℃～720℃的温度范围内保持30秒以上。进而，在之后的工序中，优选在超过800℃的温度范围内不保持20秒以上。

通过经过这样的工序，能够有效地形成在直径和数密度上特征性的金属Cu颗粒，几乎不损害磁特性地实现高强度化。

由于经过该热处理工序后钢材高强度化，因此从生产性的观点出发，该热处理工序在轧制工序后进行、并且与再结晶退火等其他目的所需要的热处理同时进行是有利的。即，优选为，如果是冷轧电磁钢板则在冷轧后的最终热处理工序、如果是热轧电磁钢板则在热轧后的最终处理工序中的从750℃以上的温度范围开始的冷却过程中，在450℃～720℃的温度范围内保持30秒以上。

另外，根据作为目的的特性等，有时进一步施加热处理，在这种情况下，优选为在超过800℃的温度范围内不保持20秒以上。这是因为，如果进行温度或时间超过其的热处理，则有时形成的Cu金属相再固溶，或相反地聚集而成为粗大的金属相。

本公开不利用基于结晶组织微细化的强化，因此具有即使实施SRA(去应力退火)强度的劣化也较小的效果，该SRA(去应力退火)用于使在对钢板进行冲裁、加工成电动机部件时导入到材料中的应变恢复，使晶粒生长，从而实现磁性的恢复、提高。

5.其他

本公开的无方向性电磁钢板在钢板表面还可以具有绝缘覆膜。

本公开中的绝缘覆膜没有特别限定，可以从公知的绝缘覆膜中根据用途等适当选择使用，也可以是有机系覆膜、无机系覆膜中的任意一种。作为有机系覆膜，例如可举出聚胺系树脂、丙烯酸树脂、丙烯酸苯乙烯树脂、醇酸树脂、聚酯树脂、硅酮树脂、氟树脂、聚烯烃树脂、苯乙烯树脂、乙酸乙烯酯树脂、环氧树脂、酚醛树脂、聚氨酯树脂、三聚氰胺树脂等。另外，作为无机系覆膜，例如可举出磷酸盐系覆膜、磷酸铝系覆膜，进而举出包含上述树脂的有机-无机复合系覆膜等。

上述绝缘覆膜的厚度没有特别限定，但优选单面的膜厚为0.05μm以上且2μm以下。

绝缘覆膜的形成方法没有特别限定，例如，制备将上述树脂或无机物溶解于溶剂的绝缘覆膜形成用组合物，用公知的方法将该绝缘覆膜形成用组合物均匀地涂布于钢板表面，由此能够形成绝缘覆膜。

本公开的电磁钢板的厚度根据用途等适当调整即可，没有特别限定，但从制造的观点出发，通常为0.10mm以上且0.60mm以下，更优选为0.015mm以上且0.50mm以下。从磁特性与生产性的平衡的观点出发，优选为0.015mm以上且0.35mm以下。

本公开的电磁钢板特别适合于冲裁加工成任意的形状而使用的用途。例如，在电气设备中使用的伺服电动机、步进电动机、电气设备的压缩机、工业用途中使用的电动机、电动汽车、混合动力汽车、电车的驱动电动机、在各种用途中使用的发电机、铁芯、扼流圈、电抗器、电流传感器等，使用电磁钢板的以往公知的用途中都能够适当地应用。

其中，在本公开中，能够适当地用于后述说明的转子用电动机芯、定子用电动机芯。

6.无方向性电磁钢板的制造方法

作为上述本公开的无方向性电磁钢板的制造方法，没有特别限定，但能够举出以下的(1)高温热轧板退火+冷轧强压下法、(2)薄板坯连铸法、(3)润滑热轧法、以及(4)薄带连铸法等。

此外，在任意一种方法中，关于板坯等开始材料的化学组分，都是上述“A.无方向性电磁钢板1.化学组分”的项目中记载的化学组分。

(1)高温热轧板退火+冷轧强压下法

首先，通过炼钢工序制造板坯。将板坯在再加热炉中加热后，在热轧工序中连续地进行粗轧和精轧，得到热轧卷板。热轧条件没有特别限制。也可以是一般的制造方法，即，将加热至1000～1200℃的板坯在700～900℃下完成热轧终轧，并在500～700℃下卷取的制造方法。

