CN102007226A - 高强度无方向性电磁钢板及其制造方法 - Google Patents

高强度无方向性电磁钢板及其制造方法 Download PDF

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Abstract

本发明涉及一种高强度无方向性电磁钢板，其以质量％计含有C：0.002％～0.05％、Si：2.0％～4.0％、Mn：0.05％～1.0％、N：0.002％～0.05％、及Cu：0.5％～3.0％。Al含量为3.0％以下，在将Nb含量(％)设定为[Nb]、将Zr含量(％)设定为[Zr]、将Ti含量(％)设定为[Ti]、将V含量(％)设定为[V]、将C含量(％)设定为[C]、将N含量(％)设定为[N]时，满足下式(1)及下式(2)。剩余部分包括Fe及不可避免的杂质，再结晶面积率为50％以上，拉伸试验的屈服应力为700MPa以上，断裂伸长率为10％以上，涡流损耗We10/400(W/kg)在与钢板的板厚t(mm)的关系中，满足下式(3)；2.0×10-4≤[Nb]/93+[Zr]/91+[Ti]/48+[V]/51 (1)1.0×10-3≤[C]/12+[N]/14-([Nb]/93+[Zr]/91+[Ti]/48+[V]/51)≤3.0×10-3 (2)We10/400≤70×t2 (3)。

Description

高强度无方向性电磁钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及适合用作电动汽车用马达及电器设备用马达的铁芯材料的高强度无方向性电磁钢板及其制造方法。
背景技术
近年来，由于世界性的电器设备的节能化的高涨，对于作为旋转机械的铁芯材料使用的无方向性电磁钢板，一直要求更高性能的特性。特别在最近，作为电动汽车等中使用的马达，小型高功率马达的需求高涨。在这样的电动汽车用马达中，一直以能够使其高速旋转从而得到高转矩的方式进行设计。
高速旋转马达还一直被用于机床及清扫机等电气设备。但是，电动汽车用的高速旋转马达的外形比电器设备用的高速旋转马达的外形大。另外，作为电动汽车用的高速旋转马达，主要采用DC无电刷马达。在DC无电刷马达中，在转子的外周附近埋入磁铁。在此结构中，转子外周部的桥接部宽度(从转子的最外周到磁铁间的钢板的宽度)根据空间的不同而非常狭窄，为1～2mm。因此，电动汽车用的高速旋转马达已经要求比以往的无方向性电磁钢板更高强度的钢板。
在专利文献1中，记载了通过在Si中加入Mn及Ni而谋求固溶强化的无方向性电磁钢板。但是，通过该无方向性电磁钢板也不能得到足够的强度。另外，伴随着Mn及Ni的添加而使韧性容易降低，不能得到充分的生产性及成品率。另外，添加的合金的价格昂贵。特别是近年来，因世界性的需求平衡而使Ni的价格高涨。
在专利文献2及3中，记载了将碳氮化物分散于钢中而谋求强化的无方向性电磁钢板。但是，通过这些无方向性电磁钢板也不能得到足够的强度。
在专利文献4中记载了采用Cu析出物以谋求强化的无方向性电磁钢板。但是，在该无方向性电磁钢板的制造时，热处理条件受到制约。因此，不能得到所要求的强度及磁特性。
专利文献1：日本特开昭62-256917号公报
专利文献2：日本特开平06-330255号公报
专利文献3：日本特开平10-018005号公报
专利文献4：日本特开2004-084053号公报
发明内容
本发明的目的在于提供一种能够容易得到高的强度及磁特性的高强度无方向性电磁钢板及其制造方法。
本发明为解决上述课题而将以下内容作为要旨。
(I)一种高强度无方向性电磁钢板，其特征在于：
以质量％计，含有：
C：0.002％～0.05％、
Si：2.0％～4.0％、
Mn：0.05％～1.0％、
N：0.002％～0.05％、及
Cu：0.5％～3.0％，
Al含量为3.0％以下；
在将Nb含量(％)设定为[Nb]、将Zr含量(％)设定为[Zr]、将Ti含量(％)设定为[Ti]、将V含量(％)设定为[V]、将C含量(％)设定为[C]、将N含量(％)设定为[N]时，满足下式(1)及下式(2)；
剩余部分包括Fe及不可避免的杂质；
再结晶面积率为50％以上；
拉伸试验的屈服应力为700MPa以上；
断裂伸长率为10％以上；
涡流损耗We10/400(W/kg)在与钢板的板厚t(mm)的关系中，满足下式(3)。
2.0×10-4≤[Nb]/93+[Zr]/91+[Ti]/48+[V]/51    (1)
1.0×10-3≤[C]/12+[N]/14-([Nb]/93+[Zr]/91+[Ti]/48+[V]/51)≤3.0×10-3                               (2)
We10/400≤70×t2                             (3)
(II)根据上述(I)所述的高强度无方向性电磁钢板，其特征在于：以质量％计还含有Ni：0.5％～3.0％。
