CN102226251A - 高强度无方向性电磁钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

通过以质量％计，为C：0.010％以下、N：0.010％以下、且C+N≤0.010％，含有Si：1.5％～5.0％，含有总计为0.8％以下的Ti或Ti+V，且满足(Ti+V)/(C+N)≥16，或进而使未再结晶恢复组织的存在比率为50％以上，提供一种高强度且磁特性优良、制造性也优良的无方向性电磁钢板。

Description

高强度无方向性电磁钢板及其制造方法
本申请是申请号为200680042673.7(国际申请号为PCT/JP2006/325319)、申请日为2006年12月13日、发明名称为“高强度无方向性电磁钢板及其制造方法”的中国发明专利申请的分案申请。
技术领域
本发明涉及高强度无方向性电磁钢板(high-strength non-oriented electrical steel sheet)及其制造方法。本发明的钢板特别适合用在将高速旋转机的转子作为典型例的、施加有较大应力的电磁部件上。在这里作为高速旋转机，例如可列举汽轮发电机、电动汽车和混合动力汽车的驱动马达或机器人、工作机械的伺服马达等。
背景技术
近年来，因马达的驱动系统的发展，能够进行驱动电源的频率控制，从而进行可变速运转的马达、以商用频率以上进行高速旋转的马达正在增加。在伴随这种高速旋转的马达中，作用于转子(rotor)上的离心力与旋转半径成比例，并且与旋转速度的平方成比例而变大。因此，特别是大中型高速马达的转子材料要求高强度(特别是较高的抗拉强度(tensile strength))。
并且，近年来在混合动力汽车的驱动马达、压缩机马达等中的采用增加的、埋入磁石型DC变换控制马达(inverter controlled brushless DC motor)中，在转子上设置狭缝而埋设磁石。因此，在马达旋转时应力集中在狭缝之间的狭窄的跨接部上，因而在转子中使用的磁心材料要求较高的机械强度(mechanical strength)。并且，由于应力状态随着马达的加减速运转、振动而发生变化，因而在转子中使用的磁心(铁心)材料优选具有较高的疲劳强度。
另一方面，马达、发电机等旋转机器，由于利用电磁现象，因而其磁心原材还要求电磁特性(electromagnetical properties)优良(即铁损(iron loss))较低，优选的是磁通密度(magnetic flus density)也较高。
特别是，在高速旋转马达中，由于由高频磁通产生的涡电流成为马达效率(mortor efficiency)降低的原因，因而重要的是高频铁损要低(即高频铁损特性优良)。
通常，转子用磁心层压使用进行冲压穿孔后的无方向性电磁钢板，但在高速旋转马达中转子的原材不能满足上述机械强度的情况下，不得不使用更高强度铸钢制转子等。但是，由于铸件制转子是一体物而非层压体，因而存在所谓涡电流损(eddy current loss)比层压电磁钢板的转子大幅度上升的问题。
因此，要求磁特性优良且高强度的电磁钢板作为转子用原材。
作为钢板的高强度化方法，公知有固溶强化(solid solution hardening)、析出强化(precipitation hardening)、结晶颗粒微细化强化(fine-grain hardening)以及复合组织强化(complex-phase hardening)等，由于这些强化方法都使磁特性变差，因而一般极难同时具有强度和磁特性。
在这种状况下，对于具有高强度的无方向性电磁钢板，提出了若干技术。
例如，在日本特开昭60-238421号公报中公开了下述方法：使Si含量提高至3.5～7.0％(质量％，以下相同)，并且为了固溶强化添加Ti、W、Mo、Mn、Ni、Co、Al等元素而实现高强度化。并且，在日本特开昭62-112723号公报中除了上述强化方法以外公开了下述方法：通过控制最终退火(final annealing)条件，使结晶粒径在0.01～5.0mm，从而改善磁特性。
但是，在将上述方法应用于工厂生产的情况下，在热轧后的轧制生产线中容易产生钢板断裂等问题，存在成品率降低、不得不停止生产线等的问题。另外，对于钢板断裂，将冷轧设为钢板温度为数百℃的温轧(warm rolling)则可减少。但是，需要用于温轧的设备应对，生产上的制约变大等，增加工序管理上的负担。
并且，在日本特开平2-22442号公报中公开了在Si含量2.0～3.5％的钢中通过Mn和Ni实施固溶强化的方法。并且，在日本特开平6-330255号公报中公开了在Si含量在2.0以上、不足4.0的钢中，利用基于Nb、Zr、Ti和V的碳氮化物(carbonitride)的析出强化和细粒化硬化的技术；并且日本特开平2-8346号公报中公开了在此基础上附加添加Mn和Ni引起的固溶强化，同时实现高强度和磁特性的技术。
但是，在日本特开平2-22442号公报记载的方法中不能得到充分的强度，在日本特开平6-330255号公报和日本特开平2-8346号公报的方法中得到高强度的情况下，留有所谓磁特性降低较大的技术课题。
并且对于通过上述方法制作出的钢板，得知即使在评价疲劳特性时得到高强度的情况下也不能得到符合期待的疲劳特性。即，只提高钢的耐力(yield strength)、抗拉强度，不能提高疲劳特性的情况较多，还未确立考虑到疲劳特性的材料设计方法，这就是现状。
作为着眼于疲劳特性的高强度电磁钢板，在日本特开2001-234303号公报中公开了下述技术：对于Si含量在3.3％以下的电磁钢板，通过根据其钢组成控制结晶粒径，达成350MPa以上的疲劳极限。但是，在该方法中，疲劳极限的到达级别本身较低(实绩为最大大约430MPa)，不能满足近来要求的级别，例如疲劳极限(fatigue limit)500MPa以上。
作为高强度电磁钢板的制造方法，此外在日本特开2005-113185号公报中公开了下述技术：相对于含0.2～3.5％的Si的钢，通过在钢材内部残留加工组织(work hardening structure)来实施高强度化。作为其具体方法公开了下述方法：在冷轧后不进行热处理，或即使进行热处理也不到达相当于750℃以上、保持30秒以上的程度，优选设为700℃以下，进而优选650℃以下、600℃以下、550℃以下以及500℃以下。其中，作为实绩而例示以750℃-30秒的退火使加工组织率为5％，以700℃-30秒使其为20％、以600℃-30秒使其为50％。
在这种情况下，由于退火温度为低温，因而存在所谓不能进行充分的轧制带钢的形状矫正的问题。如果钢板形状不良，则产生层压加工成马达用磁心等后的占空比(lamination factor)降低、作为转子高速旋转时的应力分布不均匀等问题。
