BR112017021976B1

BR112017021976B1 - Chapa de aço magnético não orientado

Info

Publication number: BR112017021976B1
Application number: BR112017021976-0A
Authority: BR
Inventors: Masahiro Fujikura; Shinichi Matsui; Shinichi Kanao; Takeo ARAMAKI; Yoshiyuki Ushigami
Original assignee: Nippon Steel Corporation
Priority date: 2015-04-27
Filing date: 2016-04-21
Publication date: 2021-12-28
Also published as: KR20170133489A; EP3290539B1; PL3290539T3; TW201700750A; WO2016175121A1; BR112017021976A2; JP6500980B2; JPWO2016175121A1; CN107532260B; CN107532260A; KR102009587B1; TWI613299B; EP3290539A1; EP3290539A4; US20180119258A1

Abstract

chapa de aço magnético não orientado. a presente invenção refere-se a uma chapa de aço magnético não orientado de acordo com uma modalidade da presente invenção que tem um uma composição componente prescrita, e inclui grãos de ferrita que não contêm estruturas não recristalizadas tendo uma estrutura de 99,0 % de área ou mais. o diâmetro médio de grão de cristal dos grãos de ferrita é 30 a 180 µm. os grãos de ferrita contêm partículas metálicas de cu nos mesmos em uma densidade de 10.000 a 10.000.000 partículas/µm3. as partículas metálicas de cu dentro dos grãos de ferrita incluem: partículas de precipitação tendo uma estrutura de 9r, sendo que as ditas partículas de precipitação têm uma densidade de contagem de 2 a 100%, em relação à densidade de contagem das partículas metálicas de cu; e partículas de precipitação tendo uma estrutura de bcc, sendo que as ditas partículas de precipitação têm uma densidade de contagem de 0 a 98% em relação à densidade de contagem das partículas metálicas de cu. o diâmetro médio de grão das partículas metálicas de cu. o diâmetro médio de grão das partículas metálicas de cu dentro dos grãos de ferrita é 2,0 nm a 10,0 nm.

Description

[CAMPO TÉCNICO DA INVENÇÃO]

[0001] A presente invenção refere-se a uma chapa de aço magné tico não orientado que é usado como um material de núcleo de um motor de acionamento de um veículo elétrico ou similares ou um motor para vários equipamentos elétricos.

[0002] A prioridade é reivindicada sobre o Pedido de patente japo nês n° 2015-090617 depositado 27 de abril de 2015, cujo conteúdo está incorporado a título de referência no presente documento.

[TÉCNICA RELACIONADA]

[0003] Nos últimos anos, para o uso em um veículo ou similar, um motor que tem uma grande capacidade e gira em alta velocidade tem sido amplamente usado. Em um material para um rotor do motor, não só excelentes propriedades magnéticas como também uma resistência mecânica para suportar uma força centrífuga ou uma variação de tensão foram necessárias. Em particular, para responder à variação de tensão, uma alta resistência à fadiga é necessária, porém, em geral, a resistência à fadiga é aprimorada à medida que uma resistência à tração TS aumenta.

[0004] Por exemplo, como pode ser observado nos Documentos de Patente 1 a 4, como um método para obter a baixa perda de ferro e a alta resistência, um método para aumentar a resistência de uma chapa de aço precipitando-se finamente as partículas metálicas de Cu após a laminação a frio e a recristalização é sugerida. Mediante a precipitação fina de Cu para não influenciar o engrossamento de recrista- lização e o movimento de uma parede magnética, é possível obter tanto a baixa perda de ferro como a alta resistência.

[Documento de Técnica Anterior] [Documento de Patente]

[0005] [Documento de Patente 1] Pedido de Patente Não-exami- nado Japonês, Primeira Publicação n° 2004-084053

[0006] [Documento de Patente 2] PCT Publicação Internacional N° WO 2005/033349

[0007] [Documento de Patente 3] Pedido de Patente Não-exami- nado Japonês, Primeira Publicação n° 2004-183066

[0008] [Documento de Patente 4] PCT Publicação Internacional N° WO 2004/50934

[0009] [Documento de Não-Patente]

[0010] [Documento de Não Patente 1] P. J. Othen et al, Philosophical Magazine Letters, 64(1991)383

[REVELAÇÃO DA INVENÇÃO] [PROBLEMAS A SEREM RESOLVIDOS PELA INVENÇÃO]

[0011] Considerando o aprimoramento das propriedades de fadiga de uma chapa de aço magnético não orientada tendo baixa perda de ferro em que as partículas metálicas de Cu são precipitadas como um problema, um objetivo da presente invenção é fornecer uma chapa de aço magnético não orientada tendo baixa perda de ferro que resolva o problema e um método de fabricação da mesma.

[MEIOS PARA RESOLVER O PROBLEMA]

[0012] Os inventores investigaram minuciosamente um método para resolver o problema descrito acima. Como resultado, constatou- se que é possível obter uma alta resistência à tração e uma alta resistência à fadiga mantendo, ao mesmo tempo excelentes propriedades magnéticas quando uma condição de laminação a quente e uma condição de precipitação de Cu forem adequadamente combinadas.

[0013] A presente invenção baseia-se no conhecimento descrito acima, e a ideia principal da presente invenção é da seguinte forma.

[0014] (1) De acordo com um aspecto da presente invenção, é for necida uma chapa de aço magnético não-orientado que inclui, como uma composição, por % em massa: C: 0% a 0,0100%; Si: 1,00% ao 4,00%; Mn: 0,05% a 1,00%; Al: 0,10% a 3,00%; Cu: 0,50% a 2,00%; Ni: 0% a 3,00%; Ca: 0% a 0,0100%; REM: 0% a 0,0100%; Sn: 0% a 0,3%; Sb: 0% a 0,3%; S: 0% a 0,01%; P: 0% a 0,01%; N: 0% a 0,01%; O: 0% a 0,01%; Ti: 0% a 0,01%; Nb: 0% a 0,01%; V: 0% a 0,01%; Zr: 0% a 0,01%; Mg: 0% a 0,01%; e um restante de Fe e impurezas, em que uma estrutura contém 99,0% por área ou mais de grãos de ferrita que não têm uma estrutura não recristalizada, em que um tamanho médio de grão de cristal dos grãos de ferrita é 30 μm a 180 μm, em que os grãos de ferrita contêm partículas metálicas de Cu cuja densidade numérica é 10.000 a 10.000.000 número^m3 no interior dos mesmos, em que as partículas metálicas de Cu no interior dos grãos de ferrita contêm partículas de precipitação tendo uma estrutura de 9R cuja densidade numérica é 2% a 100% em relação à densidade numérica das partículas metálicas de Cu, e as partículas de precipitação tendo uma estrutura de bcc cuja densidade numérica é 0% a 98% em relação à densidade numérica das partículas metálicas de Cu, e em que um tamanho médio de grão das partículas metálicas de Cu no interior dos grãos de ferrita é 2,0 nm a 10,0 nm.

[0015] (2) A chapa de aço magnético não orientado de acordo com (1), pode incluir, como uma composição, em % em massa: um ou mais selecionados a partir de um grupo composto de Ni: 0,50% a 3,00%; Ca: 0,0005% a 0,0100%; e REM: 0,0005% a 0,0100%.

[EFEITOS DA INVENÇÃO]

[0016] De acordo com a presente invenção, é possível fabricar e fornecer uma chapa de aço magnético não orientado tendo baixa perda de ferro e excelentes propriedades de fadiga. A presente invenção pode contribuir para a obtenção de uma alta velocidade e alta eficiência de um motor.

[BREVE DESCRIÇÃO DOS DESENHOS]

[0017] A Figura 1-1 é uma vista que ilustra um aspecto de um cor- po de prova para um teste de fadiga.

[0018] A Figura 1-2 é uma vista que ilustra um aspecto do corpo de prova para o teste de fadiga.

[0019] A Figura 2 é uma vista que ilustra uma relação entre uma temperatura de tratamento de precipitação de Cu e uma resistência à tração TS.

[0020] A Figura 3 é uma vista que ilustra uma relação entre uma temperatura de tratamento de precipitação de Cu e uma resistência à fadiga FS.

[0021] A Figura 4 é uma vista que ilustra uma relação entre uma temperatura de tratamento de precipitação de Cu e perda de ferro W10/400.

[MODALIDADES DA INVENÇÃO]

[0022] Primeiramente, um experimento para obter o conhecimento que é uma base de uma chapa de aço e um método de fabricação da mesma de acordo com a modalidade, e o resultado do mesmo será descrito.

Experimento e Resultado do Mesmo

[0023] Com a fabricação de uma peça de aço tendo uma composi ção (unidade: % em massa) ilustrada na Tabela 1 por fusão, usando as condições 1 a 3 de uma temperatura inicial de laminação a quente de acabamento F0T, uma temperatura final de laminação a quente FT, uma temperatura de enrolamento CT após a laminação a quente que foram ilustradas na Tabela 2, uma chapa de aço laminada a quente tendo uma espessura de acabamento de 2,3 mm foi fabricada. As chapas de aço laminadas a quente foram decapadas sem recozimen- to, então, laminadas a quente e, consequentemente, uma chapa de aço laminada a frio tendo uma espessura de 0,35 mm foi obtida. Após isso, imergindo-se a chapa de aço laminada a frio durante 30 segundos a 1000°C e realizando-se o recozimento por recristalização de res- friamento da chapa de aço laminada a frio a uma taxa de resfriamento média de 20°C/segundo dentro de uma faixa de 800°C a 400°C, uma chapa de aço recristalizada foi obtida. Ademais, após isso, realizando- se o recozimento por precipitação de Cu em relação à chapa de aço recristalizada, durante 60 segundos de tempo de imersão a temperaturas de imersão variadas dentro de uma faixa de 400°C a 700°C, uma chapa de aço para avaliação foi obtida.