接着，对热轧卷板实施热轧板退火。通过热轧板退火，使其再结晶，使晶粒粗大地生长至结晶粒径300～500μm。

热轧退火可以是连续退火，也可以是批量退火。从成本的观点出发，热轧板退火优选通过连续退火来实施。为了实施连续退火，需要在高温短时间内使晶粒生长，通过将Si等的含量设为参数Q≧2.0，能够形成在高温下不引起铁素体-奥氏体相变的成分。在连续退火的情况下，热轧板退火温度例如可以设为1050℃。

接着，对钢板实施冷轧前的酸洗。

酸洗是用于除去钢板表面的氧化皮所需的工序。根据氧化皮除去的情况，选择酸洗条件。此外，也可以替代酸洗，用研磨机除去氧化皮。

接着，对钢板实施冷轧。

在此，在Si含量较高的高级无方向性电磁钢板中，如果使结晶粒径过度粗大则钢板脆化，产生在冷轧中的脆性断裂的担忧。因此，通常，将冷轧前的钢板的平均结晶粒径限制为通常200μm以下。另一方面，在本公开中，将冷轧前的平均结晶粒径设为300～500μm，接着以压下率88～97％实施冷轧。

此外，从避免脆性断裂的观点出发，也可以替代冷轧，在材料的延展性/脆性转变温度以上的温度下实施温轧。

之后，如果实施最终退火，则ND//<100>再结晶晶粒生长。由此，{100}面强度增加，{100}取向粒的存在概率提高。

接着，对钢板实施最终退火。

最终退火为了得到具有期望的磁特性的结晶粒径而需要决定条件，但只要是通常的无方向性电磁钢板的最终退火条件的范围即可。但是，为了得到微细的晶粒，期望较低的温度，期望为800℃以下。

最终退火可以是连续退火，也可以是批量退火。从成本的观点出发，最终退火优选通过连续退火来实施。

经过以上工序，得到上述本公开的无方向性电磁钢板。

(2)薄板坯连铸法

在薄板坯连铸法中，通过炼钢工序制造30～60mm厚度的板坯，省略热轧工序的粗轧。优选在薄板坯中使柱状晶发展，将在热轧中加工柱状晶而得到的{100}<011>取向残留于热轧板。在该过程中，柱状晶以{100}面与钢板面平行的方式生长。为了该目的，优选不实施连续铸造中的电磁搅拌。另外，期望极力减少促进凝固核生成的钢水中的微细夹杂物。

然后，将薄板坯在再加热炉中加热后，在热轧工序中连续地进行精轧，得到约2mm厚度的热轧卷板。

之后，与上述“(1)高温热轧板退火+热轧强压下法”同样，对热轧卷板的钢板实施热轧板退火、酸洗、冷轧、最终退火。

经过以上工序，得到上述本公开的无方向性电磁钢板。

(3)润滑热轧法

首先，通过炼钢工序制造板坯。将板坯在再加热炉中加热后，在热轧工序中连续地进行粗轧和精轧，得到热轧卷板。

在此，热轧通常在无润滑下实施，但在适当的润滑条件下进行热轧。如果在适当的润滑条件下实施热轧，则导入到钢板表层附近的剪切变形降低。由此，能够使具有通常在钢板中央发展的被称为α纤维的RD//<011>取向的加工组织发展到钢板表层附近。例如，如日本特开平10-36912号所记载，通过在热轧时作为润滑剂在热轧辊冷却水中混入0.5～20％的油脂，使精热轧辊与钢板的平均摩擦系数为0.25以下，能够使α纤维发展。此时的温度条件没有特别指定。也可以是与上述“(1)高温热轧板退火+热轧强压下法”同样的温度。

之后，与上述“(1)高温热轧板退火+热轧强压下法”同样，对热轧卷板的钢板实施热轧板退火、酸洗、冷轧、最终退火。如果在热轧卷板的钢板中使α纤维发展到钢板表层附近，则在之后的热轧板退火中，{h11}<1/h 1 2>、特别是{100}<012>～{411}<148>会再结晶。如果在对该钢板进行酸洗后，实施冷轧、最终退火，则{100}<012>～{411}<148>会再结晶。由此，{100}面强度增加，{100}取向粒的存在概率提高。

