CN103392021B - 无方向性电磁钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

根据本发明，通过形成下述成分组成，能够以低成本得到一种磁特性和机械特性优良，而且钢板品质也优良的无方向性电磁钢板，所述成分组成为，以质量%计，在满足下述式（1）的范围内含有Si：5.0%以下、Mn：2.0%以下、Al：2.0%以下、和P：0.05%以下，并进一步在满足下述式（2）的范围内含有C：0.008%以上且0.040%以下、N：0.003%以下、和Ti：0.04%以下，余量由Fe和不可避免的杂质构成，300≤85[Si％]+16[Mn％]+40[Al％]+490[P％]≤430……（1）0.008≤Ti*＜1.2[C％]……（2）其中，Ti*＝Ti-3.4[N％]。

Description

无方向性电磁钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及无方向性电磁钢板，特别是适合用于受到较大应力的部件的高强度、疲劳特性优良、并且具有优良的磁特性的无方向性电磁钢板及其制造方法，其中所述受到较大应力的部件以涡轮发电机、电动汽车和混合动力汽车的驱动电机、或机器人、机床的伺服电机等高速旋转机的转子作为典型例子。
并且，本发明以低于现有技术的成本提供上述无方向性电磁钢板。
背景技术
近年来，随着电机的驱动系统的发展而能够进行驱动电源的频率控制，进行可变速运转的电机、以商用频率以上进行高速旋转的电机不断增加。在这种进行高速旋转的电机中，作用于转子上的离心力与旋转半径成比例增大，并且与旋转速度的平方成比例增大，因此特别是大中型高速电机的转子材料必须具有高强度。
此外，近年来在混合动力汽车的驱动电机、压缩机电机等中的应用不断增加的埋入磁铁型DC逆变器控制电机（IPM）中，应力集中在转子内的磁铁埋设用沟和转子外周之间、以及磁铁埋设沟之间宽度为数毫米左右的狭窄的跨接部上。由于电机能够通过高速旋转而实现小型化，因此对于空间和重量受到限制的混合动力汽车的驱动电机等而言，目标是电机的高速旋转化，在用于高速旋转电机的转子的芯材料中，高强度材料是有利的。
另一方面，由于上述电机、发电机等旋转机器利用电磁现象，因而其铁芯原材料还要求磁特性优良。特别是在高速旋转电机的转子中，因高频磁通所产生的涡电流成为铁芯温度上升、埋设的永磁铁的热退磁的原因，并且还成为了电机效率下降的主要因素，因此要求在高频下的低铁损。由此，要求高强度并且磁特性优良的电磁钢板作为转子用原材料。
钢板的强化机制有固溶强化、析出强化、晶粒微细化和加工硬化等，迄今为止已进行了一些研究，并提出了针对高速旋转电机转子的这种需求的高强度的无方向性电磁钢板。
在此，作为利用固溶强化的技术，例如专利文献1中提出了将Si含量提高至3.5～7.0%作为基础，并且为了固溶强化而添加Ti、W、Mo、Mn、Ni、Co和Al等元素，从而实现高强度化的方法。此外，在专利文献2中，除了上述强化方法以外还提出了通过设计最终退火条件，将结晶粒径控制在0.01～5.0mm，从而改善磁特性的方法。
但是，在将这些方法应用于工厂生产时，在热轧后的轧制生产线中容易发生钢板断裂等问题，存在成品率降低、不得不停止生产线的情况。另外，如果在板温为数百摄氏度的温热条件下进行冷轧，则虽然减少了钢板断裂的情况，但是也不能忽视需要用于温轧的设备、在生产上的制约增大等工序管理上的问题。
此外，作为利用碳氮化物析出的技术，在专利文献3中公开了在Si含量为2.0%以上且不到4.0%的钢中，将C设定为0.05%以下，并且在0.1＜（Nb+Zr）/8（C+N）＜1.0和0.4＜（Ti+V）/4（C+N）＜4.0的范围内含有Nb、Zr、Ti和V中的1种或2种，从而利用基于碳氮化物的析出强化和细粒化效果的技术。
同样，在专利文献4中，除了上述专利文献3所记载的事项以外，还提出了在合计添加0.3%以上且10%以下的Ni和Mn进行固溶强化的基础上，添加和上述专利文献3中所述相同比率的Nb、Zr、Ti和V，从而实现兼具高强度和磁特性的技术。