[0024] Cortando-se um corpo de prova de tensão JIS No. 5 a partir da chapa de aço para avaliação, o teste de tensão foi realizado com base em JIS Z 2241 “Method of Tension Test of Metal Material”. Uma direção longitudinal do corpo de prova de tensão corresponde a uma direção de laminação da chapa de aço para avaliação. Além disso, com base em JIS Z 2273 “General Rule of Method of Fatigue Test of Metal Material”, um corpo de prova de fadiga ilustrado nas Figuras 1-1 e 1-2 foi cortado da chapa de aço para avaliação, e um teste de fadiga foi realizado por tensão parcialmente pulsante. a, b, c, e, R, w, W, X, Yo, Z, e Tque foram ilustrados nas Figuras. 1-1 e 1-2, eram da seguinte forma. Além disso, sobre uma superfície de uma porção de estreitamento do corpo de prova, o acabamento de superfície foi realizado pelo 600° papel.

[0025] a: 220 mm

[0026] b: 65 mm

[0027] c: 45 mm

[0028] e: 26,5 mm

[0029] R: 35 mm

[0030] w: 25 mm

[0031] W: 50 mm

[0032] X: 16 mm

[0033] Y0: 28 mm

[0034] Z: 26 mm

[0035] z: 0,35 mm

[0036] A direção longitudinal do corpo de prova de fadiga corres pondeà direção de laminação da chapa de aço para avaliação. No teste de fadiga, a carga mínima foi ajustada para ser constante e ajustada para 3 kgf, a frequência foi ajustada para 20 Hz, o estresse máximo, em um caso em que os tempos de repetição de estresse eram 2.000.000 e a ruptura não ocorreu, foi ajustado para ser uma resistênciaà fadiga FS da chapa de aço para avaliação.

[0037] Além disso, uma única amostra de chapa de 55 mm x 55 mm para medição magnética foi cortada da chapa de aço para avaliação, e a perda de ferro média na direção de laminação e na direção perpendicular foi avaliada com base em JIS C 2556 “Test Method of Single Sheet Magnetic Properties of Magnetic Steel Sheet”. A avaliação foi realizada sob a condição que uma frequência era 400 Hz e uma densidade de fluxo magnético era 1,0T. [TABELA 1]

[TABELA 2]

[0038] Na Figura 2, uma relação entre a temperatura de tratamen to de precipitação (temperatura de tratamento de precipitação de Cu) durante o recozimento por precipitação de Cu e uma resistência à tração TS, é ilustrada e na Figura 3, uma relação entre a temperatura de tratamento de precipitação e a resistência à fadiga FS é ilustrada. A partir das Figuras 2 e 3, em uma condição de laminação a quente 1 ilustrada na Tabela 1, é verificado que a temperatura de tratamento de precipitação de Cu à qual a TS (resistência à tração) se torna a mais alta é 525°C a 550°C, e a temperatura de tratamento de precipitação de Cu à qual a FS (resistência à fadiga) se torna a mais alta é 575°C a 600°C.

[0039] Além disso, conforme mostrado nas Figuras 2 e 3, quando uma temperatura inicial de laminação a quente de acabamento, uma temperatura final de laminação a quente de acabamento e uma temperatura de enrolamento diminuem, TS e FS aumentam, e a temperatura de tratamento de precipitação de Cu à qual a TS se torna a mais alta não muda tanto. Entretanto, a temperatura de tratamento de precipitação de Cu à qual a FS se torna a mais alta diminui.

[0040] Em outras palavras, a partir das Figuras 2 e 3, é verificado que é possível obter tanto a alta resistência à tração como a alta resistência à fadiga combinando-se adequadamente a condição de lamina- ção a quente e a condição de precipitação de Cu.

[0041] Aqui, na Figura 4, uma relação entre a temperatura de tra tamento de precipitação de Cu e a perda de ferro W10/400 é ilustrada. A partir da Figura 4, é verificado que, em qualquer condição de lamina- ção a quente, em um caso em que a temperatura de tratamento de precipitação de Cu é 700°C, a perda de ferro aumenta ligeiramente, e em um caso em que a temperatura de tratamento de precipitação de Cu é igual ou menor que 650°C, a influência da temperatura de tratamento de precipitação de Cu sobre a perda de ferro é pequena.

[0042] Os inventores investigaram a morfologia da precipitação de Cu em um grão de cristal de ferrita de um material de teste usando um microscópio eletrônico de transmissão (TEM), a fim de investigar mais especificamente uma relação entre a condição de tratamento térmico e a resistência à tração e uma relação entre a resistência à fadiga e a perda de ferro, que são determinadas a partir do resultado do experimento descrito acima. Sob a condição de laminação a quente 1 em que a temperatura de tratamento de precipitação de Cu era 550°C, um tamanho médio de grão de precipitação de Cu era 2,3 nm e uma estrutura de cristal de todas as partículas de Cu observadas era BCC. Sob a condição de laminação a quente 3 em que a temperatura de tratamento de precipitação de Cu era 650°C, o tamanho médio de grão de precipitação de Cu era 7 nm, e a estrutura de bcc e uma estrutura de 9R ou uma estrutura FCC foram observadas como a estrutura de cristal das partículas de Cu.

[0043] Com base na observação, na Tabela 3, o tamanho médio de grão das partículas de Cu precipitadas, a densidade numérica por volume, uma proporção da densidade numérica de partículas de 9R em relação à densidade numérica de todas as partículas de Cu precipitadas e uma proporção da densidade numérica das partículas de BCC, em um caso de alteração da condição de laminação a quente e da temperatura de tratamento de precipitação de Cu, foram ilustrados. Foi verificado que, quando se compara a resistência à fadiga da Figura 3 e o estado precipitado de Cu da Tabela 3 um com o outro, sob a condição que a resistência à fadiga era alta em cada uma das condições de laminação a quente, tanto as partículas de Cu da estrutura de bcc como as partículas da estrutura de 9R foram incluídas. Além disso, sob as condições de laminação a quente 2 e 3, em que a TS e FS eram altas, verificou-se que a densidade numérica das partículas de Cu era alta em comparação com aquela da condição de laminação a quente 1 mesmo sob a mesma condição de recozimento de precipitação de Cu. [TABELA 3-1]

[TABELA 3-2]

[TABELA 3-3]

[0044] Sabe-se que as partículas de Cu em a-Fe mudam a estru tura de cristal de acordo com um aumento no tamanho de precipitação, e mudam a coerência com Fe que é uma matriz. Em outras palavras, em um estágio inicial de precipitação, Cu é precipitado na estrutura de bcc que é coerente com a matriz, e um aumento de energia de uma interface é suprimido. Em um caso de crescimento leve, a estrutura de cristal que é chamada de estrutura de 9R que está próxima da estrutura FCC, que é originalmente estável, e a matriz se transforma em um estado semicoerente. Além disso, quando a temperatura au-menta, a estrutura muda para a estrutura FCC que é uma fase estabilizada e a matriz torna-se completamente não coerente. Aqui, a estru-tura de 9R é uma estrutura de longo-período em que um período de sobreposição de uma superfície compacta de átomos é 9 camadas conforme ilustrado na Figura 4 de Documento de Não Patente 1.

[0045] A resistência à fadiga aumenta em um caso de conter as partículas de Cu da estrutura de 9R. Supõe-se que isso se deva ao fato de que o corte das partículas de Cu ocorre por um estresse repeti-tivo em um caso das partículas de Cu da estrutura de bcc que é coerente com a matriz, porém é improvável que o corte ocorra em um caso das partículas de Cu da estrutura de 9R semicoerente. Além disso, uma vez que as partículas de Cu da estrutura de bcc não suprimem o movimento de discordância, as partículas de Cu não influenciam a resistência mecânica da chapa de aço. No entanto, uma vez que as par-tículas de Cu da estrutura de 9R suprimem o movimento de deslocação, supõe-se que as partículas de Cu da estrutura de 9R têm uma função de aperfeiçoar a resistência mecânica (por exemplo, resistência à tração) da chapa de aço.

[0046] Quando o tamanho de partícula aumenta para obter a es trutura de 9R, a densidade numérica diminui inevitavelmente e a resistência mecânica diminui. No entanto, verifica-se que quando observa- se as Tabelas 3-1 a 3-3, ilustradas previamente, diminuindo-se F0T, FT e CT quando a laminação a quente for realizada, mesmo quando o tamanho de partícula de Cu aumenta até um certo grau, é possível manter a densidade numérica das partículas de Cu alta. Em outras pa-lavras, reduzindo-se F0T, FT e CT quando a laminação a quente for realizada, enquanto contém as partículas da estrutura de 9R na chapa de aço, é possível aumentar a densidade numérica das partículas.

[0047] A partir do resultado descrito acima, os inventores constata ram que é importante conter as partículas de Cu da estrutura de 9R nas partículas de Cu, a fim de aperfeiçoar a resistência à fadiga, e é importante realizar a laminação a quente sob a condição ideal para aumentar a densidade numérica.

[0048] Mais adiante neste documento, a chapa de aço de acordo com a modalidade será descrita.

Composição

[0049] Primeiro, o motivo pelo qual a composição da chapa de aço de acordo com a modalidade é limitada será descrito. Mais adiante neste documento, a % relacionada à composição significa % em massa.