(III)根据上述(I)或(II)所述的高强度无方向性电磁钢板，其特征在于：以质量％计还含有Sn：0.01％～0.10％。
(IV)根据上述(I)～(III)中的任一项所述的高强度无方向性电磁钢板，其特征在于：以质量％计还含有B：0.0010％～0.0050％。
(V)一种高强度无方向性电磁钢板的制造方法，其特征在于，具有以下工序：
制作下述板坯的工序，所述板坯以质量％计，含有：
C：0.002％～0.05％、
Si：2.0％～4.0％、
Mn：0.05％～1.0％、
N：0.002％～0.05％、及
Cu：0.5％～3.0％，
Al含量为3.0％以下，
在将Nb含量(％)设定为[Nb]、将Zr含量(％)设定为[Zr]、将Ti含量(％)设定为[Ti]、将V含量(％)设定为[V]、将C含量(％)设定为[C]、将N含量(％)设定为[N]时，满足下式(1)及下式(2)，
剩余部分包括Fe及不可避免的杂质；
通过进行所述钢的热轧而得到热轧板的工序；
进行所述热轧板的酸洗的工序；
接着，通过进行所述热轧板的冷轧而得到冷轧板的工序；以及
进行所述冷轧板的最终退火的工序；
所述最终退火的均热温度T(℃)和所述冷轧板的Cu含量a(质量％)满足下式(4)。
T≥200×a+500                                (4)
(VI)根据上述(V)所述的高强度无方向性电磁钢板的制造方法，其特征在于：在所述得到热轧板的工序与所述进行酸洗的工序之间，具有进行所述热轧板的退火的工序。
(VII)一种高强度无方向性电磁钢板的制造方法，其特征在于，具有以下工序：
制作下述板坯的工序，所述板坯以质量％计，含有：
C：0.002％～0.05％、
Si：2.0％～4.0％、
Mn：0.05％～1.0％、
N：0.002％～0.05％、及
Cu：0.5％～3.0％，
Al含量为3.0％以下，
在将Nb含量(％)设定为[Nb]、将Zr含量(％)设定为[Zr]、将Ti含量(％)设定为[Ti]、将V含量(％)设定为[V]、将C含量(％)设定为[C]、将N含量(％)设定为[N]时，满足下式(1)及下式(2)，
剩余部分包括Fe及不可避免的杂质；
通过进行所述钢的热轧而得到热轧板的工序；
接着，进行所述热轧板的酸洗的工序；
接着，通过进行所述热轧板的冷轧而得到冷轧板的工序；以及
进行所述冷轧板的最终退火的工序；
所述热轧的卷取温度为550℃以下，且所述热轧板的夏氏冲击试验中的延性脆性断口转变温度为70℃以下。
2.0×10-4≤[Nb]/93+[Zr]/91+[Ti]/48
(VIII)一种高强度无方向性电磁钢板的制造方法，其特征在于，具有以下工序：
制作下述板坯的工序，所述板坯以质量％计，含有：
C：0.002％～0.05％、
Si：2.0％～4.0％、
Mn：0.05％～1.0％、
N：0.002％～0.05％、及
Cu：0.5％～3.0％，
Al含量为3.0％以下，
在将Nb含量(％)设定为[Nb]、将Zr含量(％)设定为[Zr]、将Ti含量(％)设定为[Ti]、将V含量(％)设定为[V]、将C含量(％)设定为[C]、将N含量(％)设定为[N]时，满足下式(1)及下式(2)，
剩余部分包括Fe及不可避免的杂质；
通过进行所述钢的热轧而得到热轧板的工序；
接着，进行所述热轧板的退火的工序；
接着，进行所述热轧板的酸洗的工序；
接着，通过进行所述热轧板的冷轧而得到冷轧板的工序；以及
进行所述冷轧板的最终退火的工序；
所述退火的从900℃到500℃的冷却速度为50℃/sec以上，且所述热轧板的夏氏冲击试验中的延性脆性断口转变温度为70℃以下。
具体实施方式
本发明人就活用Cu析出物的以往的钢的强化方法研究了热处理条件严重影响强度及磁特性的理由。结果发现：为了通过Cu的析出而强化钢板，在冷轧后的最终退火中，使Cu暂时固溶的高的退火温度是必要的。
可是，也获得了如下的见解：单凭提高最终退火温度，使晶粒粗大化，Cu析出所提供的强化分量减少。
另外，还获得了如下的见解：如果晶粒粗大化和Cu的析出强化重叠，则拉伸试验中的断裂伸长率显著降低。该断裂伸长率的显著降低特别是在由钢板冲裁马达芯子的情况下，使得裂纹进入到冲裁端面，从而发展到马达芯子的成品率及生产性显著降低。因此，希望避免断裂伸长率的显著降低。
于是，本发明人对一面享受Cu的析出强化，一面解决上述诸问题的方法进行了进一步的潜心研究。结果获得了如下的见解：通过含有某规定量的C、N、Nb、Zr、Ti及V，能够使Cu的析出强化和晶粒的微细化得以兼顾，从而能够解决上述诸问题。
再者，还获得了如下的见解：高强度电磁钢板的主要用途即转子所要求的磁特性是400Hz或其以上的高频下的涡流损耗(We)，即使在其降低中，含有C、N、Nb、Zr、Ti及V所产生的晶粒微细化也是有效的。
这里，对以至完成本发明的实验结果进行叙述。
(实验1)
