CN101466851A - 高强度电磁钢板及其制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明的目的是制造抗拉强度为500MPa以上的高强度、兼具耐磨性与磁通密度和铁损优良的磁特性的高强度电磁钢板。本发明涉及高强度电磁钢板的制造方法，其中，以质量％计，所述高强度电磁钢板含有C：0.060％以下、Si：0.2～6.5％、Mn：0.05～3.0％、P：0.30％以下、S或Se：0.040％以下、Al：2.50％以下、N：0.020％以下，或者还含有Cu：0.001～30.0％、Nb：0.03～8.0％中的一种以上，且在钢板内部残存有加工组织，所述制造方法的特征在于，将即将进入形成最终残存在钢板内部的加工组织的工序之前的钢板的平均晶体粒径D(μm)粗大化为D≥20μm；作为优选的制造方法，在最终的加工工序中，在赋予变形之后，不实施使加工组织消失的热处理。本发明还涉及由上述高强度电磁钢板的制造方法得到的电磁钢板。

Description

高强度电磁钢板及其制造方法

技术领域

本发明涉及高强度电磁钢板、特别是高强度无方向性电磁钢板，是关于高速旋转机械用的低铁损且高磁通密度、高强度的磁性材料以及电磁开关用的耐磨损性优良的磁性材料及其制造方法。

背景技术

以往，转子(转动体)用材料中一直使用层叠的电磁钢板，但是，最近在要求高速旋转和转子径大型化的用途中，出现了施加在转子上的离心力大于电磁钢板的强度的可能性。而且，在转子中组装磁铁的结构的发动机也增多，即使转速不是那么高，在转子的旋转中施加在转子材料本身上的负荷增大，在疲劳强度方面，材料的强度也成为问题的情况越来越多。

此外，电磁开关在其用途上随着使用而发生接触面磨损，因此希望得到不仅电磁特性优良、而且耐磨损性也优良的磁性材料。

对应于这样的需求，最近对强度高的无方向性电磁钢板进行了研讨，提出了几个方案。例如，在特开平1-162748号公报和特开昭61-84360号公报中提出了如下方案：将使Si含量提高、进而含有Mn、Ni、Mo、Cr等固溶体强化成分中的1种或2种以上的板坯作为坯材，但担心它们在轧制时频繁发生板的断裂，具有对生产效率降低、合格率降低等进行改善的余地，而且，由于大量含有Ni或Mo、Cr，因此成为价格极高的材料。在特开2005-113185号公报、特开2006-070348号公报中公开了使加工组织残存而获得强度的无方向性电磁钢板，以及在特开2006-009048号公报、特开2006-070296号公报中还公开了另外通过使Nb等固溶而抑制了再结晶的无方向性电磁钢板。但是，它们没有特别注意到加工组织形成前的晶体粒径，因此，存在无法得到稳定的铁损的问题。

此外，在特开2004-84053号公报、特开2004-99926号公报中公开了关于大量含有Cu的电磁钢板的技术，但是，钢中所析出的Cu相就成为原因，很难说能充分降低涡流损耗，在高频特性成为问题的用途中的应用方面还有改善的余地。

如上所述，对于高强度的电磁钢板提出了许多方案，但是，实际情况是无法达到确保必要的磁特性、并且使用通常的电磁钢板制造设备在工业上进行稳定地制造的程度。本发明人之前已经在日本特愿2003-347084号中对在钢板中残存有加工组织的高强度电磁钢板进行了专利申请。

该技术是基于下述内容而实现的，即，即使在结晶组织中残存加工组织，磁特性也不会变得那么差，从强度的上升效果来考虑，不仅不比以往的通过固溶元素或析出物而强化了的材料逊色，而且从生产效率和磁特性、特别是磁通密度的板面内的各向异性方面考虑，也是非常有用的技术。但是，对于具有加工组织的电磁钢板，关于如何提高磁特性和机械特性的平衡，明确的冶金术并没有被确立，在这一点上无法确证该技术为最适当的技术。

发明内容

本发明人为了阐明上述方面，尤其对轧制前的组织的影响进行了详细的实验，发现了在具有加工组织的电磁钢板中，存在谋求兼顾磁特性和机械特性的最适当的区域，而且考虑到生产效率、尤其是钢带的通板性，成功地设定了在工业上最适当的范围。

本发明的目的在于，例如冷轧性和退火操作性等与通常的电磁钢板相同、能稳定地在线(online)制造高强度的无方向性电磁钢板，该无方向性电磁钢板具有抗拉强度(TS)例如为500MPa以上的高强度，其在具有耐磨损性的同时，还兼顾了特别是当高速旋转的发动机等在高频磁场下使用时磁通密度(B50)和铁损等优良的磁特性。本发明是为了解决上述课题而完成的，其要点如下所述。

(1)一种高强度电磁钢板的制造方法，以质量％计，所述高强度电磁钢板含有C：0.060％以下、Si：0.2～6.5％、Mn：0.05～3.0％、P：0.30％以下、S或Se：0.040％以下、Al：2.50％以下、N：0.040％以下，剩余部分由Fe以及不可避免的杂质构成，而且在钢板内部残存有加工组织，所述制造方法的特征在于，将即将进入形成最终残存在钢板内部的加工组织的工序之前的钢板的平均晶体粒径d设定为20μm以上。

(2)一种高强度电磁钢板的制造方法，以质量％计，所述高强度电磁钢板含有C：0.060％以下、Si：0.2～6.5％、Mn：0.05～3.0％、P：0.30％以下、S或Se：0.040％以下、Al：2.50％以下、N：0.040％以下，剩余部分由Fe以及不可避免的杂质构成，而且在钢板内部残存有加工组织，所述制造方法的特征在于，将即将进入形成最终残存在钢板内部的加工组织的工序之前的钢板的平均晶体粒径d(μm)设定为：d≥(220—50×Si％—50×Al％)。

(3)根据上述(1)或(2)所述的高强度电磁钢板的制造方法，其特征在于，将即将进入形成最终残存在钢板内部的加工组织的工序之前的钢板的平均晶体粒径d(μm)设定为：d≤(400—50×Si％)、且d≤(820—200×Si％)。

(4)根据上述(1)～(3)中任意一项所述的高强度电磁钢板的制造方法，其特征在于，将即将进入形成最终残存在钢板内部的加工组织的工序之前的钢板的再结晶率设定为50％以上。

(5)根据上述(1)～(4)中任意一项所述的高强度电磁钢板的制造方法，其特征在于，以质量％计，钢成分还含有Cu：0.001～30.0％、Nb：0.03～8.0％中的一种以上。

(6)根据上述(1)～(5)中任意一项所述的高强度电磁钢板的制造方法，其特征在于，以质量％计，钢成分还含有Ti：1.0％以下、V：1.0％以下、Zr：1.0％以下、B：0.010％以下、Ni：15.0％以下、Cr：15.0％以下中的一种或两种以上。

(7)、根据上述(1)～(6)中任意一项所述的高强度电磁钢板的制造方法，其特征在于，以质量％计，钢成分还含有合计为0.5％以下的选自Bi、Mo、W、Sn、Sb、Mg、Ca、Ce、La、Co中的一种或两种以上。

(8)根据上述(1)～(7)中任意一项所述的高强度电磁钢板的制造方法，其特征在于，存在于所述钢板内部的加工组织以截面观察中的面积率计为1％以上。

(9)根据上述(1)～(8)中任意一项所述的高强度电磁钢板的制造方法，其特征在于，所述钢板内部的加工组织中的平均位错密度为1×10¹³/m²以上。

(10)一种上述(1)所述的高强度电磁钢板，其特征在于，所述高强度电磁钢板在从室温至1150℃的温度区域中为铁素体单相、或者以质量％计满足：980—400×C+50×Si—30×Mn+400×P+100×Al—20×Cu—15×Ni—10×Cr>900。

(11)根据上述(10)所述的磁特性显著优良的高强度电磁钢板，其特征在于，通过450℃下30分钟的热处理，使抗拉强度上升100MPa以上。

(12)一种高强度电磁钢板的制造方法，其特征在于，在制造上述(11)所述的钢板的过程中，将冷轧后的最终热处理设为下述热处理，所述热处理是：在800℃以上的温度区域中保持5秒以上，且即使在该热处理的最高达到温度下钢材内也不生成奥氏体相。