经过以上工序，得到上述本公开的无方向性电磁钢板。

(4)薄带连铸法

首先，在炼钢工序中，通过薄带连铸直接制造1～3mm厚度的热轧卷板。

在薄带连铸中，通过在水冷的一对辊间急速地冷却钢水，能够直接得到相当于热轧卷板的厚度的钢板。此时，通过将与水冷辊接触的钢板最表面与钢水的温度差充分地提高，在表面凝固的晶粒在钢板垂直方向上生长，形成柱状晶。

在具有BCC结构的钢中，柱状晶以{100}面与钢板面平行的方式生长。{100}面强度增加，{100}取向粒的存在概率提高。并且，重要的是，在相变、加工或再结晶中，从{100}面尽量不变化。具体而言，重要的是，通过含有作为铁素体促进元素的Si，限制作为奥氏体促进元素的Mn的含量，从而不经过高温下的奥氏体相生成，从刚凝固后到室温为止成为铁素体单相。

即使产生奥氏体-铁素体相变，也维持一部分{100}面，但通过将Si等的含量设为参数Q≧2.0，能够形成在高温下不引起铁素体-奥氏体相变的成分。

接着，对通过薄带连铸得到的热轧卷板的钢板进行热轧，之后，对得到的热轧板实施退火(热轧板退火)。

此外，也可以不实施热轧而直接实施后续工序。

另外，也可以不实施热轧板退火而直接实施后续工序。在此，在热轧中向钢板导入了30％以上的应变的情况下，如果在550℃以上的温度下实施热轧板退火则从应变导入部产生再结晶，有时结晶取向会变化。因此，在热轧中导入了30％以上的应变的情况下，热轧板退火不实施，或在不会再结晶的温度下实施。

接着，对钢板进行酸洗后，实施冷轧。

冷轧是为了得到期望的产品厚度而需要的工序。但是，如果冷轧的压下率过大，则在产品中无法得到期望的结晶取向。因此，冷轧的压下率优选为90％以下，更优选为85％以下，进而优选为80％以下。冷轧的压下率的下限不需要特别设置，根据冷轧前的钢板的板厚和期望的产品厚度来决定压下率的下限。另外，即使在未得到作为层叠钢板所要求的表面性状和平坦度的情况下也需要冷轧，因此，需要出于该目的的最小的冷轧。

冷轧可以用反向轧机实施，也可以用串联式轧机实施。

此外，从避免脆性断裂的观点出发，也可以替代冷轧，在材料的延展性/脆性转变温度以上的温度下实施温轧。

此外，与上述“(1)高温热轧板退火+热轧强压下法”同样地实施酸洗、最终退火。

经过以上工序，得到上述本公开的无方向性电磁钢板。

本公开并不限定于上述实施方式。上述实施方式是例示，具有与本公开的保护范围所记载的技术思想实质上相同的结构、起到相同作用效果的技术方案，无论是何种方案均包含在本公开的技术范围内。

[实施例]

以下，例示出实施例，对本公开进行具体说明。此外，实施例的条件是用于确认本公开的实施可能性和效果而采用的一个示例，本公开并不限定于实施例的条件。本公开只要不脱离其主旨、达成其目的，则能够采用各种条件。

(实施例1)

准备具有以下表1所示的化学组分的250mm厚的板坯。

接着，对上述板坯实施热轧，制作5.0mm厚和2.0mm厚的热轧板。此时的板坯再加热温度为1200℃、终轧温度为850℃、卷取温度为650℃。将该热轧板在1050℃下实施30分钟退火后，通过酸洗除去表层氧化皮。之后，冷轧至0.25mm。最终退火在750℃和1050℃下分别进行1分钟退火。A-38～40中作为Cu的析出处理，在最终退火后在600℃下进行1分钟退火。