用实验室真空熔炼炉，制作以质量％计含有Si：3.1％、Mn：0.2％、Al：0.5％、Cu：2.0％，且C、N、Nb、Zr、Ti及V的质量％如表1所示的钢，在1100℃下加热60分钟后，立即进行热轧，从而得到板厚为2.0mm的热轧板。然后，对该热轧板进行酸洗，通过一次冷轧而得到板厚为0.35mm的冷轧板。对该冷轧板在800℃～1000℃下实施30秒钟的最终退火。表2中示出了最终退火后的诸特性的测定结果。
表1                                                (质量％)
  基材符号   C(％)   N(％)   Nb(％)   Zr(％)   Ti(％)   V(％)
  A   0.001   0.003   0.001   0.002   0.003   0.004
  B   0.008   0.003   0.012   0.002   0.003   0.004
  C   0.028   0.003   0.030   0.002   0.003   0.004
  D   0.045   0.003   0.040   0.040   0.040   0.040
  E   0.055   0.003   0.035   0.002   0.003   0.004
表2                                (评价：○良好、×不良)
Figure BPA00001237962000061
如表2所示，在Nb、Zr、Ti及V满足式(1)的基材C及D中，屈服强度和断裂伸长率高，且涡流损耗低，从而得到了良好的特性。对于几乎不含C、N、Nb、Zr、Ti及V的基材A，屈服强度和断裂伸长率都低，涡流损耗高。这是因为在900℃及1000℃的最终退火中，晶粒粗大化。
关于基材B，900℃的最终退火中的再结晶率低。可以推测这是因为稍稍含有的Nb在即将最终退火的再结晶前析出，从而使再结晶延迟。另外，可以推测在1000℃的最终退火中，因Nb固溶而使晶粒粗大化，以致出现与基材A相同的结果。
关于得到了良好特性的基材C，可以推测Nb析出物适度分散地析出，关于基材D，可以推测Ti析出物适度分散地析出，从而抑制了900℃及1000℃时的晶粒生长。另一方面，Cu在900℃及1000℃的最终退火温度下暂时固溶，进而在最终退火的冷却时微细地析出，因此能够最大限度地活用Cu的析出强化。其结果是，可以推测能够得到高的屈服强度和断裂伸长率、及低的涡流损耗。
关于基材E，虽然屈服强度高，但是断裂伸长率低。可以认为这是过剩C所产生的不良影响。此外，在所有的条件下，在800℃的最终退火中都不进行再结晶。可以认为这是因为在退火前固溶的Cu在退火中析出，从而使再结晶延迟。
(实验2)
用实验室真空熔炼炉，制作以质量％计含有Si：2.8％、Mn：0.1％、Al：1.0％、Cu：1.8％，且C、N、Nb、Zr、Ti及V的质量％如表3所示的钢，在1150℃下加热60分钟后，立即进行热轧，从而得到板厚为2.2mm的热轧板。然后，对该热轧板进行酸洗，通过一次冷轧而得到板厚为0.35mm的冷轧板。对该冷轧板在800～1000℃下实施30秒的最终退火。表4中示出了最终退火后的诸特性的测定结果。
表3                                            (质量％)
  基材符号   C(％)   N(％)   Nb(％)   Zr(％)   Ti(％)   V(％)
  F   0.003   0.001   0.001   0.002   0.003   0.004
  G   0.003   0.009   0.011   0.002   0.003   0.004
  H   0.003   0.033   0.031   0.002   0.003   0.004
  I   0.003   0.049   0.041   0.039   0.039   0.039
  J   0.003   0.064   0.036   0.002   0.003   0.004
表4                            (评价：○良好、×不良)
如表4所示，在Nb、Zr、Ti及V满足式(1)的基材H及I中，屈服强度和断裂伸长率高，且涡流损耗低，从而得到了良好的特性。对于几乎不含C、N、Nb、Zr、Ti及V的基材F，屈服强度和断裂伸长率都低，涡流损耗高。这是因为在900℃及1000℃的最终退火中，晶粒粗大化。
关于基材G，900℃的最终退火中的再结晶率低。可以推测这是因为稍稍含有的Nb在即将最终退火的再结晶前析出，从而使再结晶延迟。另外，可以推测在1000℃的最终退火中，因Nb固溶而使晶粒粗大化，以致出现与基材F相同的结果。