[0050] C: 0% a 0,0100%

[0051] C é um elemento que aumenta a perda de ferro da chapa de aço magnético, adicionalmente causa o envelhecimento magnético e, dessa forma, é prejudicial à chapa de aço magnético. Em um caso em que a quantidade de C excede 0,0100%, a perda de ferro aumenta, o envelhecimento magnético se torna substancial e, dessa forma, a quantidade de C é ajustada para ser 0,0100% ou menos. A quantidade de C é, de preferência, 0,0050% ou menos ou 0,0030% ou menos. Visto que C não é necessário na chapa de aço de acordo com a modalidade, um valor limite inferior da quantidade de C é 0%. Entretanto, há um caso em que os custos significativos são necessários para remover C. Portanto, a quantidade de C pode exceder 0%, pode ser 0,0001% ou mais, pode ser 0,0005% ou mais, ou pode ser 0,0010% ou mais.

[0052] Si: 1,00% a 4,00%

[0053] Si é um elemento que contribui para a redução da perda de ferro da chapa de aço magnético aumentando-se a resistência específica do aço. Em um caso em que a quantidade de Si é menor que 1,00%, um efeito de redução da perda de ferro não é suficientemente obtido e, dessa forma, a quantidade de Si é 1,00% ou mais. A quanti-dade de Si é, de preferência, 2,00% ou mais, 2,20% ou mais, ou 2,50% ou mais.

[0054] Entretanto, em um caso em que a quantidade de Si excede 4,00%, o aço é fragilizado, e é provável que problemas, como defeitos e trincas sejam gerados durante a laminação. Portanto, a quantidade de Si é 4,00% ou menos. A quantidade de Si é, de preferência, 3,60% ou menos, 3,50% ou menos, ou 3,40 % ou menos.

[0055] Mn: 0,05% a 1,00%

[0056] Mn é um elemento que aumenta a resistência específica de aço, e realiza uma ação de engrossamento e desintoxicação do sulfeto. Em um caso em que a quantidade de Mn é menor que 0,05%, o efeito descrito acima não é suficientemente obtido e, dessa forma, a quantidade de Mn é ajustada para ser 0,05% ou mais. A quantidade de Mn é, de preferência, 0,10% ou mais, 0,15% ou mais, ou 0,20% ou mais.

[0057] Entretanto, em um caso em que a quantidade de Mn exce de 1,00%, o aço é fragilizado, e é provável que problemas, como defeitos e trincas sejam gerados durante a laminação. Portanto, a quanti-dade de Mn é ajustada para ser 1,00% ou menos. A quantidade de Mn é, de preferência, 0,90% ou menos, 0,80% ou menos, ou 0,70% ou menos.

[0058] Al: 0,10% a 3,00%

[0059] Al é um elemento que tem um efeito de desoxidação, e rea- liza uma ação de impedir a precipitação fina do nitreto por precipitação como um AlN grande. Além disso, Al é um elemento que contribui para aumentar a resistência específica do aço e reduzir a perda de ferro, similar a Si e Mn.

[0060] Em um caso em que a quantidade de Al é menor que 0,10%, o efeito descrito acima não é suficientemente obtido e, dessa forma, a quantidade de Al é ajustada para ser 0,10% ou mais. A quan-tidade de Al é, de preferência, 0,15% ou mais, 0,20% ou mais, ou 0,30% ou mais. Entretanto, em um caso em que a quantidade de Al excede 3,00%, o aço é fragilizado e é provável que problemas, como defeitos e trincas sejam gerados durante a laminação e, dessa forma, a quantidade de Al é ajustada para ser 3,00% ou menos. A quantidade de Al é, de preferência, 2,00% ou menos, 1,50% ou menos, ou 1,20% ou menos.

[0061] Cu: 0,50% a 2,00%

[0062] Cu é um elemento importante na chapa de aço de acordo com a modalidade. Mediante a precipitação fina do metal Cu na chapa de aço, sem aumentar a perda de ferro da chapa de aço, o limite elás-tico (YS), a resistência à tração (TS) e a resistência à fadiga (FS) da chapa de aço são aprimoradas. Em um caso em que a quantidade de Cu é menor que 0,50%, o efeito descrito acima não é suficientemente obtido e, dessa forma, a quantidade de Cu é ajustada para ser 0,50% ou mais. A quantidade de Cu é, de preferência, 0,80% ou mais, 0,90% ou mais, ou 1,00% ou mais.

[0063] Entretanto, em um caso em que a quantidade de Cu exce de 2,00% durante a laminação a quente da chapa de aço, é provável que defeitos e trincas sejam causados na chapa de aço e, dessa forma, a quantidade de Cu é ajustada para ser 2,00% ou menos. A quantidade de Cu é, de preferência, 1,80% ou menos, 1,60% ou menos, ou 1,40% ou menos.

[0064] A chapa de aço de acordo com a modalidade pode conter um ou mais selecionados a partir do grupo composto de Ni, Ca e REM, além dos elementos descritos acima. Além disso, a chapa de aço de acordo com a modalidade pode conter Sn e Sb, além dos elementos descritos acima. Entretanto, mesmo em um caso em que Ni, Ca, REM, Sn e Sb não estão contidos, a chapa de aço de acordo com a modalidade tem excelentes propriedades e, dessa forma, os valores de limite inferior de cada Ni, Ca, REM, Sn e Sb são 0%.

[0065] Ni 0% a 3,00%

[0066] Ni pode ter um efeito de redução dos defeitos de uma cha pa de aço laminada a quente, também é eficiente para aumentar a resistência mecânica da chapa de aço por reforço de solução sólida e, dessa forma, pode estar contido na chapa de aço de acordo com a modalidade. Para obter o efeito acima descrito, a quantidade de Ni é, de preferência, ajustada para ser 0,50% ou mais e, é com mais preferência, ajustada para ser 0,80% ou mais, ou 1,00% ou mais. Entretanto, visto que Ni é um elemento dispendioso e aumenta os custos de fabricação, a quantidade de Ni é, de preferência, ajustada para ser 3,00% ou menos e, é com mais preferência, 2,60% ou menos ou 2,00% ou menos.

[0067] Ca: 0% a 0,0100%

[0068] REM: 0% a 0,0100%

[0069] Ca e REM têm um efeito de desintoxicação de S que é um elemento que aumenta a perda de ferro da chapa de aço formando-se o precipitado, precipitando-se S em aço como a inclusão, como oxis- sulfeto, em um estágio de resfriamento de fundição. Para obter o efeito, Ca e REM podem estar respectivamente contidos em 0,0005% ou mais. Os valores de limite inferior mais preferíveis das quantidades de cada um dentre Ca e REM são 0,0010% ou 0,0030%. Entretanto, em um caso em que as quantidades de Ca e REM são excessivas, a quantidade de inclusão contendo Ca ou REM aumenta e a perda de ferro diminui. Portanto, os valores de limite superior da quantidade de cada um dentre Ca e REM são, de preferência, 0,0100% e são, com mais preferência, 0,009% ou 0,008%. Além disso, o termo “REM” indica 17 elementos no total feitos de Sc, Y, e lantanídeo, e a “quantidade de REM” descrita acima significa a quantidade total dos 17 elementos.

[0070] Sn: 0% a 0,30%

[0071] Sb: 0% a 0,30%

[0072] Além disso, para aperfeiçoar as propriedades magnéticas da chapa de aço, Sn e Sb podem estar contidos na chapa de aço. Para obter um efeito de aprimoramento das propriedades magnéticas, os valores de limite inferior da quantidade de cada Sn e Sb são, de preferência, 0,03% e são, com mais preferência, 0,04% ou 0,05%. Entretan-to, visto que há um caso em que Sn e Sb fragilizam o aço, os valores de limite superior da quantidade de cada Sn e Sb são, de preferência, 0,30% e são, com mais preferência, 0,20% ou 0,15%.

[0073] Além disso, a chapa de aço de acordo com a modalidade pode conter pelo menos um ou mais selecionados a partir do grupo composto de S, P, Ni, O, Ti, Nb, V, Zr e Mg, além dos elementos des-critos acima. Entretanto, supõe-se que os elementos não têm uma função de aprimoramento das propriedades da chapa de aço de acordo com a modalidade. Portanto, os valores de limite inferior das quantidades de cada um dos elementos são 0%. Entretanto, visto que os elementos aumentam a perda de ferro da chapa de aço formando o precipitado, em um caso em que os elementos estão contidos, os valores de limite superior da quantidade de cada um dos elementos são, de preferência, 0,010% e são, com mais preferência, 0,005% ou 0,003%.

[0074] Um restante da composição química da chapa de aço de acordo com a modalidade consiste em ferro (Fe) e impurezas. As im- purezas são materiais originais, como minério ou refugo, ou um componente misturado na chapa de aço devido a vários motivos em um processo de fabricação e significa materiais que são permitidos dentro de uma faixa que não influencia negativamente várias propriedades da chapa de aço de acordo com a modalidade.

Estrutura de Chapa de Aço e Morfologia de Precipitação de Cu

[0075] A chapa de aço de acordo com a modalidade é uma chapa de aço que tem uma estrutura feita de grãos de ferrita que não contêm uma estrutura não recristalizada, contém partículas metálicas de Cu precipitadas nos grãos de ferrita, e obtém tanto a baixa perda de ferro como a alta resistência à fadiga. A estrutura da chapa de aço de acor-do com a modalidade e o estado precipitado das partículas metálicas de Cu serão descritos mais adiante neste documento.