测定所得到的无方向性电磁钢板的{100}织构、平均结晶粒径、拉伸强度、Cu析出物的个数、以及铁损W10/400和磁通密度B50。{100}织构根据X射线衍射计算反极图而求出。铁损W10/400是在400Hz下施加1.0T的交变磁场时在铁中产生的能量损失(W/kg)。磁通密度B50是在50Hz下施加500A/m的磁场是在铁中产生的磁通密度。测定值为从母材切出55mm见方的钢板(一边为轧制方向)，轧制方向和其90°方向的平均值。

在上述测定后进行去应力退火。去应力退火以100℃/Hr.进行升温，到达800℃后均热2小时，以100℃/Hr.进行缓冷。但是，进行了Cu析出处理的材料的去应力退火以100℃/Hr.进行升温，到达950℃后均热2小时，以100℃/Hr.进行缓冷。去应力退火后与上述同样地测定铁损和磁通密度。

为了调查去应力退火前的材料强度，在与轧制方向平行的方向上采集试验片并进行拉伸试验。此时的试验片使用JIS5号试验片。测定到断裂为止的最大应力(拉伸强度)。将各自的测定结果示于表2。

由5.0mm厚的热轧板制作的材料在最终退火后{100}强度大于2.4(A1～40、A44～46、A50、A57～58)。由2.0mm厚的热轧板制作的材料的最终退火后的{100}强度低于2.4(A41～43、A47～49)。A-51～56的热轧板为5.0mm厚，但由于Q小于2.0，因此在最终退火后{100}强度低于2.4。关于结晶粒径，在750℃下进行最终退火的材料为约20μm程度(A1～40、A47～57)，在1050℃下为约100μm(A-41～46)。

A-1～30变更了各种添加元素。无论添加何种添加元素，均得到在去应力退火后铁损大幅降低的效果。A-31～40是添加了任意添加元素的示例。即使添加任意添加元素，去应力退火时铁损大幅降低的效果都不变。A-37～40添加Cu作为任意添加元素。其中，A-38～40是进行了金属颗粒的析出处理的发明例。A-38～40中的金属Cu颗粒的平均直径、析出个数分别为约30nm、约100个/10μm²。通过该析出处理，将A-38～40与同样成分的发明例A-1～3进行比较可知，在A-1与A-38、A-2与A-39、A-3与A-40中，进行析出处理的一方拉伸强度较高。因此，通过添加Cu作为任意添加元素，并进行金属颗粒的析出处理，得到特别是能够使拉伸强度为高强度的效果。

A-1和41～49是成分几乎相同，改变制造条件的示例。其中，将汇总了A-1、41、44、47的SRA后的铁损测定结果的图表示于图1。通过增加{100}强度、或减小去应力退火前的晶粒并在去应力退火后使其粗大，从而具有降低铁损的效果，但将该二者组合时，可知通过协同(synergy)效应能够更大幅地降低去应力退火后的铁损。此外，对于去应力退火后的铁损，将Si为2.0～2.3％时的铁损为9.5W/kg以下，将Si为2.4～3.1％时的铁损为9.0W/kg以下，将Si为3.8～4.0％时的铁损为8.5W/kg以下设为合格水平。对于铁损比这些高的示例，即使不使用本发明也会达到，因此为不合格。

认为{100}强度增加时铁损降低的理由是：由于bcc铁的易磁化方向在面内对齐，向系统外的漏磁通变少，因磁壁移动导致的损失变少。另外，即使在使去应力退火后的平均结晶粒径同样为约100μm的情况下，与在最终退火中成为该粒径时相比，在最终退火后使粒径变细并在去应力退火后成为100μm时铁损降低。认为其理由是：在最终退火时的冷却时导入的微小的应变，由于晶界的移动而被扫出(sweaping)。作为具有协同效应的理由，推定为通过去应力退火，{100}取向粒蚕食了其他的不利于磁特性的取向粒。

A-50表示未加入Mg等对MnS进行清除的元素时的特性。即使进行去应力退火，结晶粒径也不充分地生长，结果铁损变差。

A-41、42、43表示{100}强度小于2.4，粒径超过30μm的比较例。另外，A-44、45、46、58表示{100}强度为2.4以上，但粒径超过30μm的比较例。根据这些比较例可知，如果粒径超过30μm，则不能得到充分的拉伸强度。