(13)一种高强度电磁钢板的制造方法，其特征在于，在制造上述(10)所述的钢板的过程中，在800℃以上的温度区域保持了5秒以上后的冷却工序中以40℃/秒以上的冷却速度冷却至300℃以下。

(14)根据上述(10)所述的高强度电磁钢板的制造方法，其特征在于，在所述冷却工序中，将700～400℃的停留时间设定为5秒以下。

附图说明

图1是表示依赖于加工前粒径的强度-铁损平衡的图。

具体实施方式

本发明人等为了达到上述目的，进行了各种实验并作了反复研究。即，本发明的钢板含有C：0.060％以下、Si：0.5～6.5％、Mn：0.05～3.0％、P：0.30％以下、S或Se：0.040％以下、Al：2.50％以下、N：0.040％以下，而且根据需要还可以含有Cu：0.001～30.0％和Nb：0.05～8.0％中的一种以上；其中，(1)使钢板组织中存在加工组织，通过位错强化而实现高强度化，(2)使形成最终残存在钢板内的加工组织之前的结晶组织粗大化，(3)通过将上述的结晶组织按照与Si量的关系的观点进行限制，使通板性提高，由此，在电磁钢板内残存、生成有加工组织的钢板中，不会发生操作性等问题，能以高生产效率提高强度与磁特性的平衡。

[成分组成]

首先，对本发明的高强度电磁钢板的成分组成进行说明。

C使磁特性变差，因此设定在0.060％以下。另一方面，也有下述效果：在改善织构(texture)上有效地发挥作用，抑制对磁性来说不优选的{111}方位的发展，促进优选的{110}和{100}、{114}等方位的发展。此外，从高强度化、特别是提高屈服应力和提高温热强度、蠕变强度、提高温热下的疲劳特性的观点考虑，并从在含Nb钢的情况下还具有通过NbC使再结晶延迟的效果考虑，C优选为0.0031～0.0301％，更优选为0.0051～0.0221％，进一步优选为0.0071～0.0181％，更进一步为0.0081～0.0151％。

在不特别重视C产生的上述效果的情况下或者在特别是对磁时效的要求非常严格的情况下，在直到板坯阶段之前，从脱氧效率的观点来看，也可以含有更高的C，并通过形成卷材后的脱碳退火来使C减少。在含量降低至0.010％左右以下的情况下，从制造成本的观点考虑，在钢液阶段通过脱气设备将C量降低是有利的。特别是，如果C量为0.0020％以下，则铁损降低的效果显著，在为了高强度化而不将碳化物等非金属析出物作为必要的本发明的钢中，即使C量在0.0015％以下也能高强度化，而且即使在0.0010％以下也能实现充分的高强度化。

Si提高钢的电阻率并减少涡流，降低铁损，并且提高抗拉强度，但添加量小于0.2％时，其效果小。优选为1.0％以上，更优选为1.5％以上，进一步优选为2.0％以上，再优选为2.5％以上。一般在高频磁场中使用的情况下，涡流引起的损失增大，但是，即使在含加工组织的本发明的钢中，尤其是为了抑制该涡流损失，提高Si含量也是有效的。但是，如果超过6.5％时，使钢显著脆化，而且使制品的磁通密度降低，因此将Si设定为6.5％以下，优选为4.0％以下。如后所述，最适当的Si量范围也要对作为本发明的重要的因素即在即将进入形成最终残存在钢板内的加工组织之前的结晶组织进行考虑之后来确定。尽管Si量也取决于该结晶组织，但是为了减少脆化的担心，Si量优选为3.7％以下，如果为3.2％以下，同时存在与其他的元素量的平衡，对于脆化就基本没有考虑的必要了。而且，也可以设定为小于2.0％、小于1.5％、甚至小于1.0％。

另外，在利用后述的固溶Cu的情况下，Si抑制了高温下的奥氏体相的生成，使得即使在高温下铁素体相也稳定，对于使由固溶Cu带来的涡流损耗降低效果变得显著的方面也有效，但是添加量小于1.5％时，该效果小。特别是在低Si钢中，存在由固溶Cu带来的涡流损耗的降低效果变弱的倾向，因此，优选含有2.1％以上的Si，更优选含有2.6％以上的Si。

Mn可以提高钢的强度，因此可以积极地添加，但在作为高强度化的主要手段而有效利用加工组织的本发明的钢中，为了该目的并不是特别需要。尽管可以出于下述目的而添加，但是过量的添加不仅使磁通密度降低，而且助长高温下的奥氏体相的生成，上述目的是通过提高电阻率或使硫化物粗大化而促进晶粒成长来降低涡流损耗，由此来使铁损降低，因此，设定为0.05～3.0％，优选设定为0.5％～2.5％，更优选为0.5％～2.0％，进一步优选为0.8％～1.2％。

P是提高抗拉强度的效果显著的元素，有助于高温下的铁素体相稳定化，但是，与上述的Mn同样，在本发明的钢中未必有添加的必要。当超过0.3％时，脆化严重，在工业规模下的热轧、冷轧等处理变得困难，因此将上限设定为0.30％。优选为0.20％以下，更优选为0.15％以下。

S容易与本发明的钢中根据需要而添加的Cu相结合，对作为添加Cu的目的而言是重要的即以Cu为主体的金属相的形成行为造成影响，有时使强化效率降低，因此在大量含有的情况下必须注意。另外，也能够根据热处理条件积极地形成微细的Cu硫化物，促进高强度化。有时所生成的硫化物有时使磁特性、特别是铁损劣化。特别是在铁损的管理值严格的情况下，优选S的含量低，将其限定为0.040％以下。优选为0.020％以下，更优选为0.010％以下。Se也有与S大致相同的效果。

Al通常作为脱氧剂而添加，但抑制Al的添加、并利用Si来谋求脱氧也是可能的。在Al量为0.005％左右以下的Si脱氧钢中，由于不生成AlN，因此也有降低铁损的效果。相反，积极地添加而在促进AlN粗大化的同时，利用电阻率增加也能降低铁损，但当超过2.50％时，脆化成为问题，因此设定为2.50％以下，也可以设定为小于2.0％、甚至小于1.8％。

另外，利用固溶Cu作为强化元素时，从这些脱氧、氮化物形成的观点考虑，作为固溶Al，为了高温下的铁素体相稳定化以及利用电阻增大带来的抑制涡流损耗，可以积极地添加。此外，还具有促进固溶Cu引起的涡流损耗显著降低的效果，优选与Si同样地积极地添加，优选为0.3％以上，更优选为0.6％以上，进一步优选为1.1％以上，更进一步优选为1.6％以上，再进一步优选为2.1％以上。但是，超过2.50％时，铸造性以及脆化成为问题，因此，设定在2.50％以下。

N由于与C同样使磁特性劣化，因此将其设定为0.040％以下。在Al为0.005％左右以下的Si脱氧钢中，除了与C同样地高强度化、特别是提高屈服应力和提高温热强度、蠕变强度、提高温热下的疲劳特性、以及具有在含Nb的情况下通过NbN使再结晶延迟的效果之外，从改善织构的观点考虑，也是有效的元素。从该观点考虑，N优选为0.0031～0.0301％，更优选为0.0051～0.0221％，进一步优选为0.0061～0.0200％，更进一步优选为0.0071～0.0181％，再进一步优选为0.0081～0.0151％。在Al为0.010％左右以上的情况下，当含有大量的N时，就可以形成微细的AlN，从而提高再结晶延迟效果，但是再结晶延迟的效率变差，而且对磁特性的不良影响也比较大，因此不一定必须添加。在Al脱氧钢中，应该将N设定为0.0040％以下，在不期待由氮化物带来的强度上升和再结晶延迟效果的情况下，N越低越优选，如果设定为0.0027％以下时，则磁时效和在含Al钢中的AlN引起的特性劣化的抑制效果显著，进一步优选为0.0022％以下、更进一步优选为0.0015％以下。

Cu在本发明中可以根据需要含有。通过使Cu以固溶Cu的形式存在，由此具有使钢板的再结晶温度上升、使钢板的再结晶延迟的效果。在本发明的加工强化中，从0.001％左右开始表现出这样的效果，依据杂质的量，即使不特别积极地添加Cu，也能得到Cu带来的该效果，但是Cu含量优选为0.002％以上、0.003％以上、0.005％以上、0.007％以上、0.01％以上、0.02％以上、0.03％以上、0.04％以上、0.05％以上，进而，如果含有0.1％以上、0.5％以上、1.0％以上、2.0％以上，则能表现出更好的效果。Cu的含量低时，再结晶延迟效果变小，同时用于获得再结晶延迟效果的热处理条件被限定在狭窄的范围内，制造条件的管理、生产调整的自由度也变小。另一方面，Cu的含量过高时，对磁特性的影响增大，尤其是铁损的上升也变得显著，因此，从该观点来看，上限为8.0％，特别优选为5.5％以下。从添加成本的观点来看，也可以小于0.1％，进而小于0.01％。