并且，一般惯例是无方向性电磁钢板的最终退火利用连续退火炉进行，炉内为了抑制钢板表面的氧化而调整为含数％以上的氢气的气氛。在这种连续退火设备中，实施如低于700℃的低温退火时，不仅是炉温设定的切换需要时间，为了防止氢爆发而还需要置换炉内气氛，产生较多的操作上的制约。
并且，在高温最终退火、涂层涂布-烧结处理等后，例如通过再轧制导入加工组织而应用该技术的情况下，要追加制造工序，成本上升，发生设备上的制约。并且，还产生最终退火后涂布、烧结的钢板表面的绝缘涂层，在其后的加工处理中被破坏而绝缘性降低的问题。
并且在日本特开平4-337050号公报中公开了下述技术：对Si为4.0～7.0％的组成的冷轧后钢板以与Si含量的关系所规定的特定温度进行热处理，使结晶组织的再结晶率在95％以下，余量实际上为轧制组织而实现强化。在该式中，例如以700℃进行热处理的情况下，需要大约5.9％以上的Si。在该技术中可得到兼具80kgf/mm2以上的高抗拉强度、一定程度的延伸率以及优良的磁特性的实用的软磁性材料。
并且在日本特开2005-264315号公报中公开了下述方法：在含Si：0.2～4.0％，以铁素体相作为主相的电磁钢板中，添加Ti、Nb、Ni等在钢材内部产生直径在0.050μm以下的金属间化合物而实现强化。在该技术中，能够不损坏冷轧性等而制造出具有60kgf/mm2以上的抗拉强度和耐磨耗性、磁通密度、铁损优良的无方向性电磁钢板。
如上所述，虽然对于高强度的无方向性电磁钢板公开了若干技术，但现状是不能确保必要的强度和良好的磁特性以及钢板形状，不能利用普通电磁钢板制造设备在工业上稳定地进行制造。
发明内容
本发明的目的在于提供一种无方向性电磁钢板及其制造方法，在普通的无方向性电磁钢板的制造中实际上不追加钢板制造上的制约或新工序，并且高强度且钢板形状和磁特性都优良。
本发明的另一目的在于，将高强度且具有优良的磁特性和疲劳特性、并且制造性优良的无方向性电磁钢板与其有利的制造方法一起提出。
本发明的要旨如下所述：
(1)一种高强度无方向性电磁钢板，其特征在于，具有下述成分组成：以质量％计，将C和N抑制为C：0.010％以下和N：0.010％以下、且C+N≤0.010％，含有Si：1.5％以上、5.0％以下、Mn：3.0％以下、Al：3.0％以下、P：0.2％以下、S：0.01％以下，并且在满足Ti/(C+N)≥16的范围内含有Ti：0.05％以上、0.8％以下，余量为Fe和不可避免的杂质；并且，钢板中的未再结晶恢复组织(non-rerystallized，recovery structure)的存在比率以面积率计为50％以上。
在这里，对于再结晶和未再结晶恢复组织进行说明。首先，再结晶是指重新形成缺陷密度较低、热力学上稳定的结晶颗粒，蚕食周围的缺陷密度较高的基体的同时成长的现象。在再结晶中由于晶界移动而缺陷密度急剧减少。
另一方面，恢复是指缺陷本身不根据晶界的通过而朝向沉陷(sink)热移动而位错密度降低，结果应变能降低的现象。恢复如在无方向性电磁钢板中通常适用的短时间的连续退火中，在退火温度在500℃以上的条件进行处理的情况下明确出现。恢复组织和再结晶组织虽然混合存在，但越是高温下的退火再结晶越具优势。在普通组成的电磁钢板中，在600～650℃以上再结晶急剧进行，在700℃以上大部分成为再结晶组织。
另外，在500℃以上进行退火的钢中，再结晶组织和未再结晶的恢复组织，可通过用光学显微镜进行的组织(微观组织：microstructure)观察容易进行区别。在这里，组织观察通常能够如下进行：对板厚方向截面研磨后、用硝酸乙醇腐蚀液(nitric alcohol solution)等进行蚀刻。
其中，在上述(1)的发明中，以质量％计，优选为Si：1.5％以上、4.0％以下。并且，在上述(1)的发明中，以质量％计，优选进而含有选自Ni：0.1～5.0％、Sb：0.002～0.1％、Sn：0.002～0.1％、B：0.001～0.01％、Ca：0.001～0.01％、Rem：0.001～0.01％以及Co：0.2～5.0％中的至少1种。这些优选的条件，也可以自由组合。
(2)一种高强度无方向性电磁钢板的制造方法，其特征在于，对具有下述成分组成的钢板坯进行热轧：以质量％计，将C和N抑制为C：0.010％以下和N：0.010％以下、且C+N≤0.010％，含有Si：1.5％以上、5.0％以下、Mn：3.0％以下、Al：3.0％以下、P：0.2质量％以下、S：0.01质量％以下，并且在满足Ti/(C+N)≥16的范围内含有Ti：0.05质量％以上、0.8质量％以下；接着，通过冷轧或温轧形成最终板厚的冷轧卷材后，进行最终退火时，将该最终退火在退火温度为700℃以上、850℃以下、炉内张力(strip unit tension in furnace)为2.5MPa以上、20MPa以下进行。
在这里，炉内张力是钢带在退火炉内处于最高温度的炉段部分(多是加热带(heating section)后段或均热带(soaking section))的钢带的单位截面积上的张力。
另外，在上述(2)的发明中，与上述(1)的发明相同地，优选的是在钢板坯的成分组成中余量为Fe和不可避免的杂质。
并且，在上述(2)的发明中，与上述(1)的发明相同地，优选的是以质量％计含有Si：1.5％以上、4.0％以下，和/或以质量％计含有含有选自Ni：0.1～5.0％、Sb：0.002～0.1％、Sn：0.002～0.1％、B：0.001～0.01％、Ca：0.001～0.01％、Rem：0.001～0.01％以及Co：0.2～5.0％中的至少1种。
上述(2)的发明，特别适用于得到上述(1)的发明的钢板，即未再结晶恢复组织的存在比率以面积率计为50％以上的钢板。
并且，本发明人等为了解决上述课题，对于对无方向性电磁钢板的制造性和涉及机械特性、疲劳特性以及磁特性的各种强化方法的影响，进行了锐意研究。为了固溶强化，对于合金成分对提高了Si等固溶强化元素的添加量的高合金电磁钢板的制造性(具体来说热轧钢板和热轧退火钢板的弯曲(bending)特性和冷轧性)的影响进行了详细研究。
其结果，关于碳氮化物形成元素发现如下：
(a)通过尽量减少固溶C、N，即使对于如含有超过3.5质量％的Si的高合金钢，也能够大幅度提高其轧制性。
(b)为此，有效的是，减少C、N量，并且相对于C、N以原子比计充分过剩地添加Ti、V、Nb、Zr等碳氮化物形成元素。
根据上述见解，制造高合金电磁钢板时，可实现大幅度减少钢板断裂等工序上的问题的高生产率化。