关于得到了良好特性的基材H，可以推测Nb析出物适度分散地析出，关于基材I，可以推测Ti析出物适度分散地析出，从而抑制了900℃及1000℃时的晶粒生长。另一方面，Cu在900℃及1000℃的最终退火温度下暂时固溶，进而在最终退火的冷却时微细地析出，因此能够最大限度地活用Cu的析出强化。其结果是，可以推测能够得到高的屈服强度和断裂伸长率、及低的涡流损耗。
关于基材J，虽然屈服强度高，但是断裂伸长率低。可以认为这是过剩N所产生的不良影响。此外，在所有的条件下，在800℃的最终退火中都不进行再结晶。可以认为这是因为在退火前固溶的Cu在退火中析出，从而使再结晶延迟。
800℃下的最终退火迄今为止作为使晶粒微细化的处理而进行。也就是说，是以通过该最终退火使Cu暂时固溶，从而谋求高强度化，且在钢板再结晶后不使晶粒粗大化为目的而进行的。但是，从实验1及2中判明：即使一面添加Cu一面调整退火温度，单凭这样也难以得到充分的强度。也就是说，在以往的技术中，难以兼顾机械特性及磁特性。与此相对照，根据以下所述的本发明，可以使机械特性及磁特性得到兼顾。
下面对本发明的高强度无方向性电磁钢板中的数值的限定理由进行叙述。以下％表示质量％。
C是晶粒微细化所必要的元素。微细的碳化物使再结晶时的核生成点增加，进而具有抑制晶粒生长的效果。为了享受其效果，C含量在0.002％以上。特别是在N低于0.005％时，优选的C含量为0.01％以上，更优选为0.02％以上。另一方面，如果添加超过0.05％，则断裂伸长率显著降低。因此，将C含量的上限规定为0.05％。
Si对于降低涡流损耗是有效的元素，同时对于固溶强化也是有效的元素。可是，如果过度添加，则冷轧性显著降低。因此，将Si含量的上限规定为4.0％。另一方面，从固溶强化和涡流损耗的角度考虑，将下限规定为2.0％。
Mn与Si同样对于降低涡流损耗、提高强度是有效的元素。可是，即使Mn含量超过1.0％，其效果也不会提高而达到饱和，因此，将Mn含量的上限规定为1.0％。另一方面，从生成硫化物的角度考虑，将下限规定为0.05％。
Al与Si同样对于增加电阻率是有效的元素。可是，如果Al含量超过3.0％，则铸造性降低，因此考虑到生产性，将Al含量的上限规定为3.0％。关于下限，没有特别的限定。但是，从脱氧的稳定化(防止铸造中的喷嘴堵塞)的角度考虑，Al脱氧时的Al含量优选为0.02％以上，Si脱氧时的Al含量优选为0.01％以上。
N是晶粒微细化所必需的元素。微细的氮化物使再结晶时的核生成点增加，进而具有抑制晶粒生长的效果。为了享受其效果，将N含量规定在0.002％以上。如果使N大大超过通常的水平而含有0.005以上，则抑制晶粒生长的效果更加显著。由于N含量越高此效果越大，因此优选再增加N含量，使其在0.01％以上，更优选为0.02以上。特别是在C含量低于0.005％时，通过添加这样的N所得到的效果更加突出。另一方面，如果添加超过0.05％，则断裂伸长率显著降低。因此，将N含量的上限规定为0.05％。
Cu是导致析出强化的重要元素。在低于0.5％时，在钢中完全固溶，不能得到析出强化的效果，因此将Cu含量的下限规定为0.5％。考虑到强度饱和，将上限规定为3.0％。
Ni是能在不使钢板太脆化的情况下进行高强度化有效的元素。但是，由于是高价元素，因此可以根据所要求的强度进行添加。在添加的情况下，为了充分得到其效果，优选含有0.5％以上。另外，考虑到成本，将上限规定为3.0％。另外，从抑制因添加Cu而发生的重皮缺陷的角度考虑，优选添加Cu添加量的1/2以上。
Sn具有改善织构，并抑制退火时的氮化或氧化的效果。特别地，对因添加Cu而降低的磁通密度的改善效果较大。在享受这些效果的情况下，在低于0.01％时，得不到所希望的效果，另一方面，如果添加超过0.10％，则有时招致重皮的增大。因此，Sn的添加量优选为0.01％～0.10％。
B具有在晶界偏析，提高热轧板及热轧退火板的韧性的效果。在享受该效果的情况下，在低于0.0010％时，得不到所希望的效果，另一方面，如果添加超过0.0050％，则有时发生铸造时的板坯裂纹。因此，优选B添加量为0.0010％～0.0050％。
Nb、Zr、Ti及V这4种元素具有生成碳化物或氮化物，抑制晶粒直径粗大化的效果。而且在满足采用各元素的质量％除以原子量得出的值构成的式(1)的情况下，表现出显著的效果。[Nb]表示Nb含量(质量％)、[Zr]表示Zr含量(质量％)、[Ti]表示Ti含量(质量％)、[V]表示V含量(质量％)。
2.0×10-4≤[Nb]/93+[Zr]/91+[Ti]/48+[V]/51    (1)
式(1)中，在右边的值低于2.0×10-4时，析出量不足，不能得到充分的晶粒抑制效果。因此，将右边的值的下限规定为2.0×10-4。另一方面，这些元素的过剩含有部分在钢中固溶，不会对钢的特性产生影响，因此上限没有特别规定。但是，如果考虑到特性和成本，则优选右边的值为1.0×10-2以下。
规定了C、N、Nb、Zr、Ti及V这6种元素的关系的式(2)是与式(1)联立使晶粒微细化的重要参数。[C]表示C含量(质量％)，[N]表示N含量(质量％)。