在以往的钢中，在这样的低Cu区域中，Cu的影响几乎看不到，但是在本发明的钢中，即使这样少量的Cu也能在耐力-铁损平衡的提高方面表现出优选的效果。虽然其机理不清楚，但是可以按照如下所述来考虑。像本发明的钢这样，在钢中存在的高密度的位错虽说是为了确保强度而必需的，但是使得铁损明显上升。对于耐力上升而言，与残存在钢中的位错和将钢板变形时新导入的位错的相互作用、或者残存在钢中的位错的活动的容易性相关联，相互作用越强，或者已有的位错越难活动，耐力越是上升。另外，铁损同残存在钢中的位错和在附加了磁场时进行移动的磁畴壁的相互作用相关联，该相互作用越小，越能抑制铁损上升。作为结果，如果与位错的相互作用大(或者残存的位错自身难以活动)、使与磁畴壁的相互作用小的位错大量残存，则耐力-铁损平衡提高。可以认为这样的相互作用的大小基本上与位错周围的应力场(晶格的变形)相关，并可以认为少量的Cu在残存的位错的周围偏析，形成最适合耐力-铁损平衡提高的应力场，或者使在残存的位错形成的过程中选择性地增殖优选的位错，或者在使退火过程中选择性地残存优选的位错。不明确在哪个阶段发挥少量Cu的效果，但是，如果将起因于Cu与Fe的原子半径的差的应力场的变化作为一个原因的话，是可以进行说明的。

另一方面，本发明人已经申请了通过在电磁钢板中形成将Cu作为主体的金属相(以下，在本发明中记为“Cu金属相”)来谋求高强度化的技术，但是，关于Cu金属相，进行与本申请的组合并不会损害本发明的效果。虽然没有特别的限定，但是，本发明的钢中存在的Cu金属相或者Nb析出物的直径优选为0.20μm以下的程度。超过该范围时，再结晶延迟的效率降低，不仅需要大量的金属相，且对磁特性的不良影响也容易增大。此外，虽然同样也没有特别的限定，但是，Cu金属相或者Nb析出物的数密度根据Cu、Nb和C的含量与析出相的尺寸的关系，在可以取得的范围内存在限制，优选为20个/μm³以上的程度。该效果在上述Cu浓度范围内能实现。

此外，在后述的将固溶Cu用作强化元素的情况下，作为为了表现出良好的高频特性的范围，也可以将Cu设定在2.0～30.0％。Cu的含量低时，涡流损耗降低效果变小。另一方面，Cu的含量过高时，难以抑制将Cu作为主体的金属相的生成，不仅涡流损耗降低效果减小，而且比较粗大的Cu金属相生成的情况、磁滞损耗大幅度上升，并且还存在热轧时的钢板的裂纹、缺陷变严重的顾虑。

因此，此时的Cu的含量优选为2.1％以上，更优选为2.6％以上，进一步优选为3.1％以上，更进一步优选为3.6％以上，再进一步优选为4.1％以上，再更进一步优选为4.6％以上。还考虑到Cu本身的添加成本和以抑制起因于Cu的热轧时的表面缺陷(Cu脱落)为目的而添加的Ni的添加成本时，上限优选为20.0％，更优选为15.0％，进一步优选为12.0％，更进一步优选为10.0％。另外，此时如果在高Si钢中所添加的Cu为固溶状态，与其说像Si和Al那样不会使钢脆化并使冷轧性劣化，不如说还具有抑制Si等引起的脆化的优选的作用，而且，像后述的Cr那样，不会使磁通密度大幅度劣化，即使较多地含有，损害也较小。

Nb在本发明中可以根据需要而添加。也取决于含有C、N、S的量，但是，钢板中大量形成碳化物、氮化物或硫化物等微细的析出物，使得铁损显著劣化，并且促进冷轧、退火后的{111}织构的发达，从而使磁通密度降低，因此，本发明的钢中不一定必须要添加。因此，将Nb的上限设定在8％以下，优选为0.02％以下，更优选为0.0050％以下，进一步优选为0.0030％以下，从而可以获得良好的铁损。

但是，Nb的主要的碳化物、氮化物(以下在本说明书中记作“Nb析出物”)具有延迟钢板的再结晶的作用，因此，在本发明中也可以积极地活用。此外，也具有通过微细的Nb析出物在不对磁特性产生不良影响的范围内谋求高强度化的效果。而且，也可以以固溶Nb的形式在强化中进行活用。作为该范围，限定在0.05～8.0％。优选为0.08～2.0％。

此外，在以往技术中的高强度电磁钢板中，为了高强度化而使用的大部分元素不仅其添加成本被视作问题，而且由于对磁特性产生很多不良影响，因此不一定必须要添加。在积极添加的情况下，从再结晶延迟效果、高强度化效果、成本上升和磁特性劣化的平衡来看，可以添加Ti、Zr、V、B、Ni、Cr中的一种或两种以上，但是其添加量是Ti：1.0％以下、Zr：1.0％以下、V：1.0％以下、B：0.010％以下、Ni：15.0％以下、Cr：15.0％以下的程度。

Ti、Zr以及V是在钢板中形成碳化物、氮化物或者硫化物等微细的析出物、并在高强度化方面具有效果的元素。但是，与Nb相比较，其效果小，而使铁损劣化的倾向大。此外，在冷轧后的退火工序中形成部分再结晶组织的情况下，在磁通密度的提高中促进不利的{111}方位的集聚的效果强，因此，Ti、Zr以及V在本发明的钢中倒成为有害的元素。因此，在不打算通过析出物来进行强化的情况下，Ti、Zr以及V分别优选为1.0％或小于1.0％。更优选为0.50％以下，进一步优选为0.30％以下，更进一步优选为0.010％以下，再进一步优选为0.0050％以下，从而可以获得良好的铁损。

另外，Nb、Zr、Ti、V等碳化物、氮化物、硫化物形成元素只要如上所述不并用它们的析出效果，在本发明中，使其不析出为好，Nb+Zr+Ti+V为小于0.1％，优选为小于0.8％，更优选为0.002～0.05％。

B在晶界偏析，有抑制由P的晶界偏析导致的脆化的效果，但在本发明的钢中，由于像以往的固溶强化主体的高强度电磁钢板那样，脆化不特别成问题，因此该目的下的添加不重要。出于通过固溶B对再结晶温度的影响来延迟再结晶的目的而添加0.0002％以上。当超过0.010％时，显著地脆化，因此将上限设定为0.010％。

Ni也被认为从0.001％左右开始具有使再结晶温度上升的效果，即使以0.01％或者小于0.01％的浓度含有，也在一定程度上具有固定位错的效果，但是优选为0.05％、0.1％、0.5％、1.0％、2.0％、进而为3.0％左右时，其效果进一步得到发挥。已知Ni还对在本发明的钢中作为根据需要而含有的元素即Cu导致的热轧时的表面粗糙(Cu脱落)的防止是有效的，也能够兼有该目的而积极地添加。另外，由于对磁特性的不良影响比较小，且还具有提高磁通密度的效果，并在高强度化方面也可以看到效果，因此是在高强度电磁钢板中使用的情况较多的元素。以防止Cu脱落为目的而使用Ni的情况下，以Cu量的1/8至1/2左右为基准来添加。

如后所述，在将固溶Cu活用来进行高强度化的情况下，通过复合地含有Ni，可以发挥以往看不到的极其显著的涡流损耗降低的效果。其原因不明确，但预想为：固溶Cu和固溶Ni在Fe晶格中的占有位置所产生的影响或者某些与Ni、Cu相关的有序晶格的形成是其原因。

