TWI717201B

TWI717201B - 無方向性電磁鋼板及其製造方法

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Publication number: TWI717201B
Application number: TW109102580A
Authority: TW
Inventors: 大久保智幸; 田中孝明; 財前善彰; 尾田善彦
Original assignee: 日商杰富意鋼鐵股份有限公司
Priority date: 2019-01-24
Filing date: 2020-01-22
Publication date: 2021-01-21
Also published as: EP3916113A4; KR102477535B1; CA3127170A1; CN113366124B; MX2021008802A; CN113366124A; TW202028480A; EP3916113A1; JPWO2020153387A1; US20220064751A1; RU2771133C1; WO2020153387A1; JP6767687B1; KR20210099111A; CA3127170C

Abstract

對以質量%計含有C：0.0050%以下、Si：3.2%～5.0%、Mn：2.0%以下、P：0.02%以下、S：0.0050%以下、Al：0.5%～2.0%、N：0.0050%以下，且Si+Al≧4.0%的板坯進行熱軋、熱軋板退火、冷軋而製成最終板厚冷軋板，並實施最終退火來製造無方向性電磁鋼板時，藉由使熱軋的精軋最終道次的壓下率為10%以上、卷的捲繞溫度為620℃以下、最終退火的均熱溫度為600℃～800℃，而再結晶率以面積率計不足100%，當將由板厚中心層所得的ODF的ϕ₂ =45度剖面中的Φ=0度、ϕ₁ =0度的強度設為C，將Φ=20度、ϕ₁ =0度的強度設為D時，藉由使強度C為2.0以上、強度差C-D為2.0以下，而獲得強度高且鐵損低的無方向性電磁鋼板。

Description

無方向性電磁鋼板及其製造方法

本發明是有關於一種無方向性電磁鋼板及其製造方法，具體而言是有關於一種強度高且鐵損低的無方向性電磁鋼板及其製造方法。

近年來，藉由電動機的驅動系統的發展，驅動電源的頻率控制成為可能，可變速運轉或以商用頻率以上高速旋轉的電動機增加。電動機芯包括固定在電動機殼體內的定子芯(stator core)及高速旋轉的轉子芯(rotor core)，在旋轉的轉子芯中產生離心力。該離心力的大小與旋轉半徑成比例，與旋轉速度的平方成比例。因此，對於作為中型、大型且高速旋轉的轉子芯的原材料的鋼板，要求為高強度。

另外，電動汽車或混合動力汽車等的驅動電動機等中所使用的內置式永久磁鐵電動機(interior permanent magnet motor，IPM電動機)，於轉子外周部設置狹縫，於該狹縫中埋設有磁鐵。應力集中於支撐磁鐵的狹窄的橋接(bridge)部。因此，即便為較小型的電動機，對於作為轉子芯的原材料的鋼板亦要求為高強度。

進而，高速旋轉的電動機中會因高頻磁通而產生渦電流，降低電動機效率並且產生發熱。若轉子的發熱量增大，則會成為磁鐵去磁(demagnetization)的原因，因此對於轉子芯的原材料要求即便在高頻域亦為低鐵損。因此，對於轉子芯所使用的材料，要求為高強度與低鐵損的平衡優異的鋼板。

作為達成高強度化的方法，例如有於鐵中大量添加矽(Si)或鋁(Al)等固溶強化元素而高合金鋼化、高強度化的方法。該方法可同時達成低鐵損化及高強度化，因此可較佳地使用。再者，作為基於高合金鋼化的其他高強度化方法，亦有利用析出強化的方法，但該方法中，存在析出的第二相粒子明顯阻礙最終退火或應力消除退火時的晶粒成長的問題。另外，除了高合金鋼化以外，作為實現高強度化的方法，多採用基於晶粒微細化的高強度化技術。該技術利用高強度化的材料來製作電動機芯，僅對定子芯實施應力消除退火來使晶粒生長，由此而具有可使定子芯為低鐵損，使轉子芯為高強度的優點。

於此種狀況下，關於無方向性電磁鋼板的高強度化，提出有其他技術。例如，於專利文獻1及專利文獻2中提出有藉由有效利用未再結晶組織來實現高強度化的技術。另外，於專利文獻3中提出有控制未再結晶組織的形態，抑制拉伸強度及疲勞強度的偏差的技術。

[現有技術文獻]

[專利文獻]