[0076] Grãos de Ferrita que não Contêm Estrutura Não Recristali- zada: 99,0% por área ou mais

[0077] Quando a estrutura não recristalizada permanecer na cha pa de aço, a perda de ferro da chapa de aço aumenta substancialmente. Portanto, é necessário que substancialmente todas as estruturas da chapa de aço de acordo com a modalidade sejam ferrita e substancialmente toda a ferrita seja recristalizada. Entretanto, conter menos de aproximadamente 1,0% por área de estruturas e inclusão além dos grãos de ferrita que não contêm a estrutura recristalizada, são permiti-dos. Portanto, a estrutura da chapa de aço de acordo com a modalidade é regulada a uma estrutura contendo 99,0% por área ou mais de grãos de ferrita que não contêm a estrutura não recristalizada.

[0078] É possível confirmar se os grãos de ferrita são ou não não- recristalizados por um método de observar uma estrutura metalográfi- ca geral. Em outras palavras, após o polimento da seção da chapa de aço, quando a superfície polida for gravada por um gravador, como solução de nital, os grãos de ferrita recristalizados são observados como grãos de cristal planos e claros. Entretanto, um padrão escuro irregular do grão de ferrita não recristalizado é observado no interior.

[0079] Tamanho Médio de Grão de Cristal de Grãos de Ferrita: 30 a 180 μm

[0080] É necessário que o tamanho médio de grão de cristal dos grãos de ferrita sejam ajustados para serem 30 μm ou mais para reduzir a perda de histerese da chapa de aço. Entretanto, em um caso em que o tamanho médio de grão de cristal dos grãos de ferrita é excessivamente grande, uma alta resistência à fadiga não é suficientemente obtida e, adicionalmente, também há um caso em que a perda de ferro se deteriora por um aumento na perda de sobrecorrente. Portanto, o tamanho médio do grão de cristal dos grãos de ferrita é 180 μm ou menos. Um valor de limite inferior do tamanho médio de cristal dos grãos de ferrita é, de preferência, 30 μm, 50 μm ou 70 μm. Um valor de limite superior do tamanho médio de grão de cristal dos grãos de ferrita é, de preferência, 170 μm, 160 μm ou 150 μm. Além disso, o tamanho médio de grão de cristal dos grãos de ferrita pode ser adquirido de acordo com JIS G 0551 “Microscope Test Method of SteelGrain Size”. Visto que o tamanho médio de grão de cristal dos grãos de ferrita da chapa de aço de acordo com a modalidade é constante independentemente da direção de uma seção cortada para a qual a medição de tamanho de grão é realizada, a direção de corte da chapa de aço quando se mede o tamanho médio de partícula dos grãos de ferrita não é limitada.

[0081] Morfologia de Precipitação de Partículas Metálicas de Cu

[0082] As partículas metálicas de Cu da chapa de aço de acordo com a modalidade significam partículas substancialmente feitas apenas de Cu sem praticamente formar Fe que é um metal comum e uma liga ou um composto intermetálico. Nos grãos de ferrita da chapa de aço de acordo com a modalidade, as partículas metálicas de Cu cujo tamanho médio de grão é 2,0 nm a 10,0 nm e a densidade numérica medida no grão de ferrita é 10.000 a 10.000.000 /μm3, estão contidas. Além disso, a partir do experimento descrito acima e o resultado do mesmo, na chapa de aço de acordo com a modalidade, 2% ou mais de partículas metálicas de Cu precipitadas nos grãos de ferrita são regulados para terem a estrutura de 9R. Mais adiante neste documento, um estado das partículas metálicas de Cu da chapa de aço de acordo com a modalidade será descrito em detalhe.

[0083] Na chapa de aço de acordo com a modalidade, um estado das partículas metálicas de Cu nos grãos de ferrita é regulado, e o estado das partículas de metal sobre um contorno de grão de ferrita não é limitado. Os inventores descobriram que as partículas metálicas de Cu nos grãos de ferrita influenciam substancialmente as propriedades mecânicas da chapa de aço de acordo com a modalidade, porém as partículas metálicas de Cu no contorno de grão de ferrita são pequenas na medida em que a influência sobre as propriedades mecânicas da chapa de aço de acordo com a modalidade pode ser ignorada. Em um caso em que a quantidade de partículas metálicas de Cu do contorno de grão de ferrita é excessivamente grande, há uma preocupação de que a quantidade de partículas metálicas de Cu no grão de fer- rita seja reduzida e o problema possa ser ignorado enquanto o estado das partículas metálicas de Cu nos grãos de ferrita está em faixa regulada. Portanto, na chapa de aço de acordo com a modalidade, apenas o estado das partículas metálicas de Cu nos grãos de ferrita é regulado. Mais adiante neste documento, há um caso em que o termo “partí-culas metálicas de Cu no grão de ferrita” é abreviado para “partículas metálicas de Cu”.

[0084] Tamanho Médio de Grão de Partículas Metálicas de Cu em Grãos de Ferrita: 2,0 nm a 10,0 nm

[0085] As partículas metálicas de Cu da chapa de aço de acordo com a modalidade são fornecidas como um meio para impedir o movimento de discordância. Entretanto, uma força de resistência das par-tículas metálicas de Cu cujo tamanho de partícula é excessivamente pequeno em relação ao movimento de discordância é pequena. Por-tanto, em um caso em que o tamanho médio de grão das partículas metálicas de Cu é excessivamente pequeno, o movimento de discor-dância se torna fácil. Entretanto, uma força de resistência das partículasmetálicas de Cu tendo um tamanho de partícula grande em relação ao movimento de discordância é grande, porém em um caso em que o tamanho médio de partícula das partículas metálicas de Cu é excessivamente grande, a densidade numérica das partículas metálicas de Cu diminui e, dessa forma, uma distância entre partículas aumenta, e o movimento da discordância se torna fácil. Em um caso em que a discordância se move facilmente, YP, TS e FS diminuem. Além disso, as partículas metálicas de Cu cujo tamanho de partícula é 100 nm ou mais na medida em que uma espessura de uma parede magnética impede o movimento da parede magnética, e aumentam a perda de his- terese. Portanto, em um caso em que o tamanho médio de partícula das partículas metálicas de Cu é excessivamente grande, a perda de ferro se torna defeituosa. Entretanto, como resultado da investigação, os inventores constataram que a perda de ferro defeituosa devido às partículas metálicas de precipitação de Cu tendo um tamanho de grão de 100 nm ou mais está dentro de uma faixa permitida quando o tamanhomédio de grão das partículas metálicas de precipitação de Cu for 10,0 nm ou menos. Portanto, o tamanho médio de grão das partículasmetálicas de precipitação de Cu é ajustado para ser 2,0 nm a 10,0 nm. O tamanho médio de grão das partículas metálicas de precipitação de Cu é, de preferência, 2,2 nm ou mais é, com mais preferência, 2,4 nm ou mais e, com mais preferência ainda, 2,5 nm ou mais. Além disso, o tamanho médio de grão de grão das partículas metálicas de precipitação de Cu é, de preferência, 9,0 nm ou menos é, com mais preferência, 8,0 nm ou menos e, com mais preferência ainda, 7,0 nm ou menos.

[0086] Além disso, o tamanho médio de grão das partículas metá licas de Cu no grão de ferrita da chapa de aço de acordo com a modalidadeé uma média aritmética de um diâmetro circular equivalente de todas as partículas metálicas de Cu nos grãos de ferrita cujo tamanho de grão é 2,0 nm ou mais. Na modalidade, o tamanho médio de grão das partículas metálicas de Cu é adquirido com o uso de uma imagem de campo brilhante do microscópio eletrônico de transmissão (TEM). Uma área de cada uma das partículas de Cu na imagem é adquirida, e o diâmetro (diâmetro circular equivalente) de um círculo tendo a área é um diâmetro de cada uma das partículas. É difícil detectar as partículasmetálicas de Cu cujo tamanho de partícula é menor que 2,0 nm, é considerado que as partículas metálicas de Cu raramente influenciam as propriedades da chapa de aço de acordo com a modalidade e, des-sa forma, as partículas metálicas de Cu não são consideradas como um alvo de medição.

[0087] Densidade Numérica de Partículas Metálicas de Cu em Grãos de Ferrita: 10.000 a 10.000.000 /μm3

[0088] O número de partículas metálicas de Cu por volume de uni dade depende da quantidade de Cu, do estado antes do tratamento de precipitação, e o tamanho de precipitação. Na chapa de aço de acordo com modalidade, para obter a alta resistência à fadiga, o número de partículas metálicas de Cu por 1 μm3 de volume nos grãos de ferrita é 10.000 μm3 ou mais. O número é, de preferência, 100.000 /μm3 ou mais e é, com mais preferência, 500.000 /μm3 ou mais. Entretanto, em um caso em que a densidade numérica das partículas metálicas de Cu é excessivamente grande, há uma preocupação que as propriedades magnéticas da chapa de aço se deteriorem. Portanto, o valor de limite inferior da densidade numérica das partículas metálicas de Cu nos grãos de ferrita é 10.000.000 /μm3.

[0089] Além disso, a densidade numérica das partículas metálicas de Cu nos grãos de ferrita da chapa de aço de acordo com a modalidadeé a densidade numérica de todas as partículas metálicas de Cu nos grãos de ferrita cujo tamanho de grão é 2,0 nm ou mais. É difícil detectar as partículas metálicas de Cu cujo tamanho de partícula é menor que 2,0 nm, é considerado que as partículas metálicas de Cu raramente influenciam as propriedades da chapa de aço de acordo com a modalidade e, dessa forma, as partículas metálicas de Cu não são consideradas como um alvo de medição. A densidade numérica N das partículas metálicas de Cu nos grãos de ferrita da chapa de aço de acordo com a modalidade é adquirida com base na seguinte equa-ção,quando a área de uma imagem observada por um microscópio eletrônico é A, o número de partículas de Cu observado aqui é n, e o tamanho médio de grão (média aritmética de diâmetro circular equivalente) é d.