另外，Ni对提高耐蚀性也有效，但考虑添加成本和对磁特性的不良影响，将Ni的上限优选设定为15％，更优选为10％，进一步优选将上限设定为5.0％。

Cr是为了提高耐蚀性、和提高在高频区域下的磁特性而添加的元素，但是仍然考虑到添加成本和对磁特性的不良影响，将Cr的上限优选设定为15.0％。

特别是，如后述那样利用固溶Cu的情况，这些作用通过Cu(或者Ni等其它元素)得以充分发挥，因此在该目的中不一定必须要添加。在利用固溶Cu的情况下，Cr倒不如说是为了控制高温下的铁素体相的稳定性而添加的，但是，由添加引起的磁通密度显著降低，其成为有害元素。此外，固溶Cu引起的涡流损耗的降低效果在低Cr钢上显著表现出来，因此如果没有什么必要，优选不添加Cr。其理由不明确，但是，可以认为固溶Cu效果是通过与除了上述的Si、Al和Ni之外还包含Cr的其它元素的相互作用的现象而变得显著。从该观点来看，也考虑到添加成本，优选将Cr的上限设定在15％，更优选设定在8.0％，进一步优选设定在4.9％，更进一步优选设定在2.9％，进一步更优选设定在1.9％，再进一步优选设定在0.9％，更进一步优选设定在0.4％。

此外，对于其它的微量元素，除了矿石和废料等不可避免地含有的程度的量以外，即使出于公知的各种各样的目的而添加，本发明的效果也并不受到任何损害。此外，还有即使量较少也能形成微细的碳化物、硫化物、氮化物、氧化物等、并显示出很大的再结晶延迟效果和高强度化效果的元素，但是，这些微细的析出物对磁特性的不良影响也较大，且通过在本发明的钢中使它们残留的加工和恢复组织就能得到充分的再结晶延迟效果，因此，这些元素也不一定必须要添加。

关于这些微量元素的不可避免的含量，通常各元素总共为0.005％以下的左右，但也可以出于本说明书中未记载的各种各样的目的而添加至0.01％左右以上。该情况也能够从兼顾成本和磁特性的角度出发，含有合计为0.5％以下的选自Bi、Mo、W、Sn、Sb、Mg、Ca、Ce、Co中的一种或两种以上。

含有上述成分的钢与通常的电磁钢板同样地在转炉中熔炼，通过连铸制成板坯，接着通过热轧、热轧板退火、冷轧、最终退火等工序而制造。在这些工序之外即使再经由绝缘被膜的形成和脱碳工序等也完全不会损害本发明的效果。另外，即使不是采用通常的工序、而是利用采用急冷凝固法进行的薄带的制造、和省略热轧工序的薄板坯、连铸法等的工序来制造也没有问题。

[加工组织]

本发明中，必须将在本发明中称作“加工组织”的特别的组织形成在钢板内。本发明中的“加工组织”是与在通常的电磁钢板中几乎占钢板的总量的“再结晶组织”不同的组织。一般是指通过冷轧加工等在钢板内蓄积的变形未完全消失的组织。更具体地说，在将冷轧后的钢板进行退火的过程中，通过冷轧发生变形而含有高密度的位错的组织通过被由退火工序中的高温保持而产生的位错密度低的组织(“再结晶组织”)蚕食而进行再结晶，其中将未被该“再结晶组织”蚕食的区域称作“加工组织”。该“加工组织”一般也有在退火中通过所谓的“恢复”等使位错密度降低的情况，但并不会降到再结晶组织的程度，作为变形的分布，按照“加工组织”与“再结晶组织”形成不均匀的状况。此外，“加工组织”也可以通过进一步将再结晶组织进行加工来得到。此时从整体来看，成为在组织中残存均匀的变形的状态。本发明中，通过将该加工组织活用来谋求作为目的的高强度化。

[加工前粒径]

接着，对本发明的特征即在即将进入形成最终残存在钢板内部的加工组织的工序之前的钢板的平均晶体粒径d进行说明。以下，将该粒径记作“加工前粒径”。在本发明中基本上通过使“加工前粒径”粗大化，从而大幅度改善加工后的特性、特别是强度-铁损平衡。“加工前粒径”是指，在通过将热轧板进行冷轧来抑制其后的退火时的再结晶从而使得在最终的制品中残存加工组织的情况下，是热轧板时候的粒径。此时，如果在电磁钢板中实施通常进行的热轧板退火，则热轧板退火后的粒径成为“加工前粒径”。此外，在冷轧后将进行了再结晶的钢板再冷轧而使得在最终的制品中残存加工组织的情况下，是退火板时候的粒径。而且，例如，在冷轧后在退火工序中保持加工组织残存的状态进行再冷轧时，实质上也要考虑在再冷轧中的加工的影响大的情况，但是在冷轧中形成的加工组织不会完全消失，受到再冷轧加工而残存到再冷轧后，因此，冷轧前的粒径，即如果是通常的工序，则热轧板粒径为“加工前粒径”。

将本发明中的该“加工前粒径”d(μm)按照Si量以及Al量的关系而规定在特定的范围。即，通过满足以下的式(1)或者(2)、还有(3)和(4)，从而实现作为本发明的特征的优良的强度-铁损平衡。

d≥20μm                             (1)

d≥(220—50×Si％—50×Al％)         (2)

d≤(400—50×Si％)、                 (3)

且d≤(820—200×Si％)                (4)

式(1)是简单地地表示“加工前粒径”为比特定的尺寸粗大的情况。通常的钢板的晶体粒径控制在数微米至数百微米左右的范围，但是，为了得到本发明的效果，必须设定在20μm以上。优选为50μm以上，更优选为100μm以上，进一步优选为150μm以上，更进一步优选为200μm以上，再进一步优选为250μm以上。

式(2)是将能得到本发明的效果的“加工前粒径”用与Si量以及Al量的关系来规定的式子。这是因为一般越是Si量以及Al量高的钢板，强度-铁损平衡越得以提高，因此，越是高Si以及高Al材料，即使“加工前粒径”小，也容易得到良好的强度-铁损平衡。可以是：d≥(200—50×Si％—50×Al％)，或d≥(180—50×Si％—50×Al％)，进而可以是：d≥(150—50×Si％—50×Al％)。另外，也可以是d≥(220—50×Si％)。

式(3)以及式(4)是提供“加工前粒径”的上限的基准的式子。一般越是高Si材料，材料越脆，在“加工前粒径”过于粗大的情况下，材料会进一步变脆，冷轧等加工变得困难，因此，产生需要上限的情况。该上限不仅依赖于除了Si量之外的钢成分和加工前的热过程，还依赖于钢板的加工方法和目标特性等。

将“加工前粒径”控制在上述范围内的具体的条件也依赖于钢成分和加工前的热过程，因此无法限定在特定的范围，但是对于具有通常知识的本领域技术人员来说，通过对具有与目标钢板相当的成分以及热过程的钢板实施数次热处理实验来确定适当的条件并不困难。主要仅仅是：确认该钢板的再结晶以及晶粒成长行为，以形成目标组织的方式来控制热过程。

作为钢成分，提高纯度的方法容易粗粒化，特别是C、N、P的降低是有效的。此外，为使在成分上形成铁素体单相钢，则通过抑制热轧中的相变，容易实现热轧板的粗粒化。

而且，为了指向热轧板中的粗粒化，可以考虑热轧加热温度上升、热轧精加工温度上升、热轧精加工后段压下率降低、精加工轧制后缓冷却、高温卷取、高温长时间热轧板退火等。此外，如果指向退火板中的粗粒化，高温长时间退火比较简便，但是，在热轧中，根据低温板坯加热和高温卷取、高温热轧板退火条件也可以使析出物粗大化，使退火时的晶粒成长性提高。具体地说，例如，即将形成加工组织前的退火工序优选按照下述中的任意一项来进行。

(1)在进行隔着中间退火的两次以上的冷轧的情况中，将即将最终冷轧之前的中间退火以超过850℃的温度(优选为860℃以上)、或者超过30秒的时间(优选为35秒以上)进行。

(2)在冷轧仅一次时进行热轧板退火的情况中，将热轧板退火以超过1100℃的温度(优选为1110℃以上)、或者超过30秒的时间(优选为35秒以上)进行。

(3)在不是上述(1)和(2)的情况下，在热轧的卷取温度超过700℃的温度(优选为710℃以上)下进行。

[加工前组织中的再结晶率]

另外，根据条件，在即将形成最终残存在钢板内部的加工组织之前的钢板中，有时残存有加工组织。此时，为了得到本发明的效果，优选尽量不残存在形成加工组织的工序之前的加工组织，优选形成加工组织的工序前的再结晶率r满足下式：

r≥50％              (5)