然而，在通过这些方法获得高强度时，除了无法避免磁特性的劣化以外，还存在有下述问题：由于容易因析出物而产生结疤（ヘゲ）等表面缺陷或内部缺陷，因此导致制品品质下降，此外，由于因除去缺陷导致成品率下降，并且在制造钢板时容易产生断裂问题，因此成本提高。此外，在专利文献4所述的技术中，由于添加了Ni这种昂贵的固溶强化元素，因此进一步导致成本大幅提高。
此外，作为利用加工硬化的技术，在专利文献5中提出了对于含有0.2～3.5%的Si的钢，通过在钢材内部残留加工组织，从而实现高强度化的技术。具体来说，公开了一种在冷轧后不进行热处理，或即使进行热处理也不超过相当于在750℃下保持30秒的程度，并优选设定为700℃以下，进一步优选为650℃以下、600℃以下、550℃以下以及500℃以下的方法。其中，作为实际结果举例了通过750℃×30秒的退火使加工组织率为5%，通过700℃×30秒的退火使加工组织率为20%、通过600℃×30秒的退火使加工组织率为50%。这时，由于退火温度为低温，因此存在有无法充分进行轧制带钢的形状矫正的问题。如果钢板形状不良，则产生了在层压加工为电机用铁芯等之后的叠片系数下降、作为转子进行高速旋转时的应力分布不均匀等问题。此外，由于加工颗粒和再结晶晶粒的比率随着钢组成和退火温度不同而大幅变化，因此还存在有无法获得稳定特性的问题。而且，无方向性电磁钢板的最终退火一般是利用连续退火炉进行的，而为了抑制钢板表面的氧化，通常将炉内调整为含有百分之几以上的氢气的气氛。在这种连续退火设备中，实施低于700℃的低温退火时，不仅炉温设定的切换需要时间，而且为了防止氢爆还需要置换炉内气氛，因此在操作上产生了很大的限制。
基于上述技术背景，本发明人在专利文献6中提出了在降低了C和N的硅钢中，通过添加相对于C和N充分过剩的Ti，从而提高了硅钢的再结晶温度，得到兼顾最终退火时的钢板形状矫正和利用未再结晶组织的强化的高强度电磁钢板。该方法还遗留有下述问题，即，由于Ti的添加量比较高，因此合金成本增加，以及由于残留有未再结晶组织，因此机械特性可能会产生偏差等。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开昭60－238421号公报
专利文献2：日本特开昭62－112723号公报
专利文献3：日本特开平6－330255号公报
专利文献4：日本特开平2－8346号公报
专利文献5：日本特开2005－113185号公报
专利文献6：日本特开2007－186790号公报
发明内容
发明所要解决的问题
以上，提出了一些有关高强度的无方向性电磁钢板的技术方案。然而，迄今为止的提案的现状是，无法实现使用通常的电磁钢板制造设备在工业上稳定地、并且以良好的成品率、廉价地制造除了高拉伸强度和高疲劳强度以外，还具有良好的磁特性，并且满足表面缺陷和内部缺陷、钢板形状等钢板品质的课题的高强度无方向性电磁钢板。特别是，迄今为止提供用于高速旋转电机的转子的高强度电磁钢板，由于磁特性即高频铁损高，因此无法避免转子的发热，电机的设计方法不得不受到限制。
因此，本发明的目的在于以低成本提供磁特性和钢板品质优良的高强度无方向性电磁钢板及其制造方法。具体而言，本发明的目的在于，提供一种在工业上稳定地并且以低成本制造无方向性电磁钢板的方法，该无方向性电磁钢板兼具有650MPa以上的拉伸强度、优选700MPa以上，以及良好的高频低铁损特性，例如板厚0.35mm材料的W10/400值为40W/kg以下、优选35W/kg以下。
用于解决问题的方法
本发明人对于能够以较高水平实现上述目的的高强度电磁钢板及其制造方法进行了各种研究。结果查明了Ti和C的添加量以及添加比率与电磁钢板的强度特性和磁特性的平衡密切相关，并且还发现通过优化Ti碳化物的析出量，能够稳定地并且以低成本制造具有优良特性的高强度电磁钢板。
也就是说，本发明基于以下见解。
（A）通过存在较少量的Ti碳化物，可以抑制在电磁钢板的最终退火中的晶粒的生长，并且通过晶粒的微细化来实现强化。