1.0×10-3≤[C]/12+[N]/14-([Nb]/93+[Zr]/91+[Ti]/48+[V]/51)≤3.0×10-3                               (2)
式(1)只不过规定了可生成碳化物或氮化物的最大量，只根据此条件不能充分抑制最终退火的晶粒生长。
式(2)的第2项是从C和N的质量％除以原子量得出的值的总和中，减去式(1)的右边而得出的，是表示没有形成碳氮化物的过剩的C量和/或N量的参数。
该过剩的C和/或N对于使晶粒微细化是极其重要的。究其原因，这是因为在过剩地含有C和/或N时，碳氮化物从最终退火前适度分散地析出，能够确实抑制退火时的晶粒生长。
在本发明中，碳化物、氮化物及碳氮化物具有非常重要的作用，但其中氮化物及碳氮化物是有用的，特别是氮化物具有显著的效果。也就是说，如果对碳化物和氮化物进行比较，则氮化物对于本发明的效果是有效的，氮化物以少量就可发挥有助于本发明的效果的作用。另外，如果对相同量的碳化物和氮化物进行比较，则氮化物能够得到大而优选的效果，能够抑制不优选的副作用。这里所说的所谓“优选的效果”，指的是晶粒的微细化、高强度化、高温下的稳定性，所谓“不优选的副作用”，指的是铁损上升、以析出物为起点的裂纹(特别是脆化)。
无方向性电磁钢板的特性因这样的析出物种类的变化而变化的机理尚不明确，但可以认为是由于受到析出物的尺寸、形态(各向异性)、与母相的匹配性、析出位置等的影响。另外，可以认为这些析出物的尺寸等受构成元素的溶解度的差异、析出物的晶体结构的差异、构成原子的尺寸的差异等的影响。
这样，由于不仅要考虑与Nb、Zr、Ti及V的含量的平衡，而且还要考虑与C含量的平衡及制造工序中的热过程来使N含量成为适当的含量，因此在本发明中，与以往的电磁钢板相比优先形成氮化物。其结果是，能够抑制高温下的晶粒生长，能够抑制铁损的上升及脆化。
另外，关于碳氮化物，由于根据形成过程的不同，其构成有多种，所以其特性及作用不能一概而论，但可以说至少与只由碳化物构成的析出物相比呈现出优选的作用。因此，优选N含量相对于C含量的比例较高，优选[N]/[C]在3以上，更优选为5以上。此外，可以认为氮化物的构成例如因以碳化物作为初期形成物、或以氮化物作为初期形成物、或在生长的过程中具有类似于碳化物的结构、或在生长过程中具有类似于氮化物的结构等的影响而变化。
在式(2)的第2项的值(参数值)低于1.0×10-3时，碳氮化物的热稳定性变弱。例如，如果在即将最终退火的再结晶前析出而使再结晶延迟，进而提高退火温度，则析出物再固溶，使晶粒粗大化，难以稳定地形成微细晶粒。另一方面，如果C和/或N过剩到参数值超过3.0×10-3的水平，则在冷却中产生淬火，使钢板的伸长率及韧性劣化。
基于以上的理由，将式(2)的参数值的下限规定为1.0×10-3，将上限规定为3.0×10-3。
在高强度无方向性电磁钢板本身的再结晶面积率低于50％时，制品特性、特别是断裂伸长率显著降低。因此，将该再结晶面积率规定为50％以上。
关于拉伸试验的屈服应力，考虑到高速旋转的转子所要求的强度，规定为700MPa以上。此外，这里规定的屈服应力是下屈服点。
从抑制马达铁心冲裁端面的裂纹的角度考虑，将断裂伸长率规定为10％以上。
所谓涡流损耗，是励磁时电流在钢板中流动而产生的损失，在该损失大时，马达铁心容易发热，引起磁铁的去磁。涡流损耗We10/400对钢板的板厚的依赖性大，因此以板厚t(mm)为参数，作为转子发热的容许范围，如式(3)所示，规定为70×t2以下。
We10/400≤70×t2                             (3)
作为该涡流损耗的计算方法采用二波段法。例如，如果在1.0T的最大磁通密度Bmax下，将频率f1的铁损设定为W1，将频率f2的铁损设定为W2，则可按“(W2/f2-W1/f1)/(f2-f1)×400×400”来计算W10/400的涡流损耗We10/400。
只要在1.0T的最大磁通密度Bmax下有频率不同的多个铁损值就可进行计算，因此不特别规定测定频率。但是，优选尽量以接近400Hz的频率，例如100～800Hz左右的频率范围进行计算。此外，最大磁通密度Bmax是测定铁损时励磁的最大磁通密度。
接着，对本发明的高强度无方向性电磁钢板的制造方法中的数值的限定理由进行叙述。
在最终退火中，通过暂时使Cu固溶，且使其在冷却中析出，便可得到高强度。因此，最终退火的均热温度T(℃)必须在Cu的固溶温度以上。该固溶温度依赖于Cu含量。在将Cu含量设定为a(质量％)时，只要在200×a+500的温度(℃)以上，则Cu就完全固溶，所以如式(4)所示，将最终退火的均热温度T(℃)规定为200×a+500以上。
T≥200×a+500                                (4)