接着，对于上述碳氮化物形成元素对电磁钢板的机械特性、疲劳特性和磁特性产生的影响进行了调查，发现如下：
(c)Ti、V、Nb、Zr的碳氮化物，通过析出强化作用对高抗拉强度化有效，另一方面，其存在量多时导致疲劳特性、磁特性(铁损和磁通密度)的劣化。
(d)相对于此，相对于C、N过剩地添加的Ti、V、Nb、Zr，具有固溶强化作用，大幅度提高抗拉强度的同时提高疲劳特性，并且磁特性的劣化也与析出强化的情况相比大幅度减少。
并且，对于主要固溶元素对机械特性、疲劳特性和磁特性产生的影响进行调查的结果，发现如下：
(e)从同时实现机械特性和磁特性的观点出发，最有效的是，在无方向性电磁钢板中添加的主要元素中利用Si的固溶强化。但是，Si添加量过剩时，虽然提高拉伸强度(抗拉强度)，但疲劳特性大幅度劣化。即，要平衡良好地改善机械特性、疲劳特性和磁特性，Si添加量存在最佳范围。
本发明是根据以上新见解开发出的，其主要构成如下：
(3)
(3-1)一种制造性优良且疲劳特性和磁特性优良的高强度无方向性电磁钢板，其特征在于，具有下述组成：以质量％计，使C和N为C：0.010％以下和N：0.010％以下、且C+N≤0.010％，含有Si：大于3.5％且在5.0％以下、Mn：3.0％以下、Al：3.0％以下、P：0.2％以下、以及S：0.01％以下，或还含有Ni：5.0％以下，并且在满足(Ti+V)/(C+N)≥16的范围内含有总计为0.01％以上、0.8％以下的Ti、V中的任意1种或2种，余量为Fe和不可避免的杂质。
(3-2)一种制造性优良且疲劳特性和磁特性优良的高强度无方向性电磁钢板，其特征在于，具有下述组成：以质量％计，使C和N为C：0.010％以下和N：0.010％以下、且C+N≤0.010％，含有Si：大于3.5％且在5.0％以下、Mn：3.0％以下、Al：3.0％以下、P：0.2％以下、以及S：0.01％以下，或还含有Ni：5.0％以下，并且在满足(Nb+Zr)/(C+N)≥10的范围内含有总计为0.01％以上、0.5％以下的Nb、Zr中的任意1种或2种，余量为Fe和不可避免的杂质。
(3-3)一种制造性优良且疲劳特性和磁特性优良的高强度无方向性电磁钢板，其特征在于，具有下述组成：以质量％计，使C和N为C：0.010％以下和N：0.010％以下、且C+N≤0.010％，含有Si：大于3.5％且在5.0％以下、Mn：3.0％以下、Al：3.0％以下、P：0.2％以下、以及S：0.01％以下，或还含有Ni：5.0％以下，并且在满足0.01％≤(Ti+V+Nb+Zr)≤0.5％且(Ti+V+Nb+Zr)/(C+N)≥16的范围内含有Ti、V中的至少1种和Nb、Zr中的至少1种，余量为Fe和不可避免的杂质。
(3-4)一种制造性优良且疲劳特性和磁特性优良的高强度无方向性电磁钢板，在上述(3-1)至(3-3)中的任一项所述的发明中，其特征在于，还含有选自Sb：0.002～0.1％、Sn：0.002～0.1％、B：0.001～0.01％、Ca：0.001～0.01％、Rem：0.001～0.01％以及Co：0.2～5.0％中的1种或2种以上。
(4)一种制造性优良且疲劳特性和磁特性优良的高强度无方向性电磁钢板的制造方法，其特征在于，对在上述(3-1)至(3-4)中的任一项发明所示组成的钢板坯中进行热轧后，根据需要实施热轧板退火，然后，通过一次冷轧或温轧或隔着中间退火的二次以上的冷轧或温轧形成最终板厚，接着以退火温度为700℃以上、1050℃以下的条件进行最终退火。
在这里，上述最终板厚优选在0.15mm以上。
根据本发明，特别是上述(1)和(2)的发明，通过规定成分组成和组织，不追加钢板制造上的制约或新的工序，就能够提供高强度且钢板形状和磁特性都优良的无方向性电磁钢板。
并且，根据本发明，特别是(3)((3-1)～(3-4))和(4)的发明，能够稳定地得到不仅高强度且具有优良的磁特性，而且疲劳特性优良，并且制造性也优良的无方向性电磁钢板。
附图说明
图1是表示Ti量(横轴：单位＝质量％)及退火温度(纵轴：单位＝℃)和再结晶率(圆内的数字：单位＝面积％)的关系的图。
图2是表示钢中(C+N)量(横轴：单位＝质量％)对制造生产线中的钢板通过性(弯曲次数)(纵轴：单位＝次数)产生的影响的图表。
图3是表示钢中(C+N)量(横轴：单位＝质量％)对冷轧性(轧制钢板端面的边裂深度)(纵轴：单位＝mm)产生的影响的图表。
图4是将钢中Ti量(横轴：单位＝质量％)对制造生产线中的钢板通过性(弯曲次数)(纵轴：单位＝次数)产生的影响，对于4个水平的钢中(C+N)量表示的图表。
图5是将Ti/(C+N)比(横轴)对制造生产线中的钢板通过性(弯曲次数)(纵轴：单位＝次数)产生的影响，对于4级钢中(C+N)量表示的图表。
图6是将钢中Ti量(横轴：单位＝质量％)对冷轧性(轧制钢板端面的边裂深度)(纵轴：单位＝mm)产生的影响，对于4级钢中(C+N)量表示的图表。
图7是将Ti/(C+N)比(横轴)对冷轧性(轧制钢板端面的边裂深度)(纵轴：单位＝mm)产生的影响，对于4级钢中(C+N)量表示的图表。
图8是将钢中Ti量(横轴：单位＝质量％)对抗拉强度(TS)(纵轴：单位＝MPa)产生的影响，对于4级钢中(C+N)量表示的图表。
图9是将钢中Ti量(横轴：单位＝质量％)对疲劳极限(FS)(纵轴：单位＝MPa)产生的影响，对于4级钢中(C+N)量表示的图表。
图10是将Ti量(横轴：单位＝质量％)对高频铁损(W10/1000)(纵轴：单位＝W/kg)产生钢中的影响，对于4级钢中(C+N)量表示的图表。
其中，在图4至图10中，◆表示C+N：0.0038～0.0048质量％；■表示C+N：0.0074～0.0092质量％；▲表示C+N：0.0175～0.0196质量％；×表示C+N：0.0353～0.0391质量％。
具体实施方式
下面，与成分有关的“％”表示，不特别指出时就意味着质量％。
(发明原理)
首先，对上述(1)和(2)的发明原理进行说明。
发明人等锐意研究了用于在工业上稳定且以良好的钢板形状制造同时实现作为上述课题之一的高强度和磁特性的无方向性电磁钢板的方法。在此要求的高强度，具体为抗拉强度在600MPa以上，优选在700MPa以上，进而优选在800MPa以上。并且，所要求的磁特性，特别是高频低铁损特性，例如在板厚为0.35mm的无方向性电磁钢板中W10/400值为50W/kg以下，优选为40W/kg以下，进而优选为30W/kg以下的水平。
上述研究的结果，发现特别是在如抗拉强度在超过700MPa的高强度钢材中，有效的是对钢板组织在最终退火中抑制再结晶而留作恢复组织。但是，为了利用普通钢组成的无方向性电磁钢原材得到恢复组织，必须要在最终退火温度在600℃以下的低温进行。为了利用这种低温退火来在工业上稳定地制造，必须解决钢板形状变差、退火气氛的置换、炉温条件的变更耗费很大时间和作业负荷等问题。