A-51～56表示Q小于2.0的比较例。在这些比较例中，由于钢板不是α-Fe单相，因此在热轧板退火时不能使结晶粒径粗大，最终退火后的{100}强度低于2.4。

[表1]

[表2]

(实施例2)

准备具有以下表3所示的化学组分的30mm的板坯和250mm厚的板坯。接着，对上述板坯实施热轧，制作2.0mm厚的热轧板。此时的板坯再加热温度为1200℃、终轧温度为850℃、卷取温度为650℃。之后，通过酸洗除去表层氧化皮。之后，冷轧至0.25mm。最终退火在750℃下进行1分钟退火。B-38～40中，作为Cu的析出处理，在最终退火后在600℃下进行1分钟退火。

通过与实施例1同样的方法测定所得到的无方向性电磁钢板的{100}织构、平均结晶粒径、拉伸强度、Cu析出物的个数、以及铁损W10/400和磁通密度B50。之后的拉伸试验、去应力退火也与实施例1同样。将它们的结果示于表4。

由30mm厚的板坯制作的材料在最终退火后{100}强度大于2.4(B-1～B-40、B-44～46、B-50、B-57～58)。由250mm厚的板坯制作的材料的最终退火后的{100}强度低于2.4(B-41～43、B47～49)。B-51～56的板坯为30mm厚，但由于Q小于2.0，因此在最终退火后{100}强度低于2.4。关于结晶粒径，在750℃下进行最终退火的材料为约20μm程度(B-1～40、B-47～57)，在1050℃下为约100μm(B-41～46)。

B-1～30变更了各种添加元素。无论添加何种添加元素，均得到在去应力退火后铁损大幅降低的效果。B-31～40是添加了任意添加元素的示例。即使添加任意添加元素，去应力退火时铁损大幅降低的效果都不变。B-37～40添加Cu作为任意添加元素。其中，B-38～40是进行了金属颗粒的析出处理的发明例。B-38～40中的金属Cu颗粒的平均直径、析出个数分别为约30nm、约100个/10μm²。通过该析出处理，将B-38～40与同样成分的发明例B-1～3进行比较可知，在B-1与B-38、B-2与B-39、B-3与B-40中，进行析出处理的一方拉伸强度较高。因此，通过添加Cu作为任意添加元素，并进行金属颗粒的析出处理，得到特别是能够使拉伸强度为高强度的效果。

B-1和41～49是成分几乎相同，改变制造条件的示例。通过增加{100}强度、或减小去应力退火前的晶粒并在去应力退火后使其粗大，从而具有降低铁损的效果，但将该二者组合时，可知通过协同效应能够更大幅地降低去应力退火后的铁损。此外，对于去应力退火后的铁损，将Si为2.0～2.3％时的铁损为9.5W/kg以下、Si为2.4～3.1％时的铁损为9.0W/kg以下、Si为3.8～4.0％时的铁损为8.5W/kg以下设为合格水平。对于铁损比这些高的示例，即使不使用本发明也会达到，因此不合格。

B-50表示未加入Mg等对MnS进行清除的元素时的特性。即使进行去应力退火，结晶粒径也不充分地生长，结果铁损变差。

B-41、42、43表示{100}强度小于2.4，粒径超过30μm的比较例。另外，B-44、45、46、58表示{100}强度为2.4以上，但粒径超过30μm的比较例。根据这些比较例可知，如果粒径超过30μm，则不能得到充分的拉伸强度。

B-51～56表示Q小于2.0的比较例。在这些比较例中，由于钢板不是α-Fe单相，因此在薄板坯中形成的组织因板坯再加热时的相变而失去，最终退火后的{100}强度低于2.4。

[表3]

[表4]

(实施例3)

准备具有以下表5所示的化学组分的250mm厚的板坯。

接着，对上述板坯实施热轧，制作2.0mm厚的热轧板。此时的板坯再加热温度为1200℃、终轧温度为850℃、卷取温度为650℃。进而，热轧时为了提高与辊的润滑性，作为润滑剂在热轧辊冷却水中混入10％的油脂，使精热轧辊与钢板的平均摩擦系数为0.25以下。另外，也存在不混入油脂而进行热轧的材料。之后，通过酸洗除去表层氧化皮。之后，冷轧至0.25mm，最终退火在750℃下进行1分钟退火。C-38～40中，作为Cu的析出处理，在最终退火后在600℃下进行1分钟退火。