專利文獻1：日本專利特開2006-169611號公報

專利文獻2：日本專利特開2005-113185號公報

專利文獻3：日本專利特開2010-090474號公報

然而，發明者等人使用高合金鋼作為原材料，應用專利文獻1及專利文獻2中揭示的技術來製造無方向性電磁鋼板，結果可知存在疲勞強度的偏差大的問題。另外，專利文獻3所揭示的技術中，雖然可抑制拉伸強度及疲勞強度的偏差，但由於將Al、Mn的含量限制為較低的量，因此存在比電阻變低、高頻鐵損變高的問題。

本發明是鑒於現有技術存在的所述問題點而完成，其目的在於提供一種原材料中使用Si、Al的含量高的高合金鋼的強度高(拉伸強度高、疲勞強度高)且鐵損低的無方向性電磁鋼板，並且提出其有利的製造方法。

為解決所述課題，發明等人著眼於藉由使用高合金鋼的原材料而實現的高強度化、與藉由使用未再結晶組織而實現的高強度化的組合技術，反覆進行努力研究。結果發現，為了利用所述組合技術穩定地製造強度高(拉伸強度高、疲勞強度高)且鐵損低的無方向性電磁鋼板，有效的是優化製品板的織構，從而開發出本發明。

基於所述見解的本發明提供一種無方向性電磁鋼板，其特徵在於具有如下的成分組成，即，含有碳(C)：0.0050質量%以下、矽(Si)：3.2質量%~5.0質量%、錳(Mn)：2.0質量%以下、磷(P)：0.02質量%以下、硫(S)：0.0050質量%以下、鋁(Al)：0.5質量%~2.0質量%、氮(N)：0.0050質量%以下、鈦(Ti)：0.0030質量%以下、鈮(Nb)：0.0010質量%以下、釩(V)：0.0050質量%以下及氧(O)：0.0050質量%以下，且矽+鋁≧4.0質量%，剩餘部分包含鐵(Fe)及不可避免的雜質，再結晶率以面積率計不足100%，且當將由板厚中心層所得的ODF的Φ₂=45度剖面中的Φ=0度、Φ₁=0度的強度設為C，將Φ=20度、Φ₁=0度的強度設為D時，強度C為2.0以上，強度差C-D為2.0以下。

本發明的無方向性電磁鋼板的特徵在於，除了所述成分組成以外，更含有分別為0.005質量%~0.20質量%的選自錫(Sn)及銻(Sb)中的一種或兩種。

另外，本發明的無方向性電磁鋼板的特徵在於，除了所述成分組成以外，更含有分別為0.0005質量%~0.010質量%的選自鈣(Ca)、鎂(Mg)及稀土金屬(Rare Earth Metal，REM)中的一種或兩種以上。

另外，本發明的無方向性電磁鋼板的特徵在於，除了所述成分組成以外，更含有選自鉻(Cr)：0.01質量%~5質量%、銅(Cu)：0.01質量%~5質量%、鎳(Ni)：0.01質量%~5質量%、鉬(Mo)：0.0005質量%~0.1質量%、鎢(W)：0.001質量% ~0.1質量%、鈷(Co)：0.01質量%~5質量%、砷(As)：0.001質量%~0.05質量%及硼(B)：0.0001質量%~0.005質量%中的至少一種。

另外，本發明提出一種無方向性電磁鋼板的製造方法，其中對具有如以上任一項所述的成分組成的鋼坯進行熱軋、熱軋板退火，藉由一次的冷軋或隔著中間退火的兩次以上的冷軋而製成最終板厚的冷軋板，並實施最終退火，所述無方向性電磁鋼板的製造方法的特徵在於：將所述熱軋的精軋最終道次的壓下率設為10%以上，將所述熱軋後的卷(coil)的捲繞溫度設為620℃以下，將所述最終退火的均熱溫度設為600℃~800℃，藉此，再結晶率以面積率計不足100%，且當將由板厚中心層所得的ODF的Φ₂=45度剖面中的Φ=0度、Φ₁=0度的強度設為C，將Φ=20度、Φ₁=0度的強度設為D時，強度C為2.0以上，強度差C-D為2.0以下。

本發明的無方向性電磁鋼板的製造方法的特徵在於，將所述冷軋的最終冷軋中的第一道次出口側的鋼板溫度設為80℃以上。

另外，本發明的無方向性電磁鋼板的製造方法的特徵在於，將所述冷軋的最終冷軋中的第一道次的壓下率設為30%以上。

根據本發明，可穩定地提供強度高(拉伸強度高、疲勞強度高)且鐵損低的無方向性電磁鋼板，因此可較佳地用作高速旋轉的電動機、或者電動汽車或混合動力汽車等的驅動電動機等的電動機芯的原材料。