进行与钢成分有关的各种研究时，发现通过相对于C和N充分过剩地添加Ti而形成钢组成，即使以与普通的无方向性电磁钢板的退火相同的700℃以上的最终退火温度也可稳定地得到对高强度化有效的恢复组织。
(实验1)
即，在图1表示研究Ti添加量和最终退火温度(均热时间为20s)对降低至C+N≤0.01％的2.8％Si-0.35％Al钢的再结晶变化产生的影响的结果。在这里，图表的横轴是Ti量(质量％)，纵轴是退火温度(℃)，各圆中的数字表示该条件下的再结晶率(recrystallization ratio)(面积％)。其中，再结晶率也可由板厚方向截面的光学组织观察结果计算出，未再结晶恢复组织的比率(面积％)为100-再结晶率(面积％)。
通常，在无方向性电磁钢板中，Ti是使磁特性变差的有害元素，通常控制在0.005质量％以下，由于在该Ti含量级别中在650℃以上急剧进行再结晶，因而为了稳定地得到恢复组织必须在600℃以下的低温进行最终退火。
另一方面，发现添加0.05质量％以上的Ti时，再结晶开始温度上升100℃以上，即使以往工业上实施的700℃以上的退火温度也能够稳定地得到恢复组织。并且发现通过使最终退火温度在700℃以上、850℃以下、炉内张力2.5MPa以上、20MPa以下，可稳定地得到恢复组织，并且还能够良好地控制钢板形状，完成高强度、磁特性、钢板形状、生产率优良的高强度无方向性电磁钢板及其制造方法。
接着，对上述(3)和(4)的发明原理进行说明。
下面，对作为本发明基础的实验结果进行说明。
(实验2)
首先，为了调查钢组成对如Si含量超过3.5％的高合金钢的制造性产生的影响，利用可制造超高纯度钢的冷坩埚(cold crucible induction melting furnace)真空高频熔化炉，熔炼出将Si量控制在4.1～4.3％的范围且使C、N量发生各种变化的试验钢锭。接着，对所得到的钢锭，热轧至板厚2mm后，以900℃实施退火(热轧板退火)后，冷轧至板厚0.35mm。
此时，将热轧退火板以30mm宽度切出，以温度为30℃实施弯曲半径为15mm、弯曲角度为90°的重复弯曲试验，对制造生产线上的钢板通过性进行模拟评价。其中，在该重复弯曲次数不足10次的材料的情况下，可知制造生产线上的断裂频度增加。并且，作为冷轧性的评价，测定了上述热轧退火板的端面的边裂深度(edge crack length)。
其结果如图2和图3所示。在这里，图表的横轴是钢中(C+N)量(质量％)，纵轴分别是制造生产线中的钢板通过性(弯曲次数)和冷轧性(轧制钢板端面的边裂深度)(mm)。
如图2和图3所示，可知制造生产线中的钢板通过性(热轧钢板的弯曲特性)和冷轧性(边裂深度)以及制造性强烈取决于C和N的总量。即，将C+N总计减少至0.0015％以下时，即使是4.2％Si等级的高合金钢也显示充分的制造性，但C+N量增加时制造性急剧变差。
但是，在利用转炉精炼、脱气二次精炼等一般设备的现有技术中，将C+N量稳定在0.0015％以下是非常困难的。
(实验3)
考虑钢中存在的固溶C、N是否为此次评价的制造性降低的主要原因，尝试添加碳氮化物产生元素而析出固定C、N。
即，利用电炉制造将Si量控制在4.1～4.3％的范围，将C+N的总量控制为(1)0.0038～0.0048％的范围、(2)0.0074～0.0092％的范围、(3)0.0175～0.0196％的范围、(4)0.0353～0.0391％的范围的4个水平，并且使Ti添加量发生各种变化的钢锭。接着，热轧至板厚2mm，以900℃实施热轧板退火后，冷轧至板厚0.35mm，以950℃实施最终退火。
相对于这样得到的试样，将与上述情况下相同地，对于制造生产线上的钢板通过性(热轧钢板的弯曲特性)和冷轧性(边裂深度)进行调查的结果分别表示在图4至图7。在这里，图4和图6的横轴是钢中Ti量(质量％)，图5和图7的横轴是钢中Ti量(质量％)相对于C+N量(钢中C量和钢中N量之和：质量％)的比例，即Ti/(C+N)。并且，图4和图5的纵轴是制造生产线中的钢板通过性(弯曲次数)，图6和图7的纵轴是冷轧性(轧制钢板端面的边裂深度)(mm)。并且，在图中，黑菱形◆表示C+N的上述水平(1)；黑四角■表示上述水平(2)；黑三角▲表示上述水平(3)；叉号标记×表示上述水平(4)。
由上述结果得知，通过相对于C+N量以原子比大约4倍以上(以质量％比为16倍以上)地过剩地添加Ti，热轧钢板的弯曲特性和冷轧性得到很大改善，即使是可在工业上大量生产的纯度级别的C+N量，也能够稳定地制造高合金钢。
但是，如果C+N量太多，则Ti添加引起的制造性改善效果变小，热轧钢板弯曲次数和冷轧边裂深度都达到工业生产上成问题的级别(弯曲次数：不足10次、边裂深度：超过3mm)。
并且得知，即使是通过添加Ti来充分地改善制造性的C+N量级别，Ti添加量超过0.8％时制造性也变差。并且，C+N量较高且Ti添加量较少的组成的钢和Ti添加量过剩的钢中，发现冷轧时的边裂达到10mm以上，还能看到产生断裂的钢板。
(实验4)
接着，利用从所得到的钢板与轧制方向平行的切出的试验片，调查机械特性和疲劳特性。在这里，机械特性利用JIS 5号拉伸试验片(平行部分长度为25mm)，用拉伸试验中的抗拉强度来进行评价。并且，疲劳特性利用平行部分长度为15mm的疲劳试验片，用应力比：0.1、频率：20Hz的部分拉伸(拉伸-拉伸)疲劳试验进行调查，将即使经过1000万(107)循环后也不会产生钢板断裂的最大应力作为疲劳极限而求出。
所得到的结果如图8和图9所示。在这里，图表的横轴是钢中Ti量(质量％)，图8的纵轴是抗拉强度(TS)(MPa)，图9的纵轴是疲劳极限(MPa)。其中，所描绘的记号与C+N量的水平的关系与图4至图7相同。
如图8所示，抗拉强度TS和Ti添加量都上升，其效果在C+N量越高时越显着。认为其原因是越是C+N量高的钢，Ti的碳氮化物析出引起的析出强化导致的高强度化越是推进。另一方面，推测在C+N量较低的钢和Ti添加量相对于C+N量充分过剩的钢中，固溶Ti引起的高强度化成主体。
并且，如图9所示，疲劳极限，以相同Ti添加量级别进行比较时，与抗拉强度的结果相反，C+N量较低的组表示更高的疲劳特性。推测其原因是在C+N量较高的组中，由于析出的碳氮化物尺寸容易变大，并且其存在量较多，从而成为疲劳破坏的起点。
并且，将利用从轧制方向和轧制直角方向切出相同数量的磁测定用试验片，通过爱泼斯坦方法评价磁特性的结果表示于图10。在这里，图表的横轴是钢中Ti量(质量％)，纵轴是高频铁损(W10/1000)(W/kg)，C+N水平的记号与图4至图9相同。