[0090] N = n/(A x d)

[0091] Proporção de Densidade Numérica de Partículas de Metal Cu Tendo a Estrutura de 9R em Grãos de Ferrita cujo Tamanho do Grão é 2,0 nm ou Mais em relação à Densidade Numérica de Partículas Metálicas de Cu cujo Tamanho do Grão no Grão de Ferrita é 2,0 nm ou Mais (Razão de Partículas 9R): 2% a 100%

[0092] Proporção de Densidade Numérica de Partículas de Metal Cu Tendo a Estrutura de bcc em Grãos de Ferrita cujo Tamanho do Grão é 2,0 nm ou Mais em relação à Densidade Numérica de Partículas Metálicas de Cu cujo Tamanho do Grão no Grão de Ferrita é 2,0 nm ou Mais (Razão de Partículas BCC): 0% a 98%

[0093] Conforme descrito acima, os inventores constataram que o tipo da estrutura de cristal das partículas metálicas de Cu influencia a força de resistência das partículas metálicas de Cu em relação ao movimento de discordância. A força de resistência das partículas metáli-cas de Cu tendo a estrutura de 9R (partículas de 9R) em relação ao movimento de discordância em ferrita é alta. Isso se deve ao fato de que a estrutura de cristal de ferrita em torno das partículas metálicas de Cu é BCC. É improvável que a discordância atravesse a interface de partículas tendo estruturas de cristal diferentes. Portanto, a interface das partículas de 9R e a ferrita tendo a estrutura de bcc funcionam como resistência em relação ao movimento de discordância em ferrita. Entretanto, a interface entre as partículas metálicas de Cu (partículas de BCC) tendo a estrutura de bcc e a ferrita não funciona como resistência em relação à discordância que se move em ferrita. Portanto, a força de resistência das partículas de BCC em relação ao movimento de discordância em ferrita é baixa.

[0094] À medida que o número de partículas que se tornam resis tência em relação ao movimento de discordância aumenta, as propriedades de fadiga da chapa de aço são aprimoradas. Como resultado do experimento dos inventores, constatou-se que excelentes propriedades de fadiga são obtidas quando a razão de partícula de 9R for 2% ou mais. Portanto, a razão de partícula de 9R da chapa de aço de acordo com a modalidade é ajustada para ser 2% ou mais. A razão de partículas de 9R é, de preferência, 10% ou mais, 20% ou mais, ou 30% ou mais. A razão de partículas de 9R pode ser 100%. Entretanto, em um caso em que a razão de partículas de BCC é 98% ou mais, a razão de partículas de 9R é excessivamente pequena, e as propriedades de fadiga são aprimoradas. Portanto, a razão de partículas de BCC é ajustada para ser 98% ou menos. A razão de partículas de BCC é, de preferência, 90% ou menos, 80% ou menos, ou 70% ou menos. A razão de partículas de BCC pode ser 0%.

[0095] Além disso, também há um caso em que a estrutura de cristal das partículas metálicas de Cu é FCC. Os inventores confirmaram e verificaram que há um caso em que as partículas de 9R, as par-tículas de BCC e as partículas metálicas de Cu (partículas de FCC) tendo a estrutura FCC são misturadas em ferrita da chapa de aço de acordo com a modalidade. No entanto, desde que o tamanho médio de grão e a densidade numérica estejam dentro da faixa descrita acima, a proporção da densidade numérica das partículas de FCC cujo tamanho de partícula é 2,0 nm ou mais em grão de ferrita em relação à densidade numérica de todas as partículas metálicas de Cu cujo tamanho de partícula é 2,0 nm ou mais em grão de ferrita (proporção de FCC) é pequena na medida em que podem ser ignorados. Além disso, desde que as razões de partículas das partículas de 9R e a razão de partículas de BCC estejam dentro da faixa descrita acima, as propriedadesmecânicas do chapa de aço são excelentes. Portanto, a propor-ção de FCC da chapa de aço de acordo com a modalidade não é particularmente regulada.

[0096] Conforme descrito acima, visto que a partículas metálicas de Cu têm a estrutura de 9R e em um estado de ser semicoerente com uma fase de ferrita da matriz, é improvável que ocorra o corte por discordância e a resistência à fadiga seja aprimorada. Além disso, visto que o tamanho de partículas metálicas de Cu é menor que a espessura da parede magnética em um dígito, a influência sobre as propriedadesmagnéticas é extremamente pequena.

[0097] Em seguida, um método de fabricação da chapa de aço de acordo com a modalidade será descrito.

Método de Fabricação

[0098] O método de fabricação de uma chapa de aço magnético não orientado de acordo com a modalidade inclui um processo de aquecimento de uma placa tendo a composição descrita acima, um processo de obtenção da chapa de aço laminada a quente realizando- se a laminação a quente em relação à placa, um processo de enrolamento da chapa de aço laminada a quente, um processo de obtenção de uma chapa de aço laminada a frio, realizando a laminação a frio com a chapa de aço laminada a quente, um processo de obtenção de um chapa de aço recristalizada realizando o primeiro recozimento em relação à chapa de aço laminada a frio e um processo de precipitação das partículas metálicas de Cu no grão de cristal realizando-se um segundo recozimento em relação à chapa de aço recristalizada. No processo de laminação a quente, a temperatura inicial de laminação a quente de acabamento F0T é ajustada para ser 1000°C ou mais baixa, e a temperatura final de laminação a quente de acabamento FT é ajustada para ser 900°C ou mais baixa. No processo de enrolamento, a temperatura de enrolamento CT é ajustada para ser 500°C ou mais baixa. No primeiro processo de recozimento (processo de recristaliza- ção), uma temperatura de imersão é ajustada para ser 850°C a 1100°C, o tempo de imersão é ajustado para ser 10 segundos ou mais, e uma taxa média de resfriamento dentro de uma faixa de temperatura de 800°C a 400°C após o acabamento, a imersão é ajustada para ser 10°C/segundo ou mais. No segundo processo de recozimento (processo de precipitação de Cu), a temperatura de imersão é ajustada para ser 450°C a 650°C, e o tempo de imersão é ajustado para ser 10 segundos ou mais.

[0099] O método de fabricação descrito acima pode incluir, tam bém, um processo de retenção da temperatura da chapa de aço laminada a frio para estar dentro de uma faixa de temperatura predetermi-nadaapós o primeiro processo de recozimento em vez do segundo processo de recozimento (processo de precipitação de Cu). Em um caso em que o método de fabricação inclui o processo de retenção, a taxa de resfriamento após a imersão não é regulada no processo de recozimento de recristalização e, no processo de retenção, a tempera- tura de retenção é ajustada para ser 450°C a 600°C e o tempo de retenção é ajustado para ser 10 segundos ou mais.

[00100] O método de fabricação descrito acima pode incluir, também, um processo de realizar o terceiro recozimento em relação à chapa de aço laminada a quente. Em um caso em que o método de fabricação inclui o terceiro processo de recozimento, no terceiro processo de recozimento (processo de recozimento de chapa laminada a quente), a temperatura de imersão é 750°C a 1100°C, o tempo de imersão é ajustado para ser 10 segundos a 5 minutos e a taxa média de resfriamento com a faixa de temperatura de 800°C a 400°C após a imersão é ajustada para ser 10°C/segundos ou mais.

[00101] Além disso, a "temperatura de imersão"e a "temperatura de retenção" são temperaturas às quais a chapa de aço é mantida iso- termicamente, e o "tempo de imersão"e o "tempo de retenção" são a duração de um período de tempo durante o qual a temperatura a chapa de aço é a temperatura de imersão ou a temperatura de retenção. Além disso, “taxa média de resfriamento dentro da faixa de temperatura de 800°C a 400°C” é um valor adquirido pela seguinte equação.

[00102] CR = (800 - 400)/t

[00103] Na equação acima, CR é uma taxa média de resfriamento dentro da faixa de temperatura de 800°C a 400°C, e t é o tempo (se-gundos)necessário para reduzir a temperatura da chapa de aço a partir de 800°C a 400°C.

[00104] Mais adiante neste documento, o método de fabricação da chapa de aço de acordo com a modalidade será descrito em detalhe.

Processo de Aquecimento

[00105] No método de fabricação da chapa de aço de acordo com a modalidade, primeiro, a placa tendo a mesma composição que a chapa de aço de acordo com a modalidade é aquecida. A temperatura de aquecimento de placa é, de preferência, 1050°C a 1200°C. Quando a temperatura de aquecimento de placa for inferior a 1050°C, torna-se difícil realizar a laminação a quente. Em um caso em que a temperatura de aquecimento de placa excede 1200°C, sulfeto ou similar é dissolvido, e é finamente precipitado no processo de resfriamento após a laminação a quente, as propriedades de crescimento de grãos se deterioram durante o recozimento por recristalização após a laminação a frio e excelente propriedades de perda de ferro não são obtidas.