更优选r为90％以上，在即将进入形成加工组织的工序之前优选为完全再结晶组织，且满足上述式(1)～(4)。此外，在即将进入形成加工组织的工序前的组织中残存部分未再结晶组织区域的情况下，可以通过满足上述式(5)来得到发明效果，但是，在再结晶部的粒径粗大的情况下，即使未再结晶部超过50％的情况，有时也可以表现出本发明的效果。此时，假定未再结晶部为粒径为5μm的微细的晶粒，通过求出平均粒径，根据式(1)、(2)也可以判定发明效果，这种情况也包含在本发明中。

[加工前粒径的测定方法]

另外，晶体粒径以及再结晶率通常是通过钢铁材料的组织观察来进行的、利用由蚀刻形成板截面的组织观察而求得的值。粒径是从观察的每一个晶粒的面积将晶粒的截面积假定为圆形时的直径，另外，再结晶率是由观察面积中的未再结晶部的面积率来求得的。当然，测定必须是对没有偏在的充分均匀的区域进行。

[加工前粒径的效果]

关于“加工前粒径”的效果的机理不明确，但是，可以考虑位错结构的变化、织构的变化、以及加工前的织构的差引起的加工后的位错结构的变化等的影响。详细情况不明确，但是，预想是由于最终在加工组织中的位错结构变成为下述结构，即相对于利用外部应力要移动的位错起强大的障碍物的作用、且相对于利用外部磁场要移动的磁畴壁难以起障碍物的作用的结构。

[抗拉强度]

本发明作为对象的钢板是具有500MPa以上的抗拉强度的钢板。如果是抗拉强度比500MPa低的钢板，则以通常的Si、Mn等固溶元素为主体进行强化，即使是在组织上完全被再结晶组织占据的钢板，也可以不会使生产效率那么劣化地进行制造，能够得到其材料在磁特性上显著优良的钢板。本发明将通常的固溶体强化作为主体，限定在不能不使生产效率劣化地制造的高强度的材料中。为了更大地享受本发明的优点，优选适用于600MPa以上的钢板、更优选适用于700MPa以上的钢板，进一步优选将800MPa以上的钢板作为对象，目前完全无法制造的900MPa以上的钢板也能制造，而且以往也无法想象的1000MPa以上的钢板也能以高生产效率来制造。

另外，在用作发动机的转子的情况下，微小的变形就意味着部件的寿命结束，因此，应当不用抗拉强度而用屈服应力来评价。本发明的钢使加工组织残留，因此，与固溶体强化钢或析出强化钢相比，如果是相同的强度，屈服应力高，在与这些以往的材料的比较中，能发挥更优选的特性。即，屈服比成为0.7～1.0左右的较高的值，成为屈服应力和抗拉强度的相关性非常强的材料。因此，即使用屈服应力评价，本发明的钢的优越性也完全没有改变，对于像转子那样的屈服应力成为问题的用途，也能毫无问题地发挥本发明的效果。

[加工组织面积率]

该加工组织以在钢板的截面组织观察中的面积率计存在1％以上。截面组织观察在本发明中是在截面的一边为钢板轧制方向、另一边为钢板板厚方向的截面上进行的。使用在通常的钢板中使用的硝酸乙醇等药品，利用蚀刻使得组织显现的方法，但是，对观察方法没有特别的限定，只要是能区别再结晶组织和加工组织的手法即可。

加工组织的面积率为1％以下时，高强度化的效果变小。加工组织实质上为0％的情况是通常的钢板的情况，控制在0～1％的范围的情况，由于高强度化的效果很小，而退火的温度控制等却必须非常严格，因此是不现实的。实际中，为了得到必要的强度水平，对加工组织的面积率进行控制，优选为5％以上，更优选为10％以上，进一步优选为20％以上，更进一步优选为30％以上，再进一步优选为50％以上，再更进一步优选为70％以上。作为实质上再结晶组织无法被观察到的加工组织100％，也丝毫没有问题。此时为完全未退火的所谓的“高硬度冷轧板材”的状态，或者为虽然进行了退火，但是成为再结晶开始以以前的恢复组织的状况。

另外，加工组织即使小于95％、90％、85％、80％、甚至小于75％，也能得到本发明的效果。

[加工组织的形成]

根据本发明的钢板中所必要的强度和磁特性，进行组织的调整，但是，该调整能够根据钢成分、热轧过程、冷轧率、退火温度、退火时间和加热速度、冷却速度等来进行。对本领域技术人员来说，通过几次试验就能毫无问题地进行该调整。此外，在进行退火后再结晶组织占据全量的钢板中，也可以通过再冷轧等赋予变形来形成加工组织。此时通常由于变形在宏观上被均匀地附予，组织的全量变成加工组织，相当于100％的加工组织。此时，考虑加工前的钢成分、热过程、特性等，可以通过加工量来控制强度、磁特性，但是，这对于本领域技术人员来说，也是通过几次试验就能毫无问题地进行控制的。

作为基准，在Si量为1％左右以下的所谓的通常的低级电磁钢板中为不超过700℃左右的温度，在Si量为3％左右的所谓的通常的高级电磁钢板中也为不超过800℃左右的温度，但是，例如通过适量添加Cu、Nb等，则即使在900℃程度以上的温度下也能得到完全没有再结晶的完全恢复组织的本发明的钢。另外，对通常的电磁钢板来说，在有很大不同的温度下进行退火需要炉温的大幅度变更，不仅导致操作性降低，而且由于未燃烧气体的产生，如上所述有时也会在安全性上产生问题。为了避免起因于极低温退火的这些问题，退火温度的下限为400℃左右以上。

退火时间的基准也取决于温度，但是，为了达到退火的效果，必须至少5秒左右。退火时间依赖于成分和热处理之前的制造过程等，因此，无法唯一地明确表示，但是基准可以是以下的程度：如果为850℃，则在5分钟以内；如果为750℃，则在1小时以内；如果为600℃，则在10小时以内。如上所述，这些温度以及时间的条件对于本领域技术人员来说，只要通过几次试验就能毫无问题地发现可以享受发明的效果的条件，关键是确认作为对象的钢板的再结晶行为。

通过再冷轧等新形成了加工组织的情况中，在加工量低时，有时难以通过上述的组织观察法明确地表示加工组织的存在，但是，作为充分得到发明的效果的基准，也可以采用截面组织观察中的(板厚方向的晶粒大小)/(轧制方向的晶粒大小)，将该值设为0.9以下。如果为0.8以下，能明确地得到高强度化的效果，优选为0.7以下，更优选为0.6以下，进一步优选为0.5以下，更进一步优选为0.3以下。但是，该值过低时，磁特性的劣化显著，因此必须注意。

以上的加工通常通过冷轧来进行，但是如果变形量或者材质的变化在本发明的规定的范围内，则并不必局限于此，也可以是温热轧制、加工组织不消失的程度的热轧、还有通过附予张力而产生的拉伸变形、利用矫平器等的弯曲变形、喷丸或锻造等方法。由于通过赋予变形的方法，能够使位错结构变化成后述的对于本发明来说优选的结构，因此也能进一步提高特性。

在将该加工通过冷轧来进行的情况下，作为压下率的基准，可以从上述晶粒的大小之比容易地进行推断，但是可以是10～70％左右。这样，将在退火工序进行了某一程度的软质化的材料进一步通过再冷轧而硬质化的情况下，能简单地进行材料的薄壁化，作为以往难以制造的材料的极薄电磁钢板的生产效率也提高。由本发明制得的这样的超极薄电磁钢板由于能够抑制尤其是在高频磁场下使用的情况中的涡流损耗，因此，也具有对铁损降低有效的优点。

另外，在现状中如本发明的一个方法所示，存在对进行了再结晶退火的钢板实施1～20％左右的表皮光轧而作为制品上市的电磁钢板，即所谓的半工艺(semi-process)电磁钢板。该方法是下述手段：实施了表皮光轧的板作为制品而上市，在发动机制造厂中被加工成发动机的部件后，在再结晶充分进行的条件下进行退火，使得发生由变形诱发的粒成长，从而得到粗大的再结晶组织，从而谋求磁特性的改善，该方法有时也称为表皮光轧法，但是，在该方法中，在作为部件使用时，并未使加工组织残存。

[加工组织形成后的热处理]