如该图所示，C+N量较高的组因添加少量的Ti而铁损特性急剧变差，相对于此，在抑制C+N量的组中，Ti添加引起的铁损变差情况轻微。
通过以上研究结果得知，为了得到在较高的层面满足考虑了工业上充分良好的制造性、疲劳强度的高强度化和优良的磁特性这样相反的要求的无方向性电磁钢板，重要的是，在工业上可能的范围内尽量减少C+N量的高合金钢中，将Ti作为析出固定C、N的元素，并作为固溶强化元素而有效利用。
根据上述见解，以将C+N量减少至工业上可容许的级别，适量添加以Ti为首的适量的碳氮化物形成元素(V、Nb、Zr)的钢作为基础，对于添加Si、Mn、Al、Ni、P等合金元素的影响进行系统评价，清楚得知最佳的钢组成条件。
(钢组成)
下面，对根据上述见解确定的本发明的成分组成范围的限定理由进行说明。
·C：0.010％以下以及N：0.010％以下、且C+N≤0.010％
在本发明中，C和N是以固溶状态存在时显著降低钢的制造性的有害元素，但通过适量添加Ti或后文描述的(发明(3)、(4)中的)Nb、V、Zr等碳氮化物形成元素，可将对制造性的不良影响降低至工业规模生产上不会成障碍的级别。由于碳氮化物的生成还导致磁特性劣化，进而导致疲劳特性的劣化，因而优选的是在可能的范围内尽量减少C和N。因此，抑制为C：0.010％以下、N：0.010％以下、且C+N≤0.010％。
优选为C：0.005％以下以及N：0.005％以下、进而优选为C：0.003％以下以及N：0.003％以下。虽然不必含有C、N，但工业上尽量减少的下限分别是0.0001％左右。
·Si：1.5％以下、5.0％以下：
Si除了作为脱氧剂而通常使用以外，还是提高钢的电阻而具有减少铁损的效果的构成无方向性电磁钢板的主要元素。并且，具有较高的固溶强化能力。即，由于是与在无方向性电磁钢板中添加的Mn、Al及Ni等其他固溶强化元素相比，是最能够平衡良好地同时实现高抗拉强度化、高疲劳强度化以及低铁损化的元素，从而在本发明(1)、(2)中添加1.5％以上。进而优选在2.0％以上。在本发明(3)、(4)中进而积极地添加3.5％以上，有效利用随着Si量的增加而得到的抗拉强度、疲劳极限强度的上升和铁损的降低带来的高特性化。
另一方面，Si量超过5.0％时虽然抗拉强度增加，但疲劳极限强度急剧降低，并且在冷轧中越产生裂纹制造性越降低。认为其原因是伴随高Si化而产生规则相。并且，Si量超过3.0％时韧性开始降低，超过4.0％时明确显现韧性劣化。并且超过5.0％时韧性劣化变得显著，钢板通过和轧制时需要高度控制，生产率也降低。由此，设Si量的上限为5.0％。优选在4.0％以下。在发明(1)、(2)中重视韧性的情况下，进而优选在3.5％以下。
·Ti：0.05％以上、0.8％以下、且Ti/(C+N)≥16(发明(1)、(2))
·下述任一条件(发明(3)、(4))
(3-1)Ti+V：0.01％以上、0.8％以下、且(Ti+V)/(C+N)≥16、
(3-2)Nb+Zr：0.01％以上、0.5％以下、且(Nb+Zr)/(C+N)≥10、
或(3-3)0.01％≤(Ti+V+Nb+Zr)≤0.5％、
并且(Ti+V+Nb+Zr)/(C+N)≥16
Ti在本发明中是重要的要素。即，Ti具有提高钢的再结晶温度的效果，具有即使将钢板的最终退火温度提高至750℃以上，在本发明(1)、(2)中也能够充分地残留未再结晶组织的效果。并且，Ti作为固溶强化元素发挥作用而有助于高抗拉强度化。为了稳定地发挥上述效果，Ti在0.05％以上且Ti/(C+N)≥16是必要的。另一方面，Ti超过0.8％时，由于容易产生被称作鳞状折叠的缺陷，制造性和成品率降低，从而将上限设定为0.8％。
并且，Ti具有形成碳氮化物，将在钢中存在的固溶C、N析出固定而改善高合金钢的制造性的效果。并且，还作为固溶强化元素而发挥作用，还有效地助于高抗拉强度化、高疲劳强度化。特别是在将Si超过3.5％添加而最大限度地有效利用固溶强化的本发明(3)、(4)中，有效利用上述效果。即，与作为同样的碳氮化物形成元素/固溶强化元素的V一起含0.01％以上、0.8％以下，且(Ti+V)/(C+N)≥16。为了从制造工序中途稳定地析出固定C、N，Ti和V的总量Ti+V最低也要含有0.01％，并且由于需要相对于C、N过剩地添加，因而在以质量％比计在满足(Ti+V)/(C+N)≥16的范围内含有。优选为Ti+V在0.05％以上。另一方面，由于Ti+V超过0.8％时制造性降低，因而Ti+V的上限确定在0.8％。
Nb和Zr与上述Ti、V相同地，具有形成碳氮化物，使在钢中存在的固溶C、N析出固定而改善高合金钢的制造性的效果。并且，还作为固溶强化元素而发挥作用，有效地助于高抗拉强度化、高疲劳强度化。因此，在本发明(3)、(4)中也可以代替Ti、V而使用这些元素。为了从制造工序中途稳定地析出固定C、N，Nb和Zr的总量Nb+Zr最低也要含有0.01％，并且由于需要相对于C、N过剩地添加，因而在以质量％比计在满足(Nb+Zr)/(C+N)≥10的范围内含有。另一方面，由于Nb+Zr超过0.5％时制造性降低，因而Nb+Zr的上限确定在0.5％。
如上所述，Ti和V以及Nb和Zr，都是作为碳氮化物形成元素，以及固溶强化元素而起相同效果，从而还可以复合含有上述4种元素。在这种情况下，为了从制造工序中途稳定地析出固定C、N，Ti、V、Nb、Zr的总量Ti+V+Nb+Zr最低也要含有0.01％，并且由于需要相对于C、N过剩地添加，因而以质量％比计需要满足(Ti+V+Nb+Zr)/(C+N)≥16。但是，由于Ti+V+Nb+Zr超过0.5％时制造性降低，因而设Ti+V+Nb+Zr的上限为0.5％。
另外，确保未再结晶恢复组织而同时实现高强度和磁特性的效果，Ti比Nb、V、Zr更优良，因而在本发明(1)、(2)必须添加Ti。
·Mn：3.0％以下
Mn除了是对基于固溶强化的强度提高有效的元素，还是对热脆性的改善有效的元素，优选添加0.03％以上。但是，由于过剩的添加导致铁损的劣化，因而其添加量限定在3.0％以下。
·Al：3.0％以下
Al除了作为强力的脱氧剂发挥作用的效果以外，还具有提高钢的电阻而减少铁损的效果。并且，对基于固溶强化的强度上升有效。但是，由于过剩的添加导致轧制性的降低，因而设其上限为3.0％。进而优选在2.0％以下。在主要利用基于未再结晶组织的强化的本发明(1)、(2)中优选为Si+Al≤4.0％。
另外，也不是必须要含有该Al。例如，也可以将Al的添加抑制在0.005％以下。即，例如也可以通过Si脱氧而减少Al，另一方面减少AlN等析出物而减少铁损。其中，工业上可减少的钢中Al量的下限为0.0001％左右。