圖1是表示將由製品板的板厚中心層所得的ODF的Φ₂=45度剖面中的Φ=0度、Φ₁=0度的強度設為C，將Φ=20度、Φ₁=0度的強度設為D時，C-D對疲勞強度造成的影響的曲線圖。

圖2是表示將由製品板的板厚中心層所得的ODF的Φ₂=45度剖面中的Φ=0度、Φ₁=0度的強度設為C，將Φ=20度、Φ₁=0度的強度設為D時，熱軋中的精軋最終道次的壓下率與卷捲繞溫度對C-D造成的影響的曲線圖。

圖3是說明疲勞試驗中使用的試驗片的圖。

首先，對成為開發本發明的契機的實驗進行說明。

將含有C：0.0019質量%、Si：3.52質量%、Mn：0.41質量%、P：0.01質量%、S：0.0018質量%、Al：0.91質量%、N：0.0017質量%、Ti：0.0008質量%、Nb：0.0001質量%、V：0.0012質量%及O：0.0025質量%，且剩餘部分包含Fe及不可避免的雜質的成分組成的鋼，藉由常法的精煉製程熔煉，藉由連續鑄造法製成鋼原材料(板坯)，然後將所述板坯於氣體爐中於1100℃的溫度下加熱30分鐘，進行包含粗軋及精軋的熱軋，製成板厚1.8mm的熱軋板，捲繞為卷。此時，將板片(sheet bar)厚度設為40mm，將精軋的入口側溫度FET設為980℃，將出口側溫度FDT(軋製結束溫度)設為820℃，使精軋中的道次規程(pass schedule)及捲繞溫度CT發生各種變化。

繼而，自所述熱軋板選取試驗片，於實驗室中實施模仿980℃×30秒的熱軋板退火的熱處理後，進行酸洗，冷軋成最終板厚0.30mm的冷軋板，實施740℃×20秒的最終退火，獲得再結晶率以面積率計為70%的最終退火板。

自如此而得的最終退火板中選取試驗片，供於下述的拉伸試驗及疲勞試驗。

所述拉伸試驗是自所述試驗片中選取以拉伸方向為軋製方向的日本工業標準(Japanese Industrial Standards，JIS)5號拉伸試驗片，依據JIS Z2241測定拉伸強度TS。另外，疲勞試驗選取以拉伸方向為軋製方向的圖3所示的形狀及尺寸的疲勞試驗片，於拉伸-拉伸、應力比0.1、頻率20Hz的條件下測定反覆數為10⁷次的疲勞強度。結果可知，拉伸強度TS穩定在620MPa左右，但疲勞強度根據實驗條件的不同而產生大的變動。再者，所述疲勞強度是指對試驗片賦予的振幅應力的最大應力。

因此，為了調查所述疲勞強度的偏差的原因，進行了各種調查，結果表明：鋼板的織構對疲勞強度產生大的影響，具體而言，疲勞強度低的材料於{100}<011>方位、即以歐拉角(Euler angle)計(Φ，Φ₁，Φ₂)=(0°，0°，45°)附近的強度高，與此相對，疲勞強度高的材料於{100}<011>方位低，相應地，於{114}<011>方位、即以歐拉角計(Φ，Φ₁，Φ₂)=(20°，0°，45°)附近的強度變高。

圖1是表示於自板厚中心層所獲得的ODF(結晶方位分佈函數：Crystalline Orientation Distribution Function)的Φ₂=45度剖面中，將Φ=0度、Φ₁=0度的強度設為C，將Φ=20度、Φ₁=0度的強度設為D時，C-D與疲勞強度的關係的圖。由該圖可知，C-D為2.0以下，疲勞強度急劇提高，C-D為1.5以下，基本飽和。因此可知，為了提高疲勞強度，C-D需要為2.0以下，更佳為1.5以下。

該機制尚不十分明確，但發明者等人認為如下。於Φ₂=45度剖面中，Φ₁=0度、Φ=0度~50度附近的方位群組對應於所謂的α-纖維(α-fiber)。α-纖維以難以再結晶而為人所知，最終退火板的未再結晶組織主要屬於α-纖維。即，於相同的再結晶率下，C-D的值小，與最終退火板的未再結晶組織的方位分散大、{100}<011>方位少對應，推測其有助於疲勞強度的提高。即，認為方位分散大的未再結晶組織難以產生沿著某特定的結晶面的變形，可穩定地獲得高的疲勞強度。