如果热轧时的卷取温度超过550℃，则碳氮化物及Cu析出物根据热轧板的不同而使其韧性显著降低。因此，将热轧时的卷取温度规定为550℃以下。关于热轧板的韧性，从冷轧时的抑制断裂的角度考虑，将夏氏冲击试验中的延性脆性断口转变温度规定为70℃以下。
关于热轧板的退火，如果从900℃到500℃的冷却速度低于50℃/sec，则因碳氮化物或Cu析出物而使热轧退火钢板的韧性显著降低。因此，将此温度范围的冷却速度规定为50℃/sec以上。关于退火后的钢板的韧性，从冷轧时的抑制断裂的角度考虑，将夏氏冲击试验中的延性脆性断口转变温度规定为70℃以下。
此外，关于热轧板的退火温度，没有特别的限定，但由于热轧板退火的目的是热轧板的再结晶和促进晶粒生长，因此优选为900℃以上，另一方面，从脆性的观点来看，优选为1100℃以下。
这里规定的转变温度正如日本工业标准(JIS)中规定的那样，在表示试验温度和延性断口率的关系的转变曲线中，是延性断口率为50％的温度。也可以采用与延性断口率为0％及100％时的吸收能的平均值对应的温度。
夏氏冲击试验中所用的试验片的长度及高度为JIS中规定的尺寸。另一方面，试验片的宽度为热轧板的厚度。因此，作为尺寸，在轧制方向长度为55mm、高度为10mm，宽度根据热轧板的厚度为1.5mm～3.0mm左右。再者，在试验时，优选通过重叠多个试验片而使其接近正规的试验条件即厚度为10mm。
(实施例1)
用真空熔炼炉制作以质量％计含有Si：2.9％、Mn：0.2％、Al：0.7％及Cu：1.5％，且C、N、Nb、Zr、Ti及V的质量％不同的钢，在1150℃下加热60分钟后，立即进行热轧，便得到板厚为2.3mm的热轧板。然后，对该热轧板进行酸洗，通过一次冷轧而得到板厚为0.5mm的冷轧板。对该冷轧板在900℃下实施60秒的最终退火。表5中示出了成分和诸特性的测定结果。
Figure BPA00001237962000151
在没有满足式(1)的符号a1中，屈服应力和涡流损耗We10/400超出本发明规定的范围。另外，在没有满足式(2)的符号a14～a17中，再结晶率和断裂伸长率超出本发明规定的范围。C含量超过本发明规定的范围的上限，且在没有满足式(2)的符号a20中，断裂伸长率超出本发明规定的范围。在各要件都在本发明规定的范围内的其它试样(符号a2、a3、a18及a19)中，得到了良好的特性。
(实施例2)
用真空熔炼炉制作以质量％计含有Si：3.7％、Mn：0.1％、Al：0.2％及Cu：1.4％，且C、N、Nb、Zr、Ti及V的质量％不同的钢，在1150℃下加热60分钟后，立即进行热轧，便得到板厚为2.3mm的热轧板。然后，对该热轧板进行酸洗，通过一次冷轧而得到板厚为0.5mm的冷轧板。对该冷轧板在900℃下实施60秒的最终退火。表6中示出了成分和诸特性的测定结果。
Figure BPA00001237962000161
在没有满足式(1)的符号b1中，屈服应力和涡流损耗We10/400超出本发明规定的范围。另外，在没有满足式(2)的符号b14～b17中，再结晶率和断裂伸长率超出本发明规定的范围。同样，在没有满足式(2)的符号b20中，断裂伸长率超出本发明规定的范围。在各要件都在本发明规定的范围内的其它试样(符号b2、b3、b18及b19)中，得到了良好的特性。
(实施例3)
用真空熔炼炉制作以质量％计含有C：0.022％、Mn：0.5％、Al：2.0％、N：0.003％、Ni：1.0％、Nb：0.031％、Zr：0.004％、Ti：0.003％及V：0.004％，且使Si量及Cu量变化的钢，在1120℃下加热120分钟后，立即进行热轧，便得到板厚为2.0mm的热轧板。然后，对该热轧板进行酸洗，通过一次冷轧而得到板厚为0.25mm的冷轧板。对该冷轧板在1000℃下实施45秒的最终退火。表7中了示出Si量、Cu量及诸特性的测定结果。
表7
Figure BPA00001237962000181
*2：根据式(3)，在板厚为0.25mm时We10/400≤4.4W/kg
在Si含量为低于本发明规定的范围的1.8％的试样(符号c1～c5)中，屈服应力和涡流损耗We10/400超出本发明规定的范围。另外，在Si含量为超过本发明规定的范围的4.1％的试样(符号c21～c25)中，断裂伸长率显著降低。
再者，在Si含量虽在本发明规定的范围内，但Cu低于0.5％的试样(符号c6、c11及c16)中，屈服应力低，超出本发明规定的范围。另外，关于Ni/Cu为0.5以上的试样(符号c1～c4、c6～c9、c11～c14、c16～c19及c21～c24)，没有发现重皮缺陷。
(实施例4)