（B）Ti碳化物的量过多，则不仅无助于晶粒生长的抑制效果，而且还会带来表面缺陷和内部缺陷增加，钢板品质下降，以及成为断裂起点等不良影响。在这一点上，通过将Ti的添加量控制在适当的范围内，极大减少了结疤等表面缺陷和内部缺陷。
另一方面，由于Ti氮化物与Ti碳化物相比在高温下生成，因此抑制晶粒生长的效果弱，在作为本发明目的的晶粒的微细化控制方面没有作用。因此，在通过控制Ti碳化物的量来抑制晶粒生长的方法中，优选稳定地减少N。这与同样对待C和N的效果的以往的析出强化方法是完全不同的。
（C）在使晶粒微细化的钢板中，固溶C不仅具有提高拉伸强度的效果，而且还有提高疲劳特性的效果，而该疲劳特性是高速旋转的转子材料本质上所必须的。
（D）为了提高电磁钢板的电阻以实现低铁损化，通常添加的主要合金成分是Si、Al和Mn这3种元素，并且这些置换型合金元素还具有对钢进行固溶强化的效果。因此，为了兼具有高强度和低铁损，将这些元素所产生的固溶强化作为基础是有效的。另一方面，由于这些元素的过量添加会导致钢脆化，使制造变得困难，因此在添加方面有限，而为了最有效地满足固溶强化、低铁损化和制造性这3点，优选将Si作为主体进行添加。
基于这些见解，发现通过均衡地利用以Si作为主体的置换型合金元素所产生的固溶强化，由Ti碳化物所产生的晶粒微细化以及作为侵入型元素的C所产生的固溶强化，在通常的无方向性电磁钢板的制造中实质上不增加钢板制造方面的限制以及新的工序，就可以得到高强度、在使用条件下的疲劳特性优良，并且磁特性和钢板品质也优良的无方向性电磁钢板，并且还发现了为制造该无方向性电磁钢板所必需的制造方法，由此完成本发明。
也就是说，本发明的要点如下所述。
（i）一种无方向性电磁钢板，其特征在于，以质量%计，在满足下述式（1）的范围内含有Si：5.0%以下、Mn：2.0%以下、Al：2.0%以下、和P：0.05%以下，并进一步在满足下述式（2）的范围内含有C：0.008%以上且0.040%以下、N：0.003%以下、和Ti：0.04%以下，
余量由Fe和不可避免的杂质构成，
300≤85[Si％]+16[Mn％]+40[Al％]+490[P％]≤430……（1）
0.008≤Ti*＜1.2[C％]……（2）
其中，Ti*＝Ti-3.4[N％]，
在此，上述[Si％]、[Mn％]、[Al％]、[P％]、[C％]及[N％]分别表示元素的含量（质量%）。
（ii）如上述（i）所述的无方向性电磁钢板，其特征在于，以质量%计，Si、Mn、Al和P的含量为：Si：大于3.5%且5.0%以下、Mn：0.3%以下、Al：0.1%以下、P：0.05%以下。
（iii）如上述（i）或（ii）中所述的无方向性电磁钢板，其特征在于，以质量%计，进一步含有Sb：0.0005%以上0.1%以下、Sn：0.0005%以上0.1%以下、B：0.0005%以上0.01%以下、Ca：0.001%以上0.01%以下、REM：0.001%以上0.01%以下、Co：0.05%以上5%以下、Ni：0.05%以上5%以下、和Cu：0.2%以上4%以下中的一种或两种以上。
（iv）一种无方向性电磁钢板的制造方法，其特征在于，将具有如下组成的钢坯在1000～1200℃下均热保持后进行热轧，接着进行一次冷轧或温轧、或者隔着中间退火的两次以上的冷轧或温轧，形成最终板厚，然后，在实施最终退火时，在所述最终退火之前，实施至少一次在800℃以上且950℃以下的温度下保持30秒以上的热处理，然后，在700℃以上且850℃以下进行最终退火，
其中，以质量%计，所述钢坯在满足下述式（1）的范围内含有Si：5.0%以下、Mn：2.0%以下、Al：2.0%以下、和P：0.05%以下，并进一步在满足下述式（2）的范围内含有C：0.008%以上且0.040%以下、N：0.003%以下、和Ti：0.04%以下，
300≤85[Si％]+16[Mn％]+40[Al％]+490[P％]≤430……（1）
0.008≤Ti*＜1.2[C％]……（2）
其中，Ti*＝Ti-3.4[N％]。