另外，{100}<011>方位亦作為軋製穩定方位而為人所知，具有冷軋中方位難以變化的特徵。因此認為，為了增大α-纖維內的方位分散，有效的是於熱軋板(冷軋前)的階段，降低向作為主方位的{100}<011>方位的積聚度，促進之後的冷軋中的結晶旋轉。

因此，發明者等人對降低熱軋板的向{100}<011>方位的積聚度、即減小C-D的值的熱軋條件進行各種實驗來進行調查。結果，如圖2所示，可知有效的是提高熱軋的精軋中的最終道次的壓下率，且使熱軋後的捲繞溫度低溫化，具體而言，將最終道次的壓下率設為10%以上，且將捲繞溫度設為620℃以下。認為於該條件下，熱軋板的位錯密度(dislocation density)及蓄積能量變高，因此於所有方位促進熱軋板退火中的再結晶，織構隨機化，結果，促進熱軋退火板的方位分散。

再者，如上所述，ODF的Φ₂=45度剖面中的Φ=0度、Φ₁=0度的強度C與未再結晶組織有關，再結晶越進行越變小。因此，使未再結晶組織殘存，即，以面積率計將再結晶率設為不足100%的本發明的鋼板中，C的值需要為2.0以上。較佳為3.0以上。

本發明是基於所述新穎的見解而開發者。

此處，所述(Φ，Φ₁，Φ₂)=(0°，0°，45°)方位的強度C及(Φ，Φ₁，Φ₂)=(20°，0°，45°)方位的強度D可藉由以下方式而獲得：使用選自將鋼板磨削至板厚1/2並對板厚中心層進行X射線繞射而獲得的{110}或{200}、{211}、{310}極點圖等中的多個極點圖(較佳為三個以上)，藉由級數展開法或表觀擴散係數(apparent diffusion coefficient，ADC)法來計算ODF。再者，C及D的測定方法並不限於所述方法，亦可使用其他公知的方法，例如基於電子反向散射圖樣(Electron Backscatter Pattern，EBSP) 的織構測定。

其次，對本發明中使用的鋼原材料的成分組成的限定理由進行說明。

C：0.0050質量%以下

C是形成碳化物而使製品板的鐵損劣化的元素，若超過0.0050質量%，則所述不良影響變得顯著。因此，就抑制製品板的磁時效的觀點而言，將C限制為0.0050質量%以下。較佳為0.0030質量%以下。

Si：3.2質量%~5.0質量%

Si具有提高鋼的比電阻、降低鐵損的效果。另外，亦具有藉由固溶強化而使鋼高強度化的效果。Si越高所述效果越顯著，因此本發明中含有3.2質量%以上的Si。但是，若Si超過5.0質量%，則變得難以軋製，因此Si量的上限設為5.0質量%。較佳為3.5質量%~4.5質量%的範圍。

Mn：2.0質量%以下

Mn與Si同樣具有提高鋼的比電阻、降低鐵損的效果，較佳為含有0.1質量%以上。但是，若超過2.0質量%，則由於碳氮化物的析出反而使鐵損惡化，因此將Mn限制為2.0質量%以下。因此，較佳為0.1質量%~2.0質量%，更佳為0.3質量%~1.0質量%的範圍。

P：0.02質量%以下

P是固溶強化能力高，因此用於鋼的硬度調整的元素。但是，如本發明般的高合金鋼中，若P超過0.02質量%，則鋼脆化而難以軋製，因此P的上限設為0.02質量%。較佳為0.01質量%以下。

S：0.0050質量%以下

S是形成微細的硫化物而阻礙晶粒成長，增加鐵損的有害元素。特別是若超過0.0050質量%，則所述不良影響變得顯著，因此將上限設為0.0050質量%。較佳為0.0030質量%以下。

Al：0.5質量%~2.0質量%

Al與Si同樣具有提高鋼的比電阻、降低鐵損的效果。另外，亦具有藉由固溶強化而使鋼高強度化的效果。但是，若不足0.5質量%，則所述效果小，另一方面，若超過2.0質量%，則軋製變得困難，因此Al的範圍設為0.5質量%~2.0質量%的範圍。較佳為0.7質量%~1.3質量%的範圍。