Processo de Laminação a Quente

[00106] A seguir, a chapa de aço laminada a quente é obtida realizando-se a laminação a quente em relação à placa aquecida. No processo de laminação a quente, é obrigatório controlar a temperatura inicial de laminação a quente de acabamento F0T e a temperatura final de laminação a quente FT. De acordo com a tecnologia da técnica relacionada, no método de fabricação da chapa de aço magnético não orientado, que tem alta resistência e baixa perda de ferro, e que é obtido por precipitação de Cu realizando o recozimento após o acaba-mento da laminação a frio, é considerado que a condição de lamina- ção a quente não influencia as propriedades da chapa de aço. Isso se deve ao fato de que, de acordo com o conhecimento técnico geral comum, a influência do histórico de temperatura durante a laminação a quente sobre a precipitação de Cu é reduzida quando a chapa de aço for recozida. Portanto, de acordo com a tecnologia da técnica relacio-nada, a condição de laminação a quente não é particularmente limitada no método de fabricação da chapa de aço magnético não orientado de alta resistência do tipo precipitação de Cu, e uma condição que maximiza a eficiência de operação da instalação de fabricação é sele-cionada. No entanto, como ilustrado no experimento descrito acima e o resultado do mesmo, os inventores constataram que é importante controlar rigorosamente a condição de laminação a quente para obter a chapa de aço magnético tendo alta resistência à fadiga FS. Quando a condição de precipitação de Cu for a mesma, à media que a temperatura inicial de laminação a quente de acabamento F0T, a temperatura final de laminação a quente FT e a temperatura de enrolamento diminuem, a resistência à fadiga FS da chapa de aço é aprimorada. O motivo disso é considerado da seguinte forma.

[00107] À medida que F0T, FT e CT diminuem, a precipitação de Cu para o contorno de grãos de ferrita após a laminação a quente e o enrolamento é suprimida e, por fim, a quantidade de Cu que contribui para a resistência mecânica, ou seja, a quantidade de Cu em um esta-do de solução sólida supersaturada, aumenta. Nesse caso, é considerado que é provável que Cu se torne uma solução sólida novamente mesmo após o recozimento de recristalização após a laminação a frio, e como resultado, é provável que as partículas metálicas de Cu sejam mais finamente precipitadas pelo recozimento de precipitação após a recristalização e o recozimento. Além disso, quando a condição de precipitação de Cu for ideal, é improvável que as partículas de 9R que serão cortadas sejam formadas. Por meio das partículas de 9R, a resistência à fadiga FS da chapa de aço aumenta.

[00108] Quando considera-se a eficiência da operação da instalação de fabricação, não é preferível reduzir a temperatura da chapa de aço durante a laminação a quente, visto que a resistência à laminação aumenta e uma carga de um dispositivo de laminagem a quente aumenta. No entanto, para aprimorar a resistência à fadiga FS da chapa de aço, no método de fabricação da chapa de aço de acordo com a modalidade, a temperatura inicial de laminação a quente F0T é ajustada para ser 1000°C ou mais baixa. A temperatura inicial de laminação a quente de acabamento F0T é, de preferência, 980°C ou mais baixa ou 950°C ou mais baixa. Entretanto, em um caso em que a temperatura inicial de laminação a quente de acabamento F0T é excessivamente baixa, a resistência à laminação se torna excessivamente alta. Quando se considera a capacidade de instalação, é improvável que a temperatura inicial de laminação a quente de acabamento F0T seja ajustada para ser mais baixa que 900°C.

[00109] Além disso, no método de fabricação da chapa de aço de acordo com a modalidade, a temperatura final de laminação a quente FT é ajustada para ser 900°C ou mais baixa ou 830°C ou mais baixa. Entretanto, em um caso em que a temperatura final de laminação a quente de acabamento FT se torna excessivamente baixa, a resistênciaà laminação se torna excessivamente alta. Quando se considera a capacidade de instalação, é improvável que a temperatura final de la- minação a quente de acabamento FT seja ajustada para ser mais bai-xa que 600°C.

[00110] A espessura de chapa de acabamento da laminação a quente é, de preferência, 2,7 mm ou menos. Em um caso em que a espessura da chapa excede 2,7 mm, há uma preocupação de que seja necessário aumentar a redução durante a laminação a frio, e há uma preocupação de que a alta redução deteriore a textura. No entanto, em um caso em que a espessura da chapa de acabamento da laminação a quente é excessivamente fina, torna-se difícil realizar a laminação a quente e a produtividade se deteriora. Portanto, prefere-se que a es-pessura de chapa de acabamento da laminação a quente seja 1,6 mm ou mais.

Processo de Enrolamento

[00111] A seguir, a chapa de aço que é laminada a quente é enrolada. Conforme descrito acima, à medida que a temperatura de enrolamento CT da chapa de aço laminada a quente diminui, a quantidade de Cu em um estado supersaturado aumenta e a temperatura de enrolamento CT contribui para aumentar a resistência mecânica do produto final. Além disso, quando a CT for alta, Cu é precipitado na bobina após o enrolamento, a dureza da chapa de aço laminada a quente se deteriora. Portanto, a temperatura de enrolamento CT é ajustada para ser 500°C ou mais baixa. A temperatura de enrolamento CT é, de pre-ferência, 470°C ou mais baixa e é, com mais preferência, 450°C ou mais baixa. No entanto, em um caso em que a temperatura de enro-lamento CT da chapa de aço laminada a quente é excessivamente baixa, o formato da bobina se deteriora e, dessa forma, a temperatura de enrolamento CT é 350°C ou mais alta.

Terceiro Processo de Recozimento (Processo de Recozimento de Chapa Laminada a Quente)

[00112] Para aprimorar a textura da chapa de aço magnético e obter a alta densidade de fluxo magnético, o recozimento de chapa laminada a quente pode ser realizado em relação à chapa de aço laminada a quente antes de realizar a laminação a frio em relação à chapa de aço laminada a quente. A temperatura de imersão preferível na chapa laminada a quente é 750°C a 1100°C, e o tempo de imersão preferível é 10 segundos a 5 minutos. Quando a temperatura de imersão for mais baixa que 750°C ou o tempo de imersão for menor que 10 segundos, o efeito de aprimoramento da textura é pequeno. Em um caso em que a temperatura de imersão excede 1100°C, ou em um caso em que o tempo de imersão excede 5 minutos, um aumento nos custos de fabricação é causado por um aumento no consumo de energia ou de-terioração da instalação suplementar.

[00113] Além disso, após a laminação a frio, para tornar Cu na chapa de aço fino antes da recristalização e para produzir a solução sólida de Cu novamente durante o recozimento de recristalização após a la- minação a frio, a laminação a frio é realizada a uma taxa média de rotação a frio de 10 ° C / segundos ou mais dentro de uma faixa de temperatura de 800°C a 400°C no processo de recozimento de chapa de laminação a quente. Prefere-se que a taxa média de resfriamento no processo de recozimento de chapa de laminação a quente seja 20°C/ segundos ou mais, ou 40°C/segundos ou mais. Uma alta taxa média de resfriamento no processo de recozimento de chapa de laminação a quente garante a dureza da chapa recozida laminada a quente.

Processo de Laminação a Frio

[00114] Além disso, no método de fabricação da chapa de aço de acordo com a modalidade, a chapa de aço laminada a frio é obtida realizando-se a laminação a frio em relação à chapa de aço laminada a quente. A laminação a frio pode ser realizada uma vez, ou pode ser realizada duas ou mais vezes incluindo o recozimento intermediário. Em qualquer caso, na laminação a frio, a redução final é ajustada para ser 60% a 90% e é, de preferência, 65% a 82%. Consequentemente, no produto final, uma proporção do grão de cristal cuja superfície {111} é paralela à superfície de chapa de aço diminui, e a chapa de aço tendo a alta densidade de fluxo magnético e baixa perda de ferro é obtida.

[00115] A temperatura de imersão durante o recozimento intermediário é, de preferência, 900°C a 1100°C. Nesse caso, durante o res-friamento após a imersão, também é desejável ajustar a taxa média de resfriamento para 10°C/segundos ou mais dentro da faixa de temperatura de 800°C a 400°C.

Primeiro Processo de Recozimento (Processo de Recristalização)

[00116] Além disso, no método de fabricação da chapa de aço de acordo com a modalidade, o recozimento é realizado em relação à chapa de aço laminada a frio, e a estrutura da chapa de aço laminada a frio é recristalizada. No processo de recristalização, quando se re- cristaliza a estrutura da chapa de aço, Cu se torna solução. Para ajustar o tamanho médio de grão de cristal dos grãos de ferrita para 30 μm ou mais, e para tornar Cu uma solução sólida, a temperatura de imersãono processo de recristalização é ajustada para 850°C ou mais alta. A temperatura de imersão no processo de recristalização é, de preferência,950°C ou mais alta.

[00117] Entretanto, quando a temperatura de imersão for excessivamente alta, o consumo de energia aumenta, e a instalação suplementar, como o laminador de fornalha, provavelmente será danificada. Portanto, a temperatura de imersão é 1100°C ou mais baixa no processo de recristalização. A temperatura de imersão no processo de recristalização é, de preferência, 1050°C ou mais baixa.

[00118] O tempo de imersão no processo de recristalização é 10 segundos ou mais. Em um caso em que o tempo de imersão não é suficiente no processo de recristalização, o grão de ferrita não cresce e, dessa forma, a perda de ferro não é suficientemente reduzida. Além disso, os inventores confirmaram que a razão de partículas de 9R também é insuficiente nesse caso. Entretanto, em um caso em que o tempo de imersão é excessivamente longo, a produtividade se deteri-ora e, dessa forma, o tempo de imersão é, de preferência, 2 minutos ou menos no processo de recristalização. Além disso, durante o resfri-amentoapós a imersão no processo de recristalização, a taxa média de resfriamento é ajustada para ser 10°C/segundo ou mais dentro da faixa de temperatura a partir de 800°C a 400°C. Isto serve para evitar que Cu em solução sólida seja precipitada no processo de resfriamento após a imersão no processo de recristalização. A taxa média de resfriamento dentro da faixa de temperatura de 800°C a 400°C após a imersão no processo de recristalização é, de preferência, 20°C/segundos ou mais. Em um caso em que a taxa média de resfriamento dentro da faixa de temperatura a partir de 800°C a 400°C após a imersão no processo de recristalização não é suficiente, as partículas metálicas de Cu são precipitadas e são engrossados no processo seguinte, e a densidade numérica das partículas metálicas de Cu não é suficiente.