用真空熔炼炉制作以质量％计含有C：0.003％、Si：3.3％、Mn：0.2％、Al：0.7％、N：0.022％、Ni：1.5％、Nb：0.032％、Zr：0.004％、Ti：0.003％及V：0.003％，且使B量及Sn量变化的钢，在1110℃下加热80分钟后，立即进行热轧，便得到板厚为2.7mm的热轧板。该热轧时的卷取温度为530℃。然后，对该热轧板在1050℃下实施60秒钟的退火(中间退火)，再实施酸洗，通过一次冷轧而得到板厚为0.35mm的冷轧板。对该冷轧板在950℃下实施60秒的最终退火。表8中示出了B量、Sn量、中间退火后的转变温度及最终退火后的磁通密度。
表8
Figure BPA00001237962000191
○磁通密度良好    ◎磁通密度良好且转变温度也良好
在B量为0.0010％以上的符号d6～d25中，热轧退火钢板的转变温度低。在Sn量为0.010％以上的符号d2～d5、d7～d10、d12～d15、d17～d20及d22～d25中，得到了高的磁通密度。此外，在B量超过0.0050％的符号d21～d25中发生板坯裂纹，在Sn量超过0.010％的d5、d10、d15、d20及d25中发生重皮缺陷。
(实施例5)
用真空熔炼炉制作以质量％计含有C：0.028％、Si：2.9％、Mn：0.8％、Al：1.4％、N：0.012％、Ni：1.4％、Nb：0.003％、Zr：0.04％、Ti：0.003％及V：0.003％，且使Cu量变化的钢，在1120℃下加热90分钟后，立即进行热轧，便得到板厚为2.0mm的热轧板。然后，对该热轧板在950℃下实施60秒钟的热轧板退火，再实施酸洗，通过一次冷轧而得到板厚为0.35mm的冷轧板。对该冷轧板使均热温度变化而实施最终退火。表9中示出了Cu量、最终退火的温度及诸特性的结果。
表9
*3：根据式(3)，在板厚为0.35mm时We10/400≤8.6W/kg
在均热温度满足式(4)的试样(符号e1～e10、e13～e15、e18～e20及e23中，屈服应力、断裂伸长率及We10/400在本发明规定的范围内，得到了良好的特性。
在均热温度没有满足式(4)的试样(符号e11、e12、e16、e17、e21及e22中，再结晶面积率低于50％和/或断裂伸长率低于10％，超出本发明规定的范围。
(实施例6)
用真空熔炼炉制作以质量％计含有C：0.027％、Si：3.6％、Mn：0.1％、Al：1.8％、N：0.005％、Ni：2.0％、Nb：0.003％、Zr：0.004％、Ti：0.03％及V：0.01％的多个钢坯。在1170℃下将这些钢坯加热90分钟后，立即进行热轧，便得到板厚为2.5mm的热轧板。在该热轧板的制作时，使卷取温度变化。进而对制造的热轧板在1000℃下实施60秒钟的退火，便得到退火钢板。在该退火时，使从900℃到500℃的冷却速度变化。由这些热轧板及退火钢板制作夏氏试验片，通过冲击试验测定转变温度。其结果见表10。
表10
Figure BPA00001237962000211
在卷取温度为550℃以下的试样(符号f1～f3)中，得到了转变温度为70℃以下的良好的韧性。另外，关于退火钢板，不管卷取温度如何，在从900℃到500℃的冷却速度为50℃/sec以上的试样(符号f8～f10、f13～f15及f18～f20)中，都得到了转变温度为70℃以下的良好的韧性。
根据本发明，能够在不牺牲马达铁心、钢板制造时的成品率和生产性的情况下，低成本地提供强度优良的无方向性电磁钢板。

Claims (12)

1.一种高强度无方向性电磁钢板，其特征在于：
以质量％计，含有：
C：0.002％～0.05％、
Si：2.0％～4.0％、
Mn：0.05％～1.0％、
N：0.002％～0.05％、及
Cu：0.5％～3.0％，
Al含量为3.0％以下；
在将Nb含量(％)设定为[Nb]、将Zr含量(％)设定为[Zr]、将Ti含量(％)设定为[Ti]、将V含量(％)设定为[V]、将C含量(％)设定为[C]、将N含量(％)设定为[N]时，满足下式(1)及下式(2)；
剩余部分包括Fe及不可避免的杂质；
再结晶面积率为50％以上；
拉伸试验的屈服应力为700MPa以上；
断裂伸长率为10％以上；
涡流损耗We10/400(W/kg)在与钢板的板厚t(mm)的关系中，满足下式(3)；
2.0×10-4≤[Nb]/93+[Zr]/91+[Ti]/48+[V]/51      (1)
1.0×10-3≤[C]/12+[N]/14-([Nb]/93+[Zr]/91+[Ti]/48+[V]/51)≤3.0×10-3                                 (2)
We10/400≤70×t2                               (3)。
2.根据权利要求1所述的高强度无方向性电磁钢板，其特征在于：以质量％计还含有Ni：0.5％～3.0％。
3.根据权利要求1所述的高强度无方向性电磁钢板，其特征在于：以质量％计还含有Sn：0.01％～0.10％。
4.根据权利要求2所述的高强度无方向性电磁钢板，其特征在于：以质量％计还含有Sn：0.01％～0.10％。