N：0.0050質量%以下

N是增加微細氮化物，阻礙晶粒成長，增加鐵損的有害元素。特別是若N超過0.0050質量%，則所述不良影響變得顯著，因此上限設為0.0050質量%。較佳為0.0030質量%以下。

Ti：0.0030質量%以下

Ti是作為微細的碳氮化物析出，阻礙晶粒成長，增加鐵損的有害元素。特別是若超過0.0030質量%，則所述不良影響變得顯著，因此將上限設為0.0030質量%。較佳為0.0020質量%以下。

Nb：0.0010質量%以下

Nb與Ti同樣是作為微細的碳氮化物析出，阻礙晶粒成長，增加鐵損的有害元素。特別是若超過0.0010質量%，則所述不良影響變得顯著，因此將上限設為0.0010質量%。較佳為0.0005質量%以下。

V：0.0050質量%以下

V亦與Ti同樣是作為微細的碳氮化物析出，阻礙晶粒成長，增加鐵損的有害元素。特別是若超過0.0050質量%，則所述不良影響變得顯著，因此將上限設為0.0050質量%。較佳為0.0030質量%。

O：0.0050質量%以下

O是形成氧化物系夾雜物，阻礙晶粒成長，增加鐵損的有害元素。特別是若超過0.0050質量%，則所述不良影響變得顯著，因此將上限設為0.0050質量%。較佳為0.0030質量%以下。

Si+Al：4.0質量%以上

除了滿足所述成分組成以外，本發明的無方向性電磁鋼板需要更含有Si與Al的合計滿足4.0質量%以上。其原因在於，若Si與Al的合計不足4.0質量%，則難以穩定地確保高強度及高疲勞強度。Si與Al的合計較佳為4.4質量%以上。但是，若Si與Al的合計超過6.0質量%，則鋼硬質化，軋製變難，故上限較佳為控制在6.0質量%左右。

除了所述成分以外，本發明中使用的鋼原材料可適當地更含有以下成分。

Sn及Sb：分別為0.005質量%~0.20質量%

Sn及Sb具有改善再結晶織構、降低鐵損的效果。為了獲得所述效果，需要分別添加0.005質量%以上。另一方面，即便分別添加超過0.20質量%，所述效果亦飽和。因此，Sn及Sb較佳為分別以0.005質量%~0.20質量%的範圍添加。更佳為分別為0.01質量%~0.10質量%的範圍。

Ca、Mg及REM：分別為0.0005質量%~0.010質量%

Ca、Mg及REM形成穩定的硫化物，因此具有減少微細硫化物、改善晶粒成長性、改善鐵損的效果。為了獲得所述效果，需要分別添加0.0005質量%以上。另一方面，若分別添加超過0.010質量%，則鐵損反而會劣化。因此，Ca、Mg及REM較佳為分別以0.0005質量%~0.010質量%的範圍添加。更佳為分別為0.001質量%~0.005質量%的範圍。

另外，除了所述成分以外，本發明中使用的鋼原材料可適當地更含有以下成分。但是，該些成分的原料成本比較昂貴，因此理想為將添加量抑制為必要最小限度。

Cr：0.01質量%~5質量%

Cr與Si同樣具有提高鋼的比電阻、降低鐵損的效果。但是，與Si、Al相比固溶強化能力小，因此較佳為於欲不使軋製性劣化而降低鐵損的情況下添加。但是，若添加量不足0.01質量%則無法充分獲得所述效果，另一方面，若超過5質量%，則鐵損改善效果飽和。因此，Cr較佳為以0.01質量%~5質量%的範圍添加。

Cu：0.01質量%~5質量%

Cu與Si同樣具有提高鋼的比電阻、降低鐵損的效果。但是與Si、Al相比固溶強化能力小，因此較佳為於欲不使軋製性劣化而降低鐵損的情況下添加。但是，若添加量不足0.01質量%則無法充分獲得所述效果，另一方面，若超過5質量%，則鐵損改善效果飽和。因此，Cu較佳為以0.01質量%~5質量%的範圍添加。

Ni：0.01質量%~5質量%

Ni是藉由固溶強化而使鋼高強度化的效果大的元素。但是，若添加量不足0.01質量%則無法充分獲得所述效果，另一方面，若超過5質量%則會導致原料成本的大幅上升。因此，Ni較佳為以0.01質量%~5質量%的範圍添加。