本发明在本质上是与该钢板以及方法不相同，在加工成电气设备的部件后基本不进行热处理。即使在钢板的粘接和表面控制等中进行某些热处理的情况下，本发明中规定的加工组织也不会消失，限定在限于本发明的规定内的制品和方法。这是因为，在加工组织消失或者脱离本发明的规定范围时，在实际上用作发动机的状况中，所必需的钢板的强度尤其变得不够。该热处理的温度的基准与上述的钢板退火工序中的温度条件相同。最适当的条件是下述条件，即，在制造钢板的本领域技术人员的协助下，或者即使不协助，通常的电气设备的制造者通过几次试验就能毫无问题地找到可以享受本发明的效果的条件。

[位错密度]

上述的“加工组织”的效果也可以通过“加工组织”中的位错密度来评价。加工组织中的平均位错密度可以为1×10¹³/m²以上，优选为3×10¹³/m²以上，更优选为1×10¹⁴/m²以上，进一步优选为3×10¹⁴/m²以上。该位错密度可以通过透射型电子显微镜等来测定。在钢板全量为再结晶组织的通常的电磁钢板中，平均位错密度为1×10¹²/m²左右以下，因此，在与加工组织的区别中形成充分的差值即10倍以上。

另外，严格地说，已知在通常的电磁钢板中，在作为各种部件使用时，在制造厂等中也进行剪切或铆接等加工，由此导入到钢板中的变形残存不少，影响到部件特性。这样的变形仅进入到钢板的加工部位中，因此，与本发明中在钢板整体上有意识地残存的变形不同，在作为部件整体的高强度化中几乎没有贡献。

[能够维持磁特性的理由]

如本发明所述，即使在材料中使加工组织残存也能够维持良好的磁特性的原因不明确，但是，可以按照如下所述来考虑。加工组织由于是使磁特性大大劣化的成分，因而没有被作为材料的高强度化的手段而被顾及，高强度化是通过晶粒微细化、固溶强化、析出强化等来进行的。但是，对材料的高强度化的要求在不断提高，以往的高强度化手段必定会跨入到使磁特性显著劣化的条件的区域中，在这样的状况下，在重新审视活用了加工组织的高强度化手段时，从另一个方面来看，不能说是那么不利的方法。

此外，以往研究的是，加工组织的影响只是对材料实施冷轧、在变形量比较小的范围，在这样的条件下，可以预测并没有形成在材料中的位错结构比较均匀、形成像所谓的胞(cell)结构或恢复组织那样的比较稳定的位错配置的加工组织。可以认为以这种程度的加工量作为高强度化手段完全没有魅力，而且，在这样的位错结构中，位错只会构成磁畴壁的障碍，磁特性的劣化显著，无法进行实用化。

另一方面，在像本发明那样进行较高的变形量的冷轧加工时、或在通过退火而恢复的加工组织中，位错形成较稳定的胞结构。胞的大小通常是直径1μm以下，也可以是0.1μm的程度，胞的边界由位错形成，除了与邻接的胞的晶体方位差小之外，具有与一般的晶粒相同的结构，可以看成一种超微细晶粒，难以构成磁畴壁移动的障碍。此外，这样的超微细晶粒强度也高，也相应地具有在必须进行加工的情况下的延展性，如果考虑到强度与磁性的平衡，可以认为处于能够充分实用化的水平。

此外，在加工组织存在的本发明的钢中，在铁损中特别是涡流损耗的贡献增大的高频磁场下使用的用途中，Si、Mn、Al、Cr、Ni等的添加是重要的，由于对加工硬化行为或再结晶行为等的位错行为有很大影响，因此，以电磁钢板为基体的位错强化钢的开发具有与在汽车或容器等中使用的所谓的加工用普通钢中的钢板完全不同的意思。

[固溶Cu的利用]

另外，在本发明中，除了Si等的以往知道的固溶强化元素之外，含有固溶Cu，不会导致伴随添加以往的合金元素的磁特性或者制造性的劣化，也能得到高频磁特性优良的电磁钢板(以下，称为固溶Cu强化)。此时，通过以下处理，即，

1)添加以往无法预见的大量的Cu。

2)在高温区域抑制奥氏体相的生成。

3)将高温热处理在铁素体区域中进行，从而使得大量的Cu固溶。

4)为了使在冷却中形成过饱和的Cu不析出，对冷却进行控制。通过上述处理，所添加的Cu在最终制品中以固溶Cu的形式存在，表现出以往没有考虑到的涡流损耗的抑制效果，能得到良好的高频铁损，并且能将对磁通密度劣化的影响抑制到比较小。

固溶Cu强化是与上述的加工强化相独立的效果，即使不伴有加工强化，也可以单独实施。此时，例如形成如下的电磁钢板，以质量％计，该电磁钢板含有C：0.06％以下、Si：1.5～6.5％、Mn：0.05～3.0％、P：0.30％以下、S或Se：0.040％以下、Al：2.50％以下、Cu：2.0～30.0％、N：0.0400％以下，剩余部分由Fe以及不可避免的杂质构成，且钢材内部不含由Cu形成的金属相，并且根据情况，该电磁钢板也可以含有Nb：8％以下、Ti：1.0％以下、B：0.010％以下、Ni：15.0％以下、Cr：15.0％以下中的一种或两种以上。

另一方面，通过用于加工强化中，与由固溶Cu引起的再结晶温度上升效果互相结合，可以得到协同的强化效果。

固溶Cu量增大时，涡流损耗的降低效果和脆化效果不仅仅取决于固溶元素的量，还可以看到如上所述相互作用的效果，因此，考虑到这个，设定优选的成分范围。而且，利用固溶Cu强化时，优选最终实施为了使进行再结晶、粒成长的热处理，因此，必须设置成对由该热处理时的含有Cu的析出物形成等引起的固溶Cu量的变化也进行了考虑的成分。特别是，热处理时的钢母相的相变不仅使得Cu的溶解度发生很大的变化，而且对于磁通密度来说优选的织构消失，因此，利用固溶Cu强化时，基本上应当避免热处理时的相变。具体地说，优选在从室温至1150℃的温度区域中电磁钢板为铁素体单相或者以质量％计满足下式，

980—400×C+50×Si—30×Mn+400×P+100×Al—20×Cu—15×Ni—10×Cr>900             式1

在脱离该范围内时，热处理中发生不优选的相变、较大地阻碍固溶Cu强化的效果的可能性增大。

固溶Cu强化的特征可以通过比较来明确显示与一般的材料相比，存在的特性。在与除Cu以外的钢成分实质上相同、Cu：0.1％、并且晶体粒径相同的钢板的比较中，固溶Cu强化了的钢板能得到铁损W_10/400为0.8倍以下、0.7倍以下、0.6倍以下、0.5倍以下、0.4倍以下、更优选为0.30倍以下的特性。

此外，在固溶Cu强化了的钢板中，抗拉强度与比较钢的相比为2.0倍以下。一般固溶元素的量增加时，通过固溶体强化而使得强度上升，像固溶Cu强化那样，在固溶量多的情况下，通过元素带来的强度的上升也显著，但是，在固溶Cu强化钢中，特征性的高Si钢中的固溶Cu不会使材料那么地硬质化。更优选将抗拉强度抑制到1.7倍以下、进一步优选抑制到1.5倍以下。如果固溶Cu量增多，即便是固溶Cu强化钢，强度也增高，因此，并非强度上升越小越优选，但通常来说，相比用作固溶元素的Si、Cr等，固溶Cu的特征在于强度的上升小，且脆化也被抑制。

此外，在固溶Cu强化钢中含有过量的Cu的情况下，可以观察到金属Cu相明显析出。此外，在特性上，伴随着金属Cu相的析出，可以观察到大幅度的强度上升。另外，此时同时伴有铁损尤其是涡流损耗的上升。具体地说，通过450℃下30分钟的热处理，钢材内部的直径为0.02μm以下的主要由Cu形成的金属相的数密度增加到20个/μm³以上，或者使抗拉强度上升100MPa以上。如上所述，这样的热处理使得涡流损耗大幅度上升而使得作为固溶Cu强化的目的的高频磁特性劣化，因此该热处理不是为了控制钢板的材质而进行的，而是例如与成分分析相同，为了判定本发明的钢，可以进行上述处理。

为了在固溶Cu强化中含有特征性的大量的固溶Cu，经由以下的热过程的方法是有效的。该热过程按照如下进行设定：在制造制品板的过程的最终热处理通常设定为：冷轧后的再结晶退火中，在800℃以上的温度区域中保持5秒以上，且即使在该热处理的最高达到温度下钢材内也不会生成奥氏体相。优选为900℃以上，更优选为1000℃以上，进一步优选为1050℃以上，此外，时间优选为10秒以上，更优选为30秒以上，进一步优选为60秒以上，但是，只要是在与Cu含量的平衡中产生Cu充分溶解的温度和时间，就能充分得到本发明的特征性的效果。但是，当然必须加入所谓的控制对磁特性有很大影响的晶粒的观点来进行控制。