5.根据权利要求1所述的高强度无方向性电磁钢板，其特征在于：以质量％计还含有B：0.0010％～0.0050％。
6.根据权利要求2所述的高强度无方向性电磁钢板，其特征在于：以质量％计还含有B：0.0010％～0.0050％。
7.根据权利要求3所述的高强度无方向性电磁钢板，其特征在于：以质量％计还含有B：0.0010％～0.0050％。
8.根据权利要求4所述的高强度无方向性电磁钢板，其特征在于：以质量％计还含有B：0.0010％～0.0050％。
9.一种高强度无方向性电磁钢板的制造方法，其特征在于，具有以下工序：
制作下述板坯的工序，所述板坯以质量％计，含有：
C：0.002％～0.05％、
Si：2.0％～4.0％、
Mn：0.05％～1.0％、
N：0.002％～0.05％、及
Cu：0.5％～3.0％，
Al含量为3.0％以下，
在将Nb含量(％)设定为[Nb]、将Zr含量(％)设定为[Zr]、将Ti含量(％)设定为[Ti]、将V含量(％)设定为[V]、将C含量(％)设定为[C]、将N含量(％)设定为[N]时，满足下式(1)及下式(2)，
剩余部分包括Fe及不可避免的杂质；
通过进行所述钢的热轧而得到热轧板的工序；
进行所述热轧板的酸洗的工序；
接着，通过进行所述热轧板的冷轧而得到冷轧板的工序；以及
进行所述冷轧板的最终退火的工序；其中，
所述最终退火的均热温度T(℃)和所述冷轧板的Cu含量a(质量％)满足下式(4)；
2.0×10-4≤[Nb]/93+[Zr]/91+[Ti]/48+[V]/51      (1)
1.0×10-3≤[C]/12+[N]/14-([Nb]/93+[Zr]/91+[Ti]/48+[V]/51)≤3.0×10-3                                 (2)
T≥200×a+500                                  (4)。
10.根据权利要求9所述的高强度无方向性电磁钢板的制造方法，其特征在于：在所述得到热轧板的工序与所述进行酸洗的工序之间，具有进行所述热轧板的退火的工序。
11.一种高强度无方向性电磁钢板的制造方法，其特征在于，具有以下工序：
制作下述板坯的工序，所述板坯以质量％计，含有：
C：0.002％～0.05％、
Si：2.0％～4.0％、
Mn：0.05％～1.0％、
N：0.002％～0.05％、及
Cu：0.5％～3.0％，
Al含量为3.0％以下，
在将Nb含量(％)设定为[Nb]、将Zr含量(％)设定为[Zr]、将Ti含量(％)设定为[Ti]、将V含量(％)设定为[V]、将C含量(％)设定为[C]、将N含量(％)设定为[N]时，满足下式(1)及下式(2)，
剩余部分包括Fe及不可避免的杂质；
通过进行所述钢的热轧而得到热轧板的工序；
接着，进行所述热轧板的酸洗的工序；
接着，通过进行所述热轧板的冷轧而得到冷轧板的工序；以及
进行所述冷轧板的最终退火的工序；其中，
所述热轧的卷取温度为550℃以下，且所述热轧板的夏氏冲击试验中的延性脆性断口转变温度为70℃以下；
2.0×10-4≤[Nb]/93+[Zr]/91+[Ti]/48+[V]/51      (1)
1.0×10-3≤[C]/12+[N]/14-([Nb]/93+[Zr]/91+[Ti]/48+[V]/51)≤3.0×10-3                                 (2)。
12.一种高强度无方向性电磁钢板的制造方法，其特征在于，具有以下工序：
制作下述板坯的工序，所述板坯以质量％计，含有：
C：0.002％～0.05％、
Si：2.0％～4.0％、
Mn：0.05％～1.0％、
N：0.002％～0.05％、及
Cu：0.5％～3.0％，
Al含量为3.0％以下，
在将Nb含量(％)设定为[Nb]、将Zr含量(％)设定为[Zr]、将Ti含量(％)设定为[Ti]、将V含量(％)设定为[V]、将C含量(％)设定为[C]、将N含量(％)设定为[N]时，满足下式(1)及下式(2)，
剩余部分包括Fe及不可避免的杂质；
通过进行所述钢的热轧而得到热轧板的工序；
接着，进行所述热轧板的退火的工序；
接着，进行所述热轧板的酸洗的工序；
接着，通过进行所述热轧板的冷轧而得到冷轧板的工序；以及
进行所述冷轧板的最终退火的工序；其中，
所述退火的从900℃到500℃的冷却速度为50℃/sec以上，且所述热轧板的夏氏冲击试验中的延性脆性断口转变温度为70℃以下；
2.0×10-4≤[Nb]/93+[Zr]/91+[Ti]/48+[V]/51      (1)
1.0×10-3≤[C]/12+[N]/14-([Nb]/93+[Zr]/91+[Ti]/48+[V]/51)≤3.0×10-3                                 (2)。
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