·P：0.2％以下
P，即使是比较少量的添加也可得到大幅度的固溶强化能力，对高强度化非常有效，优选添加0.005％以上。但是，过剩的添加由于导致偏析所引起的脆化而引起晶界裂纹、轧制性的降低，因而其添加量限制在0.2％以下，优选0.20％以下。其中，工业上可减少的钢中P量的下限为0.001％左右。
·S：0.01％以下
S过剩地存在时形成MnS等硫化物，使磁特性降低。并且MnS还可能成为疲劳破坏的起点。因此，钢中S量优选尽量降低，容许含有至0.01％，从而设其添加量在0.01％以下。其中，工业上可减少的钢中S量的下限为0.0003％左右。
·其他
本发明的无方向性电磁钢板的基本组成如上所述，除了上述成分以外，也可以单独或以复合方式添加公知为磁特性改善元素的Ni、Sb、Sn、B、Ca、稀土类元素(Rem)以及Co。但是，其添加量须为不阻碍本发明的目的的程度。具体来说为下述范围。Sb：0.002～0.1％、Sn：0.002～0.1％、B：0.001～0.01％、Ca：0.001～0.01％、Rem：0.001～0.01％、Co：0.2～5.0％以及Ni：5.0％以下，优选为0.1～5.0％。
特别优选的是添加Ni。即，有助于固溶强化和高电阻化的很多元素，通过其添加而导致饱和磁通密度的降低，相对于此，Ni是不会降低饱和磁通密度就可以实现基于固溶强化的强度上升和基于高电阻化的铁损减少的非常有效的元素。但是，Ni是价格昂贵的元素，过剩的添加导致成本很高，因而优选的是含有5.0％以下。
另外，设钢的余量组成为Fe和不可避免的杂质。作为不可避免的杂质，除了上述举出的元素(因成本等原因而不可避免地含有的情况)以外，还可以举出Cu(在原料使用废金属钢的情况下可能混入)等。
(钢组织)
接着，对本发明(1)、(2)中的钢板组织的限定理由进行说明。
为了同时实现作为本发明目的的高强度和磁特性，钢板组织优选为恢复组织。在轧制状态的加工组织中，磁特性显著变差。另一方面，通过最终退火进行再结晶时，虽然磁特性变得良好，但强度的降低较大。相对于此，恢复组织通过大约500℃以上的退火形成，该恢复组织具有较高的强度，并且可得到比较良好的磁特性。在本发明(1)、(2)中，重要的是有效利用该恢复组织，为了同时实现强度和磁特性，重要的是，该未再结晶的恢复组织在钢板的厚度截面观察中以面积率计具有50％以上。
另外，由于在本发明(3)、(4)中将固溶强化作为主要的强化手段，因而不必确保未再结晶恢复组织。因此，只要能够确保强度，也可以设再结晶组织为100％，确保更稳定的工业生产率。但是，并不是排除同时使用未再结晶恢复组织对强化的帮助。
(制造方法)
最后，对本发明的制造方法进行说明，描述其限定理由。
在本发明中，从钢熔炼至冷轧为止的制造工序，可根据在一般无方向性电磁钢板中通常采用的方法实施。特别是，本发明由于通过适当的C、N量控制和碳氮化物形成元素的添加，即使在含有通常热轧卷材的钢板通过性和冷轧性会成问题的超过3.5％的Si的高合金钢的情况下，也可大幅度改善制造性，因而能够应用普通的无方向性电磁钢板的制造工序。
下面举出代表性的制造方法的例子。
首先，将通过转炉和二次精炼或电炉等熔炼成规定成分的钢水，通过连铸法或铸锭-开坯方法制成钢板坯。
接着，在钢板坯上实施热轧，但该热轧中的最终温度、卷绕温度不特别规定，一般的条件，例如终轧温度为700℃～900℃和卷绕温度为400℃～800℃左右即可。
接着，根据需要，以钢板的软化和提高最终产品的磁特性为目的，能够以600～1100℃左右的温度实施热轧板退火。
热轧板退火后(在未实施热轧板退火的情况下卷绕后)、实施冷轧或温轧而制成规定的产品板厚(最终板厚)。其中，可通过1次冷轧或温轧来形成最终板厚，也可以实施隔着中间退火的二次以上的冷轧或温轧而形成最终板厚。另外，温轧通常以钢板温度100～300℃上述轧制。
其中，最终板厚优选在0.15mm以上。
即，板厚对产品的磁特性，特别是作为高速旋转马达的转子材料而使用时重要的数100Hz以上的高频区域的铁损特性的影响较大，从这个观点考虑板厚越薄越有利。另一方面，研究产品板厚对机械特性、疲劳特性以及磁特性产生的影响的结果，拉伸试验中的机械特性几乎不受板厚的影响，相对于此，疲劳特性在比0.15mm薄时急剧降低。并且，过度薄壁化在马达制造工序中，从冲压穿孔工时的增加、层压数的增加导致的生产率的方面考虑变得不利。因此，在特别重视疲劳强度的情况下，板厚的下限优选为0.15mm。并且，对于板厚的上限，可根据所需要的磁特性的级别适当决定，但作为电磁钢板作通常使用的是0.65mm以下。另外，在本发明中，伴随高强度化的磁特性的劣化，由于抑制得低于以往公知的高强度电磁钢板，因而制成同等强度级别、板厚的情况下，可得到比以往钢优良的磁特性。
接着，用连续退火炉上述最终退火，退火条件在发明(1)、(2)和发明(3)、(4)中分别规定。
在发明(1)、(2)中，重要的是，将钢带的单位截面积(与钢板通过方向垂直的方向，所谓的TD方向截面的截面积)上的炉内张力保持在2.5MPa以上、20MPa以下，并且在700℃以上、850℃以下的温度范围内进行。通过对由本发明的钢组成构成的轧制卷材以上述条件进行最终退火，在钢板内残留未再结晶的恢复组织而能够同时实现磁特性和高强度化，并且还能够充分的卷材形状矫正效果。
即，退火温度不足700℃或张力不足2.5MPa时，形状矫正不充分。另一方面，超过850℃时，由于进行再结晶而导致强度的降低。并且，炉内张力超过20MPa时，在卷材上产生局部变形，形状反而变差，或产生炉内断裂，从而将20MPa设为上限。从改善钢板形状的观点出发，进而优选的作业范围是最终退火温度750℃以上、850℃以下、炉内张力为5MPa以上、15MPa以下。
另外，最终退火温度等的退火条件，优选控制为未再结晶恢复组织以面积率计确保50％以上。上述退火条件实际上满足该要求，但在钢中Ti量不足0.3％的情况下，从更可靠地确保未再结晶恢复组织为50％以上的观点出发，优选的是使最终退火温度T(℃)从图1估算而使其大致满足下述式：T≤850-160(0.3-x)(其中，x＝钢中Ti量：质量％)。
另一方面，在本发明(3)、(4)中，最终退火在退火温度为700℃以上、1050℃以下的范围内进行。最终退火温度不足700℃时，由于不能充分进行再结晶，未再结晶颗粒不必要地变多，因而形状矫正变得不充分。并且，磁特性也在700℃以上时稳定而变得良好。虽然随着退火温度的上升而铁损特性提高，但机械特性(耐力、抗拉强度)和疲劳特性都显现降低的趋势，因而退火温度可根据所需要的磁特性级别和强度级别适当决定。从商用频率(50～60Hz)至数kHz的高频区域的铁损特性的观点出发，比900～1050℃优选的是925～1025℃。但是，最终退火温度超过1050℃时，由于不仅看不到磁特性的改善，而且导致机械特性的降低，能源方面也不利，因而上限限定在1050℃。