通过与实施例1同样的方法测定所得到的无方向性电磁钢板的{100}织构、平均结晶粒径、拉伸强度、Cu析出物的个数、以及铁损W10/400和磁通密度B50。之后的拉伸试验、去应力退火也与实施例1同样。将它们的结果示于表6。

在热轧时混入有油脂的材料在最终退火后{100}强度大于2.4(C-1～40、C44～46、C50、C-57～58)。在热轧时未混入油脂的材料的最终退火后的{100}强度低于2.4(C-41～43、C47～49)。C-51～56是在热轧时混入有油脂的材料，但由于Q小于2.0，因此在最终退火后{100}强度低于2.4。关于结晶粒径，在750℃下进行最终退火的材料为约20μm程度(C-1～40、C-47～57)，在1050℃下为约100μm(C-41～46)。

C-1～30变更了各种添加元素。无论添加何种添加元素，均得到在去应力退火后铁损大幅降低的效果。C-31～40是添加了任意添加元素的示例。即使添加任意添加元素，去应力退火时铁损大幅降低的效果都不变。C-37～40添加Cu作为任意添加元素。其中，C-38～40是进行了金属颗粒的析出处理的发明例。C-38～40中的金属Cu颗粒的平均直径、析出个数分别为约30nm、约100个/10μm²。通过该析出处理，将C-38～40与同样成分的发明例C-1～3进行比较可知，在C-1与C-38、C-2与C-39、C-3与C-40中，进行析出处理的一方拉伸强度较高。因此，通过添加Cu作为任意添加元素，并进行金属颗粒的析出处理，得到特别是能够使拉伸强度为高强度的效果。

C-1和41～49是成分几乎相同，改变制造条件的示例。通过增加{100}强度、或减小去应力退火前的晶粒并在去应力退火后使其粗大，从而具有降低铁损的效果，但将该二者组合时，可知通过协同效应能够更大幅地降低去应力退火后的铁损。此外，对于去应力退火后的铁损，将Si为2.0～2.3％时的铁损为9.5W/kg以下、Si为2.4～3.1％时的铁损为9.0W/kg以下、Si为3.8～4.0％时的铁损为8.5W/kg以下设为合格水平。对于铁损比这些高的示例，即使不使用本发明也会达到，因此不合格。

C-50表示未加入Mg等对MnS进行清除的元素时的特性。即使进行去应力退火，结晶粒径也不充分地生长，结果铁损变差。

C-41、42、43表示{100}强度小于2.4，粒径超过30μm的比较例。另外，C-44、45、46、58表示{100}强度为2.4以上，但粒径超过30μm的比较例。根据这些比较例可知，如果粒径超过30μm，则不能得到充分的拉伸强度。

C-51～56表示Q小于2.0的比较例。在这些比较例中，由于钢板不是α-Fe单相，在润滑轧制时成为γ相、在之后的相变中润滑轧制的效果消失，因此最终退火后的{100}强度低于2.4。

[表5]

[表6]

(实施例4)

铸造具有以下表7所示的化学组分的1.3mm厚的薄带。另外，在所述的薄带铸造之外，还使用对以板坯厚250mm铸造的板坯进行热轧，在板坯再加热温度为1200℃、终轧温度为850℃、卷取温度为650℃下热轧至2.0mm的钢板。之后，通过酸洗除去这些钢板的表层氧化皮。之后，冷轧至0.25mm。最终退火在750℃下进行1分钟退火。D-38～40中作为Cu的析出处理，在最终退火后在600℃下进行1分钟退火。

通过与实施例1同样的方法测定所得到的无方向性电磁钢板的{100}织构、平均结晶粒径、拉伸强度、Cu析出物的个数、以及铁损W10/400和磁通密度B50。之后的拉伸试验、去应力退火也与实施例1同样。将它们的结果示于表8。