晶粒过于微细或者过于粗大，也会使得磁特性劣化，已知存在最适合于使用条件的粒径。此外，最高达到温度必须设定在不会生成奥氏体相的温度区域。如果有少量生成，特性上的不良影响较小，但是，优选以完全的铁素体相进行退火。该温度主要依赖于钢成分，因此，无法记述成特定的温度。但是，上述式1成为大体的基准，此外，对具有关于一般的冶金术的知识的本领域技术人员来说，通过通常进行的热处理以及组织观察的实验、或者近年发展显著的热力学计算，就能毫无困难地设定适当的温度范围。

此外，热处理工序中的冷却速度也成为重要的控制因素。其理由是，通过高温保持而充分溶体化的Cu在冷却中形成过饱和，因此，根据冷却速度，以金属Cu相的形式析出，存在本发明的效果降低的情况。本发明中优选的条件设定为：使在800℃以上的温度区域中保持5秒以上后的冷却工序中，通过40℃/秒以上的冷却速度冷却至300℃以下。从本发明的目的来看，并没有超过高冷却速度，但是过于骤冷却时，存在因热变形等使得特性劣化的情况，因此需要注意。优选为60℃/秒以上，更优选为80℃/秒以上，进一步优选为100℃/秒以上。

在本发明中特别要注意的是发生金属Cu相的析出的温度区域的冷却，700～400℃的停留时间变得重要。这是因为在700℃以上，Cu的过饱和度小，难以发生析出，在400℃以下，Cu的扩散被抑制，因此难以发生析出。时间为5秒以下，优选为3秒以下，更优选为2秒以下，从而可以抑制金属Cu相的析出，在得到本发明的效果方面可以确保充分的固溶Cu量。

此外，该热处理后，不在超过400℃的温度区域中保持30秒以上是优选的。这是因为通过这样的热处理，会促进金属Cu相的析出，使得涡流损耗增大。

经过以上的成分、工序，由特征性的大量的固溶Cu引起的涡流损耗降低效果有效地表现出来，可以铸造性和轧制性几乎无损地制造高Cu电磁钢板。另一方面，以没有意识到这样的固溶Cu量的维持的通常的成分、热处理条件进行制造时，添加的Cu的很大一部分不仅以涡流损耗降低效果小的金属Cu相或者Cu硫化物的形式存在，而且脆化显著，难以正常制造。

另外，在与本发明的加工强化并用的情况下，上述热处理也可以在350～700℃、10秒～360分的范围内进行退火，使得在抑制了再结晶的状态下Cu金属相微细地析出。当然在高温下长时间的退火中，Cu金属相粗大化，强化能力降低。必须注意在高温下退火时间不要过长，低温的情况下可以进行长时间的退火。

本发明的特征在于，金属Cu相不存在于钢材内，其可以通过电子显微镜等的衍射图或附设的X射线分析仪等进行鉴定来确认。当然也能通过化学分析等之外的方法来确认。本发明中，作为以该Cu为主体的金属相，将直径为0.010μm以上的作为对象。其理由是，小于0.005μm时，过于微细，即使有目前最高精度的分析仪器，也难以确定为本发明的对象的金属Cu相。此外，不管进行怎样的处理，在大量含有Cu的本发明的钢中，局部存在一些含有Cu的析出物，因此，完全排除金属Cu相是不可能的。本发明被限定在含有相当量的Cu、且通过本发明中记述的相当的热处理能明确地硬质化或者能大量形成金属Cu相的电磁钢板，本发明的本质上的特征当然在于大量的固溶Cu。

[适用]

另外，本发明的效果不取决于在通常的电磁钢板的表面上形成的表面覆膜的有无以及种类，而且不取决于制造工序，因此，可以适用于无方向性或者方向性的电磁钢板。特别是本发明的钢在特性的面内各向异性中能赋予与以往的利用再结晶组织的钢板非常不同的特征。从磁通密度来看，在只进行冷轧的高硬度冷轧板材的状态下，从卷材的轧制方向向45°方向(D方向)的特性相比轧制方向(L方向)或者卷材宽度方向(C方向)的特性要高。通常的具有再结晶组织的电磁钢板在多数情况下，D方向的特性比L或者C方向的特性要差，通过适当调整再结晶、恢复的程度，控制成中间的再结晶阶段，由此可以容易地得到几乎没有面内各向异性的钢板。几乎没有面内各向异性的钢板是具有能够根据旋转机械等用途而发挥非常优选的特性的特征的钢板。

用途也没有特别的限定，除了适用于家电以及汽车等中使用的发动机的转子用途之外，还适用于需要强度和磁特性的所有的用途。

实施例

(实施例1)

从具有由0.002％C—3.0％Si—0.5％Mn—0.03％P—0.001％S—0.3％Al—0.002％N形成的成分的厚度为200mm的钢坯进行板坯加热温度为1100℃、卷取温度为700℃的热轧，使热轧板退火变化成800、950、1050℃，使粒径变化成10、100、200μm。将各个热轧板进行冷轧后、不进行退火、以及进行400～1000℃下30秒的退火，制造再结晶率以及强度不同的板厚为0.5mm的制品板。对于这些制品板，进行利用JIS5号试验片得到的机械特性、以及利用55mm见方的SST试验得到的铁损W_10/400的评价。机械特性以及磁特性均在卷材的轧制方向、45°方向及直角方向上按照下式求出平均值。

X＝(X₀+2×X₄₅+X₉₀)/4

这里，X₀、X₄₅、X₉₀为卷材的轧制方向、45°方向及直角方向的特性。

结果如图1所示。从结果可以看出，热轧板粒径粗大的材料即通过本发明的条件制造的材料具有良好的强度-铁损平衡。

(实施例2)

从具有表1的成分的200mm厚的钢片按照表2所示的制造条件制造制品板。对于一部分的材料实施热处理(使用者退火)，该热处理假定为在发动机制造厂中的热处理。对于这些制品板，通过利用JIS5号试验片得到的机械特性、以及利用55mm见方的SST试验得到的铁损W_10/400和磁通密度B₂₅来进行特性的评价。机械特性以及磁特性均在卷材的轧制方向、45°方向及直角方向上按照下式求出平均值。

X＝(X₀+2×X₄₅+X₉₀)/4

这里，X₀、X₄₅、X₉₀为卷材的轧制方向、45°方向及直角方向的特性。

结果如表2示。从结果可以看出，按照本发明的条件制造的材料是硬质的，而且磁特性也优良。需要注意的是，像通常电磁钢板根据含有的Si量划分等级来进行销售那样，按照Si量的不同，特性有很大不同。此外，根据板厚不同，铁损也有很大的不同。高Si材料与低Si材料相比，根据Si含量的差别，铁损大幅度降低，而且板厚薄的电磁钢板铁损降低，因此，评价本发明的效果时，考虑到Si量和板厚的差别，必须用Si量、板厚相同的电磁钢板进行比较。

(实施例3)

将在表3中表示的成分的钢制成250mm厚的板坯，按照表3、4的条件制造制品板。利用55mm见方的SST试验测定磁通密度B₁₀和铁损W_10/400。磁特性是按照下式求出卷材的轧制方向、45°方向及直角方向的平均值。

X＝(X₀+2×X₄₅+X₉₀)/4

这里，X₀、X₄₅、X₉₀为卷材的轧制方向、45°方向及直角方向的特性。

从表4所示的结果可以看出，按照本发明的条件制造的样品在冷轧工序中的轧制性良好，且磁特性也优良。另外，可以确认本发明的钢中的良好的铁损主要是由涡流损耗的降低产生的。

根据本发明，可以稳定地制造硬质、磁特性优良的高强度电磁钢板。即，本发明为了固溶强化、析出强化而使用的添加元素即使比较少，也能得到目标强度，因此，冷轧性提高，冷轧工序的生产效率提高，并且可以进行通常作业范围内的退火，因此退火工序的操作性也提高。此外，通过在退火后进行再冷轧，可以简单地生产以往难以制造的极薄材料。