Segundo Processo de Recozimento (Processo de Precipitação de Cu)

[00119] No método de fabricação da chapa de aço de acordo com a modalidade, a chapa de aço recristalizada obtida pelo processo de re- cristalização é adicionalmente recozida e as partículas metálicas de Cu são precipitadas no grão de cristal. Para suprimir o tamanho médio do grão, a densidade numérica e a estrutura cristalina das partículas de metal Cu precipitadas no grão de ferrita para ficar dentro da faixa descrita acima, é necessário ajustar a temperatura de imersão para 450°C a 650°C no processo de precipitação de Cu, e para ajustar o tempo de imersão para 10 segundos ou mais.

[00120] Em um caso em que a temperatura de imersão do processo de precipitação de Cu é mais baixa que 450°C, as partículas metálicas de Cu são excessivamente finas e as partículas de 9R não são precipitadas. Nesse caso, todas as partículas metálicas de Cu são substancialmente as partículas de BCC que não funcionam como resistência em relação ao movimento de discordância. Em um caso em que a temperatura de imersão do processo de precipitação de Cu excede 650°C, as partículas metálicas de Cu são engrossadas e a densidade numérica das partículas metálicas de Cu é insuficiente. A temperatura de imersão do processo de precipitação de Cu é, de preferência, 500°C a 625°C e é, com mais preferência, 525°C a 600°C.

[00121] Além disso, conforme ilustrado nas Figuras 2 e 3, a temperatura de imersão do processo de precipitação de Cu em que a resistência à tração da chapa de aço é a máxima e a temperatura de imersão do processo de precipitação de Cu em que a resistência à fadiga da chapa de aço é a máxima, não correspondem necessariamente entre si. Além disso, a temperatura de imersão do processo de precipitação de Cu em que a resistência à tração ou a resistência à fadiga da chapa de aço é a máxima, muda de acordo com a condição de lami- nação a quente e a condição de enrolamento da chapa de aço. Em particular, considera-se que a temperatura de imersão do processo de precipitação de Cu em que a resistência à fadiga da chapa de aço é a máxima aumenta à medida que a temperatura inicial de laminação a quente de acabamento, a temperatura do acabamento e a temperatura do enrolamento diminuem. De acordo com o tipo de resistência exigido pela chapa de aço, e de acordo com a condição de laminação a quente e a condição de enrolamento da chapa de aço, é preferível selecionar adequadamente a temperatura de imersão do processo de precipitação de Cu.

[00122] Além disso, para suprimir o tamanho médio do grão, a densidadenumérica e a estrutura cristalina das partículas de metal Cu precipitadas no grão de ferrita para ficar dentro da faixa descrita acima,é necessário ajustar o tempo de imersão do processo de precipitado de Cu para 10 segundos ou mais. O tempo de imersão do processo de precipitação de Cu é, de preferência, 30 segundos ou mais e é, com mais preferência, 40 segundos ou mais. De acordo com a faixa de temperatura descrita acima, também é possível realizar o segundo recozimento durante várias horas de tempo de imersão no recozimen- to em caixa. A condição ideal da temperatura de imersão e do tempo de imersão do processo de precipitação de Cu varia ligeiramente pela composição da chapa de aço e, em particular, a quantidade de Cu, porém está incluída na faixa descrita acima.

[00123] No método de fabricação da chapa de aço de acordo com a modalidade, é possível realizar simultaneamente o recozimento por recristalização e o recozimento por precipitação de Cu por uma linha de recozimento contínuo. Nesse caso, a temperatura de imersão é 850°C a 1050°C, o tempo de imersão é 10 segundos ou mais e o período de tempo durante o qual a chapa de aço é mantida dentro da faixa de temperatura de 600°C a 450°C do processo de resfriamento é 10 segundos ou mais.

[00124] Na chapa de aço obtida pelo método de fabricação da cha pa de aço de acordo com a modalidade, conforme necessário, é possível fabricar um filme isolante, para obter o chapa de aço magnético não orientado com alta resistência e baixa perda de ferro.

[Exemplos]

[00125] Em seguida, Exemplos da presente invenção serão descritos, porém a condição no Exemplo é um exemplo de condição empregada para garantir a possibilidade de realização e os efeitos da presente invenção e a presente invenção não se limita ao exemplo de condição. A presente invenção pode ser obtida empregando-se várias condições desde que o objetivo da presente invenção seja atingido sem que se afaste das principais ideias da presente invenção.

[00126] Em um método de avaliação do exemplo da invenção e do exemplo comparativo em todos os experimentos é da seguinte forma. Além disso, em alguns exemplos comparativos, trincas ou defeitos de superfície são gerados no meio da fabricação, o processo de fabrica-ção é interrompido nesse ponto e, dessa forma, a avaliação não é realizada.

[00127] A razão de área dos grãos de ferrita que não contêm a estrutura não recristalizada foi medida por um método geral de observação de uma estrutura metalográfica. Em outras palavras, após o polimento da seção da chapa de aço, quando se grava a superfície polida pelo gravador, como a solução de nital, os grãos de ferrita que foram recristalizados foram observados como grãos de cristais planos e claros. Entretanto, um padrão escuro irregular no interior dos grãos de ferrita não recristalizados foi observado. Portanto, com base na foto de estrutura obtida pelo método geral de observação de uma estrutura metalográfica, a proporção de área dos grãos de ferrita recristalizados que ocupam toda a estrutura (razão de área de grãos de ferrita que não contêm a estrutura não recristalizada) foi adquirida.

[00128] O tamanho médio de grão de cristal dos grãos de ferrita, que não contêm a estrutura não recristalizada, foi adquirido de acordo com JIS G 0551 “Microscope Test Method of Steel-Grain Size”.

[00129] A densidade numérica e o tamanho médio de grão das partículas metálicas de Cu nos grãos de ferrita foram adquiridos pelo método de fotografar uma foto de microscópio de eletrodo do tipo transmissão que foi descrito previamente. Além disso, as partículas metálicas de Cu cujo tamanho de partícula era menor que 2,0 nm estavam fora do alvo de medição.

[00130] A razão de partículas de 9R e a razão de partículas de BCC foram adquiridas especificando-se a estrutura das partículas contidas em uma imagem de campo brilhante e uma imagem de difração de feixe de elétrons ao observar usando o microscópio eletrônico de transmissão e medindo-se a proporção numérica das partículas. Além disso, as partículas metálicas de Cu cujo tamanho de partícula é me-nor que 2,0 nm estão fora do alvo de medição.

[00131] A medição do limite elástico YS e da resistência à tração TS foi realizada de acordo com JIS Z 2241 “Method of Tension Test of Metal Material”. O corpo de prova era um corpo de prova JIS No. 5 ou corpo de prova JIS No. 13 B. Um exemplo em que YS era 450 MPa ou mais era um exemplo em que o limite elástico era excelente, e um exemplo em que TS era 550 MPa ou mais era um exemplo em que a resistência à tração era excelente.

[00132] O método de medição de FS foi realizado de acordo com o JIS Z 2273 “General Rule of Method of Fatigue Test of Metal Material”. O corpo de prova de fadiga ilustrado nas Figuras 1-1 e 1-2 foi cortado da chapa de aço para avaliação, e o teste de fadiga foi realizado por tensão parcialmente pulsante. A direção longitudinal do corpo de prova de fadiga corresponde à direção de laminação da chapa de aço para avaliação. No teste de fadiga, a carga mínima foi ajustada para ser constante e para 3 kgf, a frequência foi ajustada para 20 Hz, o estres-semáximo, em um caso em que o número de vezes de repetição de estresse era 2.000.000 e a ruptura não ocorreu foi ajustado para ser a resistência à fadiga FS da chapa de aço para avaliação. Um exemplo em que FS era 300 MPa ou mais foi considerado como um exemplo em que a resistência à fadiga era excelente.

[00133] A medição de W10/400 e B50 foi realizada de acordo com JIS C 2556 “Test Method of Single Sheet Magnetic Properties of Magnetic Steel Sheet”. Um exemplo em que W10/400 era 22 W/kg ou menos foi considerado como um exemplo em que a perda de ferro era excelente. Um exemplo em que B50 era 1,55 T ou mais foi considerado como um exemplo em que a densidade de fluxo magnético era excelente.

[Exemplo 1]

[00134] Uma peça de fundição foi fabricada por dissolução a vácuo e a fundição do aço tendo a composição ilustrada na Tabela 4-1, a peça fundida foi aquecida até 1150°C, a peça de fundição foi usada na laminação a quente à temperatura inicial de laminação a quente de acabamento de 930°C, a laminação quente foi concluída a uma temperatura de acabamento de 850°C, e a chapa de aço laminada a quente tendo uma espessura de acabamento de 2,3 mm foi enrolada a uma temperatura de enrolamento de 400°C.

[00135] Após isso, em relação à chapa de aço laminada a quente descrita acima, após realizar o recozimento de chapa laminada a quente à temperatura de imersão de 1000°C e durante o tempo de imersão de 30 segundos, a chapa de aço laminada a quente foi usada na laminação a frio, e uma chapa de aço laminada a frio temperatura 0,35 mm foi obtida.

[00136] Em relação à chapa de aço laminada a frio, realizando-se o recozimento por recristalização à temperatura de imersão de 1000°C durante o tempo de imersão de 30 segundos a uma taxa de arrefecimento média de 20°C/ segundos a 800°C a 400°C e, então, realizando-se o recozimento por precipitação de Cu à temperatura de imersão de 550°C durante o tempo de imersão de 60 segundos, a chapa de aço magnético não orientado foi obtida.