紧接着上述最终退火，通过处理液的涂布和烧结处理，赋予钢板以绝缘覆膜，成为最终产品。绝缘覆膜的种类、膜厚或赋予条件等在通常范围内即可。例如适用磷酸盐类覆膜等。
(实施例)
(实施例1：发明(1)、(2))
对表1所示成分组成的钢板坯热轧至板厚2.5mm后，实施900℃、保持60s的热轧板退火后，进行酸洗以及直到板厚0.35mm为止的冷轧。
在这里，Ti量超过本发明范围的钢G由于在冷轧后常发生鳞状折叠缺陷，因而不进行以后的处理。并且，Si量高至4.3％、几乎不含Ti的钢N、和Si量超过本发明范围的钢P，由于在冷轧中钢板断裂，因而不进行以后的处理。接着，以表2所示的条件实施均热时间20s的最终退火。另外，炉内张力通过在轴承下部装入测力传感器的测张辊方式的炉内张力计进行测定。
表1
Figure BSA00000517926500251
对于这种得到的钢板的机械特性，利用与轧制方向平行的切出的JIS 5号拉伸试验片进行评价，对于磁特性，从轧制方向和轧制直角方向采取等量的爱泼斯坦试验片(Epstein test pieces)进行评价。
并且，将钢板沿着轧制方向进行剪切，研磨其厚度截面而进行组织观察，求出再结晶组织的面积比率。对于最终退火温度500℃以上的组织，将除去再结晶部分后的面积看作恢复组织比率。
并且，还依据JIS C 2550测定退火前后的钢板的平整度(flatness)。
以上测定或评价结果一并表示在表2。
表2
Figure BSA00000517926500261
注：钢G：冷轧时常发生鳞状折叠，不进行以后处理
钢N、P：由于冷轧时断裂，不进行以后处理
在表2中，将以往组成的钢A作为原材的轧制状态的No.1、以最终退火温度未到达钢的恢复温度400℃进行退火的No.2，由100％加工组织构成，拉伸强度虽然高，但铁损显著变差。并且，以600℃～650℃退火并残留恢复组织的No.3和No.4为高强度，铁损也具有改善趋势，但平整度在退火前后几乎没有改善，钢板形状方面也不足。另一方面，未再结晶颗粒的面积率不足50％，再结晶颗粒成为主体的No.5、15b则强度降低显著。并且，在钢中Ti量未达到C+N的16倍的No.33和No.41中不能得到充分的强度，在C+N超过0.010％的No.34中铁损较高。
相对于此，作为使用由本发明的钢组成构成的钢的发明例的No.6～15、17～19、32、35～38以及40，表示较高的强度和低铁损性，并且钢板形状方面也优良。
另外，钢中Si量超过4.0％的No.37和Si+Al量超过4.0％的No.38，热轧板退火后的弯曲特性分别是27次和23次。相对于此，其他发明例都在40次以上，制造性更优良。在这里，弯曲特性，在温度30℃中进行弯曲半径15mm、弯曲角度90°的重复弯曲试验，以直到在钢板发生裂纹为止的次数进行评价。
(实施例2：发明(1)、(2))
对表1的钢A和D的板坯热轧至板厚2.5mm后，实施800℃、保持60s的热轧板退火后，进行酸洗以及直到板厚0.35mm为止的冷轧，制成卷材。对所得到的卷材以表3所示的条件进行用连续退火炉进行的最终退火，进行与实施例1相同的评价。
其结果一并记载于表3所示。从表3可知，钢A和D在退火温度较低的650℃下，都是即使炉内张力较高，钢板形状的改善程度也较小。另一方面，退火温度提高至800℃而将炉内张力控制在本发明范围内的卷材的钢板形状，得到显著改善。通过该最终退火，在以往钢A中强度降低变大，不足以作为高强度钢材使用，相对于此，在作为本发明例的钢D中，能够同时实现高强度和优良的钢板形状。
另外，在炉内张力超过适合范围上限的20MPa的情况下，铁损增加，钢板形状也变差。
表3
(实施例3：发明(1)、(2))
对表4所示成分组成的钢板坯以下述a至c中的任一条件进行直到最终板厚为止的冷轧。
a：热轧至板厚2.0mm后，不实施热轧板退火，温轧至最终板厚0.35mm(钢板温度为250℃)。
b：热轧至板厚3.8mm后，不实施热轧板退火，冷轧至1.5mm，然后实施1000℃-保持30s的中间退火后，冷轧至最终板厚0.35mm。
c：热轧至板厚2.5mm后，实施1050℃-保持30s的热轧板退火后，冷轧至1.0mm，然后实施1000℃-保持30s的中间退火后，温轧至最终板厚0.20mm(钢板温度为200℃)。
接着，以表5所示的条件实施均热时间为10s的最终退火，进行与实施例1相同的评价，将其结果一并表示在表5中。各本发明钢，同时实现优良的强度和磁特性。
表4
Figure BSA00000517926500291
表5
Figure BSA00000517926500292
(实施例4：发明(3)、(4))
对由表6所示成分组成构成的钢板坯，热轧至板厚2mm后，实施900℃、保持60s的热轧板退火后，进行酸洗，接着冷轧至板厚0.35mm后，实施950℃、保持30s的最终退火。
此时，将热轧退火板以30mm宽度切出，以温度为30℃实施弯曲半径为15mm、弯曲角度为90的重复弯曲试验(repetition bending test)，对制造生产线上的钢板通过性进行模拟评价。°并且，作为冷轧性的评价，测定了轧制钢板端面的边裂深度。
将对于这样得到的电磁钢板的机械特性(抗拉强度TS)、疲劳特性(疲劳极限强度FS)以及磁特性(磁通密度B50、高频铁损W10/1000)进行调查的结果，记载在表7中。
其中，各特性的评价方法如下：
机械特性，使用与轧制方向平行地切出的JIS 5号拉伸试验片进行评价。
疲劳特性如下进行评价：与轧制方向平行地切出试验片，对平行部分端面利用800号砂纸研磨后，以应力比：0.1、频率：20Hz的部分拉伸(拉伸-拉伸)进行，通过经过1000万(107)循环后也不会产生钢板断裂的最大应力(疲劳极限强度FS)进行评价。
磁特性，从轧制方向和轧制直角方向采取等量的爱泼斯坦试验片进行评价。
表6
Figure BSA00000517926500311
表7
Figure BSA00000517926500321
如图表7所示，可知根据本发明，使Si超过3.5％，控制C、N量，并且添加适量的Ti的发明例，均是制造性优良，具有较高的抗拉强度和疲劳极限，并且可得到良好的磁特性。
(实施例5：发明(3)、(4))
对由表8所示成分组成构成的钢板坯，热轧至板厚2mm后，实施900℃、保持60s的热轧板退火后，进行酸洗，接着冷轧至板厚0.25mm后，实施950℃、保持30s的最终退火。