Mo：0.0005質量%~0.1質量%

Mo具有使碳化物粗大化、降低鐵損的效果。但是，若添加量不足0.0005質量%則無法充分獲得所述效果，另一方面，若超過0.1質量%，則鐵損改善效果飽和。因此，Mo較佳為以0.01質量%~5質量%的範圍添加。

W：0.001質量%~0.1質量%

W與Mo同樣具有使碳化物粗大化、降低鐵損的效果。但是，若添加量不足0.001質量%，則無法充分獲得所述效果，另一方面，若超過0.1質量%，則鐵損改善效果飽和。因此，W較佳為以0.01質量%~0.1質量%的範圍添加。

Co：0.01質量%~5質量%

Co是使Fe合金的磁矩增加的元素，具有提高磁通密度的效果及降低鐵損的效果。但是，若添加量不足0.01質量%則無法充分獲得所述效果，另一方面，若超過5質量%則會導致原料成本的大幅上升。因此，Co較佳為以0.01質量%~5質量%的範圍添加。

As：0.001質量%~0.05質量%

As是晶界偏析元素，具有藉由改善織構而降低鐵損的效果。所述效果藉由添加0.001質量%以上而獲得。但是，As亦是導致晶界脆化的元素，特別是若超過0.05質量%則所述弊病變得顯著。因此，As較佳為以0.001質量%~0.05質量%的範圍添加。

B：0.0001質量%~0.005質量%

B與As同樣是晶界偏析元素，具有藉由改善織構而降低鐵損的效果。但是，由於抑制晶界移動的效果高，故若過量添加反而會阻礙應力消除退火中的晶粒成長，亦會導致鐵損增加。若添加量不足0.0001質量%則無法充分獲得所述效果，另一方面，若超過0.005質量%，則晶界移動抑制的不良影響變大。因此，B較佳為以0.0001質量%~0.005質量%的範圍添加。

再者，本發明的無方向性電磁鋼板中，所述成分以外的剩餘部分為Fe及不可避免的雜質。

其次，對本發明的無方向性電磁鋼板的製造方法進行說明。

本發明的無方向性電磁鋼板可藉由對以上所述的適合本發明的成分組成的鋼原材料(板坯)進行熱軋、熱軋板退火，藉由一次的冷軋或隔著中間退火的兩次以上的冷軋而製成最終板厚的冷軋板，並實施最終退火的常法的製造步驟來製造。

此處，所述鋼原材料(板坯)較佳為藉由利用真空脫氣處理裝置等對轉爐或電爐等中所得的熔融鋼進行二次精煉而調整為規定的成分組成的常法的精煉製程，對具有適合本發明的成分組成的鋼進行熔煉後，藉由連續鑄造法或鑄塊-分塊軋製法等進行製造。

繼而，所述板坯於氣體爐等中再加熱至規定的溫度後，進行包含粗軋及精軋的熱軋而製成熱軋板。此處，為了抑制AlN或MnS等的再固溶，之後防止微細析出，對所述板坯進行再加熱的溫度較佳為設為1150℃以下。更佳為1000℃~1130℃的範圍。再者，於連續鑄造後立即進行熱軋的情況下，當可確保熱軋溫度時，亦可省略板坯再加熱步驟。另外，亦可使用連續鑄造機及軋製機一體化的薄板坯鑄造機(thin slab caster)，該情況下，亦可省略熱軋步驟。

板坯再加熱之後的熱軋是本發明中最重要的步驟，為了提高熱軋板的位錯密度、使後述的熱軋板退火後的織構隨機化、提高以上所述的C-D的值，需要將精軋的最終道次設為高壓下率，且使熱軋後的卷捲繞溫度低溫化，具體而言，將最終道次的壓下率設為10%以上，且將卷的捲繞溫度設為620℃以下。其原因在於，若最終道次的壓下率不足10%，或者卷的捲繞溫度超過620℃，則熱軋板中的位錯密度減少，熱軋板退火後的織構的隨機化不充分。再者，為了確實地獲得所述效果，較佳為最終道次的壓下率設為14%以上，捲繞溫度設為590℃以下。

繼而，所述熱軋板實施熱軋板退火，其條件較佳為以均熱700℃~1100℃×1秒~300秒的範圍進行。如上所述，藉由預先提高熱軋板的位錯密度，可在所有的方位促進熱軋板退火中的再結晶，結果可促進織構的隨機化。但是，若熱軋板退火的均熱溫度不足700℃，則所述熱軋板退火的效果不充分，另一方面，若均熱溫度超過1100℃，則粒徑變粗大，冷軋中的裂紋多發，因此欠佳。再者，熱軋板退火更佳為以800℃~1000℃×5秒~100秒的範圍進行。