[00137] O tamanho médio de grão de cristal dos grãos de ferrita (tamanho médio de grão de cristal), o tamanho médio de grão das partículas metálicas de Cu nos grãos de ferrita, a densidade numérica, a estrutura de cristal, a razão de partículas de 9R, e a razão de partículas de BCC na chapa de aço magnético obtida, foram ilustrados na Tabela 4-2, e as propriedades mecânicas (o limite elástico YS, a resistência à tração TS, e a resistência à fadiga FS) e as propriedades magnéticas (a perda de ferro W10/400 e a densidade de fluxo magnético B50) foram ilustradas na Tabela 4-3. Além disso, a razão de área de ferrita, que não continha a estrutura não recristalizada na estrutura me- talográfica em todos os exemplos era 99,0% por área ou mais. [TABELA 4-1]

[TABELA 4-2]

[TABELA 4-3]

[00138] Os Exemplos da invenção A1 a A14 em que as composições químicas estavam dentro de uma faixa de regulação da presente invenção, tinham excelentes propriedades mecânicas e excelente perda de ferro.

[00139] Entretanto, no Exemplo Comparativo B1 em que a quantidade de C era excessiva, a perda de ferro não foi suficientemente reduzida.

[00140] No Exemplo Comparativo B2 em que a quantidade de Si não era suficiente, a resistência mecânica foi danificada visto que a resistência à precipitação não foi gerada e, adicionalmente, a perda de ferro aumenta.

[00141] No Exemplo Comparativo B3 em que a quantidade de Si era excessiva, as propriedades de laminação pela fragilização, e as trincas foram geradas durante a laminação a frio.

[00142] No Exemplo Comparativo B4 em que a quantidade de Mn não era suficiente, a perda de ferro não foi suficientemente reduzida.

[00143] No Exemplo comparativo B5 em que a quantidade de Mn era excessiva, as propriedades de laminação pela fragilização, e as trincas foram geradas durante a laminação a frio.

[00144] No Exemplo Comparativo B6 em que a quantidade de Al não era suficiente, a perda de ferro não foi suficientemente reduzida.

[00145] No Exemplo comparativo B7 em que a quantidade de Al era excessiva, as propriedades de laminação pela fragilização, e as trincas foram geradas durante a laminação a frio.

[00146] No Exemplo comparativo B8 em que a quantidade de Cu não era suficiente, as partículas metálicas de Cu não foram suficientemente precipitadas no grão de ferrita, a resistência à precipitação não foi gerada e, dessa forma, as propriedades mecânicas não eram suficientes.

[00147] No Exemplo comparativo B9 em que a quantidade de Cu era excessiva, os defeitos foram gerados na superfície da chapa de aço durante a laminação a quente.

[00148] [Exemplo 2]

[00149] Empregando-se o método de fabricação sob a condição ilustrada na Tabela 5-1 em relação ao aço tendo a composição química do aço N° A10 ilustrado na Tabela 4-1, os exemplos da invenção e os exemplos comparativos da chapa de aço magnético não foram obtidos. O tamanho médiode grão de cristal do grão de ferrita, o tamanho médio de grão das partículas metálicas de Cu, a densidade numérica, a estrutura de cristal, a razão de partículas de 9R e a razão de partículas de BCC nos exemplos da invenção e nos exemplos comparativos foram ilustrados na Tabela 5-2. As propriedades mecânicas e as propriedades magnéticas dos exemplos da invenção e dos exemplos comparativos da invenção foram ilustradas na Tabela 5-3. Além disso, a razão de área de ferrita, que não continha a estrutura não recristali- zada na estrutura metalográfica em todas as chapas de aço magnético, era 99,0% por área ou mais. [TABELA 5-1]

[TABELA 5-2]

[TABELA 5-3]

[00150] Os Exemplos da invenção C1 a C14 em que a condição de fabricação está dentro da faixa de regulação da presente invenção, tinham excelentes propriedades mecânicas e excelente perda de ferro.

[00151] Entretanto, no Exemplo Comparativo D1 em que a tempera tura inicial de laminação a quente de acabamento F0T, a temperatura final de laminação a quente de acabamento FT, e a temperatura de enro-lamento CT eram excessivamente altas, a razão de partículas de 9R não era suficiente e, dessa forma, a resistência à fadiga não era suficiente.

[00152] No Exemplo Comparativo D2 em que a temperatura Inicial de laminação a quente de acabamento F0T, era excessivamente alta e a temperatura de imersão no recozimento por recristalização não era suficiente, os grãos de ferrita eram excessivamente finos e, dessa for-ma, a perda de ferro não foi suficientemente reduzida.

[00153] No Exemplo Comparativo D3 em que a temperatura inicial de laminação a quente de acabamento F0T e a temperatura de imersão no recozimento recristalizado são excessivamente altas, o tamanhomédio de grão dos grãos de ferrita foi engrossado e, dessa forma, a resistência mecânica foi danificada e, adicionalmente, as propriedadesmagnéticas também não eram excelentes.

[00154] No Exemplo Comparativo D4 em que a temperatura no re- cozimento por recristalização era baixa e o tempo de imersão também não era suficiente, os grãos de ferrita são excessivamente finos e, dessa forma, a perda de ferro não foi suficientemente reduzida.

[00155] No Exemplo Comparativo D5 em que a taxa de resfriamentoapós a imersão no recozimento por recristalização não era suficiente, as partículas metálicas de Cu são engrossadas, a densidade numérica das partículas metálicas de Cu não era suficiente e, dessa forma, a resistência mecânica foi danificada. Além disso, visto que as partículas grossas de Cu impedem o movimento da parede magnética, no Exemplo Comparativo D5, a perda de ferro também não foi suficientemente reduzida.

[00156] No Exemplo Comparativo D6 em que o tempo de imersão não era suficiente no recozimento por precipitação de Cu, as partículas metálicas de Cu tendo um efeito de reforço de precipitação não foram precipitadas e, dessa forma, a resistência mecânica foi danificada.

[00157] No Exemplo Comparativo D7 em que a temperatura de imersão era suficientemente baixa no recozimento por precipitação de Cu, as partículas metálicas de Cu tendo um efeito de reforço de precipitação não foram precipitadas e, dessa forma, a resistência mecânica foi danificada.

[00158] No Exemplo Comparativo D8 em que a temperatura de imersão era excessivamente alta no recozimento por precipitação de Cu, as partículas metálicas de Cu foram engrossadas, a densidade numérica das partículas metálicas de Cu não era suficiente e, dessa forma, a resistência mecânica foi danificada. Além disso, o Cu engrossado dete-riora a perda de histerese e, dessa forma, no Exemplo Comparativo D8, a perda de ferro também não foi suficientemente reduzida.

[00159] No Exemplo Comparativo D9 em que o tempo de retenção não era suficiente no processo de retenção, similar ao Exemplo Comparativo D6 em que o tempo de imersão não era suficiente no recozi- mento por precipitação de Cu, as partículas metálicas de Cu tendo um efeito de reforço de precipitação não foram precipitadas e, dessa forma, a resistência mecânica foi danificada.

[APLICABILIDADE INDUSTRIAL]

[00160] Conforme descrito acima, de acordo com a presente invenção, é possível fabricar e fornecer uma chapa de aço magnético não orientado tendo baixa perda de ferro e excelentes propriedades de fadiga. Visto que a chapa de aço magnético não orientado da presente invenção pode contribuir para aumentar a velocidade de rotação de um motor e aumentar a eficiência do motor, a presente invenção tem uma aplicabilidade industrial de alto uso.

Claims

1. Chapa de aço magnético não orientado, caracterizada pelo fato de que compreende, como uma composição, em % em massa: C: 0,0010% a 0,0100%; Si: 1,00% a 4,00%; Mn: 0,05% a 1,00%; Al: 0,10% a 3,00%; Cu: 0,50% a 2,00%; Ni: 0% a 3,00%; Ca: 0% a 0,0100%; REM: 0% a 0,0100%; Sn: 0% a 0,3%; Sb: 0% a 0,3%; S: 0% a 0,01%; P: 0% a 0,01%; N: 0% a 0,01%; O: 0% a 0,01%; Ti: 0% a 0,01%; Nb: 0% a 0,01%; V: 0% a 0,01%; Zr: 0% a 0,01%; Mg: 0% a 0,01%; e um restante de Fe e impurezas, em que uma estrutura contém 99,0% por área ou mais de grãos de ferrita recristalizados, em que um tamanho médio de grão de cristal dos grãos de ferrita é 30 μm a 180 μm, em que os grãos de ferrita contêm partículas metálicas de Cu cuja densidade numérica é 10.000 a 10.000.000 número/ μm3no interior dos mesmos, em que as partículas metálicas de Cu no interior dos grãos de ferrita contêm partículas de precipitação tendo uma estrutura de 9R cuja densidade numérica é 2% a 100% em relação à densidade numérica das partículas metálicas de Cu, e partículas de precipitação tendo uma estrutura de bcc cuja densidade numérica é 0% a 98% em relação à densidade numérica das partículas metálicas de Cu, e em que um tamanho médio de grão das partículas metálicas de Cu no interior dos grãos de ferrita é 2,0 nm a 10,0 nm.

2. Chapa de aço magnético não orientado, de acordo com a reivindicação 1, caracterizada pelo fato de que compreende, como uma composição, em % em massa: um ou mais selecionados a partir de um grupo composto de Ni: 0,50% a 3,00%; Ca: 0,0005% a 0,0100%; e REM: 0,0005% a 0,0100%.