此外，如果利用固溶Cu，可以抑制脆化，冷轧性等不会构成问题，可以形成涡流损耗低的高合金成分，能稳定地制造高频磁特性优良的电磁钢板。

按照如上所述，可以确保强度、疲劳强度、耐磨损性，因此，可以实现超高速旋转发动机和在转子中组装了磁铁的发动机以及电磁开关用材料的高效化、小型化、长寿命化等。

权利要求书(按照条约第19条的修改)

1、一种高强度电磁钢板的制造方法，以质量％计，所述高强度电磁钢板含有C：0.060％以下、Si：0.2～6.5％、Mn：0.05～3.0％、P：0.30％以下、S或Se：0.040％以下、Al：2.50％以下、N：0.040％以下，剩余部分由Fe以及不可避免的杂质构成，而且在钢板内部残存有加工组织，所述制造方法的特征在于，将即将进入形成最终残存在钢板内部的加工组织的工序之前的钢板的平均晶体粒径d设定为20μm以上。

2、一种高强度电磁钢板的制造方法，以质量％计，所述高强度电磁钢板含有C：0.060％以下、Si：0.2～6.5％、Mn：0.05～3.0％、P：0.30％以下、S或Se：0.040％以下、Al：2.50％以下、N：0.040％以下，剩余部分由Fe以及不可避免的杂质构成，而且在钢板内部残存有加工组织，所述制造方法的特征在于，将即将进入形成最终残存在钢板内部的加工组织的工序之前的钢板的平均晶体粒径d设定为：d≥(220—50×Si％—50×Al％)，该平均晶体粒径d的单位是μm。

3、根据权利要求1或2所述的高强度电磁钢板的制造方法，其特征在于，将即将进入形成最终残存在钢板内部的加工组织的工序之前的钢板的平均晶体粒径d设定为：d≤(400—50×Si％)、且d≤(820—200×Si％)，该平均晶体粒径d的单位是μm。

4、根据权利要求1～3中任意一项所述的高强度电磁钢板的制造方法，其特征在于，将即将进入形成最终残存在钢板内部的加工组织的工序之前的钢板的再结晶率设定为50％以上。

5、根据权利要求1～4中任意一项所述的高强度电磁钢板的制造方法，其特征在于，以质量％计，钢成分还含有Cu：0.001～30.0％、Nb：0.03～8.0％中的一种以上。

6、根据权利要求1～5中任意一项所述的高强度电磁钢板的制造方法，其特征在于，以质量％计，钢成分还含有Ti：1.0％以下、V：1.0％以下、Zr：1.0％以下、B：0.010％以下、Ni：15.0％以下、Cr：15.0％以下中的一种或两种以上。

7、根据权利要求1～6中任意一项所述的高强度电磁钢板的制造方法，其特征在于，以质量％计，钢成分还含有合计为0.5％以下的选自Bi、Mo、W、Sn、Sb、Mg、Ca、Ce、La、Co中的一种或两种以上。

8、根据权利要求1～7中任意一项所述的高强度电磁钢板的制造方法，其特征在于，存在于所述钢板内部的加工组织以截面观察中的面积率计为1％以上。

9、根据权利要求1～8中任意一项所述的高强度电磁钢板的制造方法，其特征在于，所述钢板内部的加工组织中的平均位错密度为1×10¹³/m²以上。

10、(修改后)根据利要求1～9中任意一项所述的高强度电磁钢板的制造方法，其特征在于，所述高强度电磁钢板在从室温至1150℃的温度区域中为铁素体单相、或者以质量％计满足：980—400×C+50×Si—30×Mn+400×P+100×Al—20×Cu—15×Ni—10×Cr>900。

11、(修改后)根据权利要求1～10中任意一项所述的高强度电磁钢板的制造方法，其特征在于，通过450℃下30分钟的热处理，使抗拉强度上升100MPa以上。

12、一种高强度电磁钢板的制造方法，其特征在于，在制造权利要求10所述的钢板的过程中，将冷轧后的最终热处理设定为下述热处理，所述热处理是：在800℃以上的温度区域中保持5秒以上，且即使在该热处理的最高达到温度下钢材内也不生成奥氏体相。

13、一种高强度电磁钢板的制造方法，其特征在于，在制造权利要求10所述的钢板的过程中，在800℃以上的温度区域保持了5秒以上后的冷却工序中以40℃/秒以上的冷却速度冷却至300℃以下。

14、根据权利要求10所述的高强度电磁钢板的制造方法，其特征在于，在所述冷却工序中，将700～400℃的停留时间设定为5秒以下。

Claims (14)

1、一种高强度电磁钢板的制造方法，以质量％计，所述高强度电磁钢板含有C：0.060％以下、Si：0.2～6.5％、Mn：0.05～3.0％、P：0.30％以下、S或Se：0.040％以下、Al：2.50％以下、N：0.040％以下，剩余部分由Fe以及不可避免的杂质构成，而且在钢板内部残存有加工组织，所述制造方法的特征在于，将即将进入形成最终残存在钢板内部的加工组织的工序之前的钢板的平均晶体粒径d设定为20μm以上。

2、一种高强度电磁钢板的制造方法，以质量％计，所述高强度电磁钢板含有C：0.060％以下、Si：0.2～6.5％、Mn：0.05～3.0％、P：0.30％以下、S或Se：0.040％以下、Al：2.50％以下、N：0.040％以下，剩余部分由Fe以及不可避免的杂质构成，而且在钢板内部残存有加工组织，所述制造方法的特征在于，将即将进入形成最终残存在钢板内部的加工组织的工序之前的钢板的平均晶体粒径d设定为：d≥(220—50×Si％—50×Al％)，该平均晶体粒径d的单位是μm。

3、根据权利要求1或2所述的高强度电磁钢板的制造方法，其特征在于，将即将进入形成最终残存在钢板内部的加工组织的工序之前的钢板的平均晶体粒径d设定为：d≤(400—50×Si％)、且d≤(820—200×Si％)，该平均晶体粒径d的单位是μm。

4、根据权利要求1～3中任意一项所述的高强度电磁钢板的制造方法，其特征在于，将即将进入形成最终残存在钢板内部的加工组织的工序之前的钢板的再结晶率设定为50％以上。

5、根据权利要求1～4中任意一项所述的高强度电磁钢板的制造方法，其特征在于，以质量％计，钢成分还含有Cu：0.001～30.0％、Nb：0.03～8.0％中的一种以上。

6、根据权利要求1～5中任意一项所述的高强度电磁钢板的制造方法，其特征在于，以质量％计，钢成分还含有Ti：1.0％以下、V：1.0％以下、Zr：1.0％以下、B：0.010％以下、Ni：15.0％以下、Cr：15.0％以下中的一种或两种以上。

7、根据权利要求1～6中任意一项所述的高强度电磁钢板的制造方法，其特征在于，以质量％计，钢成分还含有合计为0.5％以下的选自Bi、Mo、W、Sn、Sb、Mg、Ca、Ce、La、Co中的一种或两种以上。

8、根据权利要求1～7中任意一项所述的高强度电磁钢板的制造方法，其特征在于，存在于所述钢板内部的加工组织以截面观察中的面积率计为1％以上。

9、根据权利要求1～8中任意一项所述的高强度电磁钢板的制造方法，其特征在于，所述钢板内部的加工组织中的平均位错密度为1×10¹³/m²以上。

10、一种权利要求1所述的高强度电磁钢板，其特征在于，所述高强度电磁钢板在从室温至1150℃的温度区域中为铁素体单相、或者以质量％计满足：980—400×C+50×Si—30×Mn+400×P+100×Al—20×Cu—15×Ni—10×Cr>900。

11、根据权利要求10所述的高强度电磁钢板，其特征在于，通过450℃下30分钟的热处理，使抗拉强度上升100MPa以上。

12、一种高强度电磁钢板的制造方法，其特征在于，在制造权利要求10所述的钢板的过程中，将冷轧后的最终热处理设定为下述热处理，所述热处理是：在800℃以上的温度区域中保持5秒以上，且即使在该热处理的最高达到温度下钢材内也不生成奥氏体相。

13、一种高强度电磁钢板的制造方法，其特征在于，在制造权利要求10所述的钢板的过程中，在800℃以上的温度区域保持了5秒以上后的冷却工序中以40℃/秒以上的冷却速度冷却至300℃以下。

14、根据权利要求10所述的高强度电磁钢板的制造方法，其特征在于，在所述冷却工序中，将700～400℃的停留时间设定为5秒以下。

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