繼而，所述熱軋板退火後的熱軋板藉由一次的冷軋或隔著中間退火的兩次以上的冷軋而製成最終板厚的冷軋板。

此處，所述冷軋於本發明中亦為重要的步驟，為了自作為初始方位的{100}<011>向其他方位促進結晶旋轉，增大未再結晶組織的方位分散，較佳為提高製成最終板厚的最終冷軋中的第一道次出口側的鋼板溫度來進行軋製，及/或，降低第一道次的壓下率來進行軋製，具體而言，將第一道次出口側的鋼板溫度設為80℃以上，及/或，將第一道次的壓下率設為30%以上來進行軋製。若第一道次出口側的鋼板溫度不足80℃，或者第一道次的壓下率不足30%，則自{100}<011>向其他方位的結晶旋轉變得不充分。即，其原因在於，鋼板溫度及壓下率越高，多個滑動系統越活動，因此容易產生向其他方位的結晶旋轉，可抑制向{100}<011>的積聚。較佳的第一道次出口側的鋼板溫度為100℃以上，另外，較佳的第一道次的壓下率為40%以上。再者，第一道次的出口側鋼板溫度可藉由提高軋製前的鋼板溫度、或者使冷卻劑的溫度高溫化、或者減少冷卻劑量來調整。

繼而，藉由所述冷軋而製成最終板厚的冷軋板實施最終退火。此處，最終退火於本發明中亦為重要的步驟，為了降低位錯密度來降低鐵損，且為確保強度而使未再結晶組織殘存，即，將再結晶率設為不足100%，重要的是最終退火的均熱溫度設為600℃~800℃的範圍。若均熱溫度不足600℃，則位錯密度變高，鐵損變得過高，另一方面，若超過800℃，則促進再結晶，難以使未再結晶組織穩定地殘存，難以確保高強度。較佳的均熱溫度為680℃~760℃的範圍。再者，最終退火後的鋼板的再結晶率的下限並無特別規定，但若再結晶率過低，則鐵損變高，因此較佳為設為30%~95%的範圍。所述再結晶率可藉由對與鋼板的軋製方向平行的剖面進行研磨、蝕刻，使微組織顯現，並比較再結晶晶粒所佔的面積率與未再結晶區域的面積率而容易地測定。

繼而，所述最終退火後的鋼板較佳為根據需要而覆蓋絕緣被膜。所述絕緣被膜可根據目的而使用公知的有機、無機、有機無機混合塗層。

再者，本發明中，藉由以高合金鋼為原材料，並使未再結晶組織殘存而達成高強度化，故不需要為了高強度化而進行明顯增加鐵損的表面平整軋製(skin pass rolling)。再者，表面平整軋製的有無能夠藉由利用光學顯微鏡的組織觀察或EBSP而判別。

如上所述般獲得的本發明的無方向性電磁鋼板由於具有鐵損低且強度高的優異特性，因此適合作為轉子芯的原材料，但於用於定子芯的情況下，鐵損高，因此有無法獲得優異的電動機效率之虞。因此，於該情況下，較佳為於進行衝壓加工、積層而製造出電動機芯後，僅對定子芯實施應力消除退火。實施了應力消除退火的定子芯由於進行再結晶及晶粒成長，鐵損降低，因此可大幅度提高電動機效率。該方法特別適用於轉子芯的鐵損比率低的PM電動機。

[實施例]

將具有表1所示的各種成分組成、剩餘部分包含Fe及不可避免的雜質的鋼藉由常法的精煉製程熔煉後，利用連續鑄造法製成板坯，利用氣體爐於1100℃的溫度下加熱30分鐘後，進行包含粗軋及精軋的熱軋，製成板厚1.8mm的熱軋板，對所述熱軋板實施930℃×30秒的熱軋板退火後，進行酸洗，冷軋至最終板厚0.3mm而製成冷軋板，並實施最終退火而製成製品板。再者，所述熱軋、冷軋及最終退火各自的條件匯總示於表2-1~表2-3中。