此时，将热轧退火板以30mm宽度切出，以温度为30℃实施弯曲半径为15mm、弯曲角度为90的重复弯曲试验，对制造生产线上的钢板通过性进行模拟评价。°并且，作为冷轧性的评价，测定了轧制钢板端面的边裂深度。
将对于这样得到的电磁钢板的机械特性(抗拉强度TS)、疲劳特性(疲劳极限强度FS)以及磁特性(磁通密度B50、高频铁损W10/1000)进行调查的结果，表示在表9中。
Figure BSA00000517926500341
表9
Figure BSA00000517926500351
如表9所示，可知将钢板成分控制在满足本发明的C、N量，并且添加适量的Ti、V的发明例，均是制造性优良，具有较高的抗拉强度和疲劳极限，并且可得到良好的磁特性。
另一方面，Si的添加量超过5％时，尽管热轧钢板的弯曲性、冷轧性的降低变大，并且抗拉强度较高，但疲劳极限强度显示降低的趋势。
(实施例6：发明(3)、(4))
对由表10所示成分组成构成的钢板坯，热轧至板厚2.2mm后，实施800℃、保持90s的热轧板退火后，进行酸洗，接着冷轧至板厚0.30mm后，实施1000℃、保持30s的最终退火。仅No.67省略热轧板退火，采用热轧至板厚3.0mm→没有热轧板退火→温轧至板厚1.5mm(钢板温度为280℃)→900℃-30s中间退火→冷轧至最终板厚0.30mm的轧制工序。
另外，将热轧退火钢板(No.67为热轧钢板)以30mm宽度切出，以温度为30℃实施弯曲半径为15mm、弯曲角度为90°的重复弯曲试验，对制造生产线上的钢板通过性进行模拟评价。并且，作为冷轧性的评价，测定了轧制钢板端面的边裂深度。
将对于这样得到的电磁钢板的机械特性(抗拉强度TS)、疲劳特性(疲劳极限强度FS)以及磁特性(磁通密度B50、高频铁损W10/1000)进行调查的结果，表示在表11中。
Figure BSA00000517926500371
表11
Figure BSA00000517926500381
*)热轧至板厚3.0mm→没有热轧板退火→温轧至板厚1.5mm(钢板温度为280℃)→900℃-30s中间退火→冷轧至最终板厚0.30mm。
如图表11所示，可知将钢板成分控制在满足本发明的C、N量，并且添加适量的Nb、Zr或进而添加Ti、V的发明例，均是制造性优良，具有较高的抗拉强度和疲劳极限，并且具有良好的磁特性。
(实施例7：发明(3)、(4))
对形成本发明的钢组成的具有3.9％Si、0.14％Mn、0.33％Al、2.67％Ni、0.02％P、0.002％S、0.0009％C、0.0018％N、0.28％Ti和0.055Sn(Ti/(C+N)＝103.7)的钢板坯，热轧至板厚2mm后，实施1000℃、保持60s的热轧板退火后，进行酸洗，接着冷轧至各种板厚后，实施950℃、保持30s的最终退火，对于板厚对各特性产生的影响进行调查。
所得到的结果如表12所示。
表12
  钢   板厚(mm)  TS(MPa)  FS(MPa)   B50(T)   W10/1K(W/kg)   备注
  54   0.35  776  667   1.65   91.0   发明例
  55   0.20  781  656   1.65   52.4   发明例
  56   0.15  769  638   1.65   44.2   发明例
  57   0.11   782   555   1.65   39.4   发明例(适合范围外)
如表12所示，通过使板厚变薄而使高频铁损特性得到很大改善。并且，抗拉强度对于任何板厚都大致相同。
但是，疲劳极限强度在板厚为0.15mm以上时得到显著改善。
工业实用性
根据本发明，通过限定成分组成或进一步限定组织，能够不追加钢板制造上的制约或新的工序而稳定地得到高强度或进而疲劳特性优良、且钢板形状和磁特性都优良的无方向性电磁钢板。

Claims (6)

1.一种高强度无方向性电磁钢板，其中，具有下述组成：
以质量％计，
使C和N为C：0.010％以下和N：0.010％以下、
且C+N≤0.010％，含有
Si：大于3.5％且在5.0％以下、Mn：3.0％以下、
Al：3.0％以下、P：0.2％以下、以及
S：0.01％以下，或还含有Ni：5.0％以下，
并且在满足(Ti+V)/(C+N)≥16的范围内含有总计为0.01％以上、0.8％以下的Ti、V中的任意1种或2种，
余量为Fe和不可避免的杂质，
并且，钢板中的未再结晶恢复组织的存在比率以面积率计为50％以上。
2.一种高强度无方向性电磁钢板，其中，具有下述组成：
以质量％计，
使C和N为C：0.010％以下和N：0.010％以下、
且C+N≤0.010％，含有
Si：大于3.5％且在5.0％以下、Mn：3.0％以下、
Al：3.0％以下、P：0.2％以下、以及
S：0.01％以下，或还含有Ni：5.0％以下，
并且在满足(Nb+Zr)/(C+N)≥10的范围内含有总计为0.01％以上、0.5％以下的Nb、Zr中的任意1种或2种，
余量为Fe和不可避免的杂质，
并且，钢板中的未再结晶恢复组织的存在比率以面积率计为50％以上。
3.一种高强度无方向性电磁钢板，其中，具有下述组成：
以质量％计，
使C和N为C：0.010％以下和N：0.010％以下、
且C+N≤0.010％，含有
Si：大于3.5％且在5.0％以下、Mn：3.0％以下、
Al：3.0％以下、P：0.2％以下、以及
S：0.01％以下，或还含有Ni：5.0％以下，
并且在满足0.01％≤(Ti+V+Nb+Zr)≤0.5％且(Ti+V+Nb+Zr)/(C+N)≥16的范围内含有Ti、V中的至少1种和Nb、Zr中的至少1种，
余量为Fe和不可避免的杂质，
并且，钢板中的未再结晶恢复组织的存在比率以面积率计为50％以上。
4.如权利要求1至3中的任一项所述的高强度无方向性电磁钢板，其中，还含有选自Sb：0.002～0.1％、Sn：0.002～0.1％、B：0.001～0.01％、Ca：0.001～0.01％、Rem：0.001～0.01％以及Co：0.2～5.0％中的1种或2种以上。
5.一种高强度无方向性电磁钢板的制造方法，其中，
对权利要求1至4中的任一项所示组成的钢板坯进行热轧后，根据需要实施热轧板退火，然后，
通过一次冷轧或温轧或隔着中间退火的二次以上的冷轧或温轧形成最终板厚，
接着以退火温度为700℃以上、1050℃以下的条件进行最终退火，确保钢板中的未再结晶恢复组织。
6.如权利要求5所述的高强度无方向性电磁钢板的制造方法，其中，所述最终板厚在0.15mm以上。
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