薄带铸造的材料在最终退火后{100}强度大于2.4(D-1～40、D-44～46、D-50、D-57～58)。板坯铸造的材料的最终退火后的{100}强度低于2.4(D-41～43、D47～49)。D-51～56中进行薄带铸造，但由于Q小于2.0，因此在最终退火后{100}强度低于2.4。关于结晶粒径，在750℃下进行最终退火的材料为约20μm程度(D-1～40、D-47～57)，在1050℃下为约100μm(D-41～48)。

D-1～30变更了各种添加元素。无论添加何种添加元素，均得到在去应力退火后铁损大幅降低的效果。D-31～40是添加了任意添加元素的示例。即使添加任意添加元素，去应力退火时铁损大幅降低的效果都不变。D-37～40添加Cu作为任意添加元素。其中，D-38～40是进行了金属颗粒的析出处理的发明例。D-38～40中的金属Cu颗粒的平均直径、析出个数分别为约30nm、约100个/10μm²。通过该析出处理，将D-38～40与同样成分的发明例D-1～3进行比较可知，在D-1与D-38、D-2与D-39、D-3与D-40中，进行析出处理的一方拉伸强度较高。因此，通过添加Cu作为任意添加元素，并进行金属颗粒的析出处理，得到特别是能够使拉伸强度为高强度的效果。

D-1和41～49是成分几乎相同，改变制造条件的示例。通过增加{100}强度、或减小去应力退火前的晶粒并在去应力退火后使其粗大，从而具有降低铁损的效果，但将该二者组合时，可知通过协同效应能够更大幅地降低去应力退火后的铁损。此外，对于去应力退火后的铁损，将Si为2.0～2.3％时的铁损为9.5W/kg以下、Si为2.4～3.1％时的铁损为9.0W/kg以下、Si为3.8～4.0％时的铁损为8.5W/kg以下设为合格水平。对于铁损比这些高的示例，即使不使用本发明也会达到，因此不合格。

D-50表示未加入Mg等对MnS进行清除的元素时的特性。即使进行去应力退火，结晶粒径也不充分地生长，结果铁损变差。

D-41、42、43表示{100}强度小于2.4，粒径超过30μm的比较例。另外，D-44、45、46、58表示{100}强度为2.4以上，但粒径超过30μm的比较例。根据这些比较例可知，如果粒径超过30μm，则不能得到充分的拉伸强度。

D-51～56表示Q小于2.0的比较例。在这些比较例中，由于钢板不是α-Fe单相，因此通过薄带铸造厚的相变，薄带内的组织发生变化，最终退火后的{100}强度低于2.4。

[表7]

[表8]

Claims (4)

1.一种无方向性电磁钢板，其中，

具有如下化学组分：含有0.0030质量％以下的C、2.0质量％以上且4.0质量％以下的Si、0.010质量％以上且3.0％质量以下的Al、0.10质量％以上且2.4质量％以下的Mn、0.0050质量％以上且0.20质量％以下的P、0.0030质量％以下的S、总计为0.00050质量％以上的从由Mg、Ca、Sr、Ba、Ce、La、Nd、Pr、Zn及Cd构成的组中选择的1种以上的元素，剩余部分由Fe及不可避免的杂质构成；

在将Si的质量％设为[Si]、Al的质量％设为[Al]、以及Mn的质量％设为[Mn]的情况下，以下式(1)所示的参数Q为2.0以上，

{100}取向的对随机强度比为2.4以上，

平均结晶粒径为30μm以下，

Q＝[Si]+2[Al]-[Mn] (1)。

2.如权利要求1所述的无方向性电磁钢板，其中，

含有从由0.02质量％以上且0.40质量％以下的Sn、0.02质量％以上且2.00质量％以下的Cr、以及0.10质量％以上且2.00质量％以下的Cu构成的组中选择的至少1种组分。

3.如权利要求1或2所述的无方向性电磁钢板，其中，

含有直径100nm以下的金属Cu颗粒为5个/10μm²以上。

4.如权利要求1至3的任意一项所述的无方向性电磁钢板，其中，

拉伸强度为600MPa以上。

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