繼而，自如上所述般獲得的製品板中選取樣品，供於拉伸試驗及疲勞試驗。所述拉伸試驗中，自所述樣品中選取以拉伸方向為軋製方向的JIS5號拉伸試驗片，依據JIS Z2241而測定拉伸強度TS。另外，疲勞試驗中，自所述樣品中選取以拉伸方向為軋製方向的圖3所示的形狀及尺寸的疲勞試驗片，於拉伸-拉伸、應力比0.1、頻率20Hz的條件下測定反覆數為10⁷次的疲勞強度。

進而，自所述樣品中，自L方向(軋製方向)及C方向(與軋製方向垂直的方向)選取寬30mm×長280mm的試驗片，依據JIS C2550-1來測定鐵損W_10/400。進而，亦進行於N₂環境下實施800℃×2小時的應力消除退火(Stress Relief Annealing，SRA)後的鐵損W_10/400的測定。

[表1-2]

[表2-1]

[表2-2]

[表2-3]

將所述測定結果一併記載於表2-1~表2-3中。由該結果可知，使用具有適合本發明的成分組成的鋼原材料，於適合本發明的條件下製造的鋼板均獲得高的強度(拉伸強度及疲勞強度)及低鐵損。

Claims

一種無方向性電磁鋼板，其特徵在於具有如下的成分組成，即，含有碳：0.0050質量%以下、矽：3.2質量%~5.0質量%、錳：2.0質量%以下、磷：0.02質量%以下、硫：0.0050質量%以下、鋁：0.5質量%~2.0質量%、氮：0.0050質量%以下、鈦：0.0030質量%以下、鈮：0.0010質量%以下、釩：0.0050質量%以下及氧：0.0050質量%以下，且矽+鋁≧4.0質量%，剩餘部分包含鐵及不可避免的雜質，再結晶率以面積率計不足100%，且當將由板厚中心層所得的結晶方位分佈函數的Φ₂=45度剖面中的Φ=0度、Φ₁=0度的強度設為C，將Φ=20度、Φ₁=0度的強度設為D時，強度C為2.0以上，強度差C-D為2.0以下。
如請求項1所述的無方向性電磁鋼板，其中除了所述成分組成以外，更含有分別為0.005質量%~0.20質量%的選自錫及銻中的一種或兩種。
如請求項1或請求項2所述的無方向性電磁鋼板，其中除了所述成分組成以外，更含有分別為0.0005質量%~0.010質量%的選自鈣、鎂及稀土金屬中的一種或兩種以上。
如請求項1或請求項2所述的無方向性電磁鋼板，其中除了所述成分組成以外，更含有選自鉻：0.01質量%~5質量%、銅：0.01質量%~5質量%、鎳：0.01質量%~5質量%、鉬：0.0005質量%~0.1質量%、鎢：0.001質量%~0.1質量%、鈷：0.01 質量%~5質量%、砷：0.001質量%~0.05質量%及硼：0.0001質量%~0.005質量%中的至少一種。
如請求項3所述的無方向性電磁鋼板，其中除了所述成分組成以外，更含有選自鉻：0.01質量%~5質量%、銅：0.01質量%~5質量%、鎳：0.01質量%~5質量%、鉬：0.0005質量%~0.1質量%、鎢：0.001質量%~0.1質量%、鈷：0.01質量%~5質量%、砷：0.001質量%~0.05質量%及硼：0.0001質量%~0.005質量%中的至少一種。
一種無方向性電磁鋼板的製造方法，其中對具有如請求項1至請求項5中任一項所述的無方向性電磁鋼板的成分組成的鋼坯進行熱軋、熱軋板退火，藉由一次的冷軋或隔著中間退火的兩次以上的冷軋而製成最終板厚的冷軋板，並實施最終退火，所述無方向性電磁鋼板的製造方法的特徵在於：將所述熱軋的精軋最終道次的壓下率設為10%以上，將所述熱軋後的卷的捲繞溫度設為620℃以下，將所述最終退火的均熱溫度設為600℃~800℃，藉此，再結晶率以面積率計不足100%，且當將由板厚中心層所得的結晶方位分佈函數的Φ₂=45度剖面中的Φ=0度、Φ₁=0度的強度設為C，將Φ=20度、Φ₁=0度的強度設為D時，強度C為2.0以上，強度差C-D為2.0以下。
如請求項6所述的無方向性電磁鋼板的製造方法，其中將所述冷軋的最終冷軋中的第一道次出口側的鋼板溫度設為 80℃以上。
如請求項6或請求項7所述的無方向性電磁鋼板的製造方法，其中將所述冷軋的最終冷軋中的第一道次的壓下率設為30%以上。