（v）如上述（iv）所述的无方向性电磁钢板的制造方法，其特征在于，以质量%计，Si、Mn、Al和P的含量为：Si：大于3.5%且5.0%以下、Mn：0.3%以下、Al：0.1%以下、P：0.05%以下。
（vi）如上述（iv）或（v）所述的无方向性电磁钢板的制造方法，其特征在于，以质量%计，进一步含有Sb：0.0005%以上且0.1%以下、Sn：0.0005%以上且0.1%以下、B：0.0005%以上且0.01%以下、Ca：0.001%以上且0.01%以下、REM：0.001%以上且0.01%以下、Co：0.05%以上且5%以下、Ni：0.05%以上且5%以下、和Cu：0.2%以上且4%以下中的一种或两种以上。
发明效果
根据本发明，可以提供一种兼具有作为高速旋转电机的转子材料所必须的优良的机械特性和磁特性，并且结疤、钢板形状等钢板品质也优良的无方向性电磁钢板。此外，与通常的无方向性电磁钢板的制造相比，能够以高成品率、稳定地进行制造，而不会增加很大的成本，也不会在制造上增加严格的限制或新的工序。因此，能够适用于电动汽车和混合动力汽车的驱动电机、或机器人、机床的伺服电机等今后对于高速旋转化的要求将进一步提高的领域，其工业价值、对产业的贡献度高。
附图说明
图1是表示Ti量和拉伸强度的关系的图。
图2是表示Ti量和铁损的关系的图。
图3是表示Ti量和表面结疤缺陷率的关系的图。
具体实施方式
以下，对推导出本发明的实验进行详细说明。
也就是说，发明人对于作为主要的碳氮化物形成元素的Ti对析出强化、再结晶、晶粒生长特性以及结疤等钢板品质所产生的影响进行了详细研究。结果发现，Ti在特别是相对于C、N以原子当量以下的范围添加时的效果有较大差异，并且存在有能够以较高水平满足高强度以及磁特性、钢板品质的最佳添加范围。以下示出主要的实验结果。需要说明的是，以下所示的“%”，只要没有特别限定，则表示“质量%”。
<实验1>
将以Si：4.0～4.1%、Mn：0.03～0.05%、Al：0.001%以下、P：0.007～0.009%和S：0.001～0.002%作为主要成分，并且以大致固定的量含有0.024～0.026%的C和0.001～0.002%的N的钢组成中，使Ti量在0.001～0.36%的范围内变化的钢在真空熔炉中进行熔炼，并在加热至1100℃后进行热轧，由此形成2.1mm的厚度。然后，在900℃下进行90秒的热轧板退火，再进行冷轧，由此形成0.35mm的厚度，然后评价钢板表面的结疤缺陷的产生情况（每单位面积的结疤长度）。然后，在800℃下实施30秒的最终退火，评价机械特性（与轧制方向平行地切下JIS5号试验片并进行评价）和磁特性（在轧制平行方向和轧制直角方向上切下爱普斯坦试验片，测定励磁磁通密度为1.0T、频率为400Hz时的铁损W10/400）。图1、图2和图3中示出了Ti量与拉伸强度、磁特性、表面结疤缺陷产生的关系的研究结果。
首先，如图1所示，拉伸强度随着Ti的添加而上升，并且在添加量较小的图1中的区域A其效果较小，在图中的区域B所示的Ti量范围内可见稳定的强度提高。此外，在Ti量较高的图中区域C，强度进一步提高。观察这些区域的钢组织，结果是区域B的钢组织具有结晶粒径为10μm以下的均匀的微细组织，而区域A的钢组织的晶粒相比于区域B有所生长，特别是呈现出可见部分晶粒生长的混晶组织。另一方面，在区域C中呈现出未再结晶晶粒和再结晶晶粒的复合组织。
图2中表示Ti添加量与铁损W10/400的关系。在图中的区域A，铁损最低，效果良好，但是如图1所示，区域A的强度水平较低。另一方面，在图中的区域C和D可以获得高强度的材料，但铁损也变高。相对于此，在区域B可以获得具有与区域C相当的强度，并同时具有程度与区域A接近的良好铁损的材料。
另一方面，如图3所示，结疤缺陷在Ti添加量大于0.04%时开始增加，直至Ti与C、N的元素当量比为1的附近一直上升，并在该处达到大致固定的结疤产生量。如果C、N含量一定，则Ti碳氮化物的析出量一直增加直至该元素当量比为1的附近，然后析出量恒定，因此可以认为Ti碳氮化物的析出量与结疤的产生量有关。
由这些结果可知，通过将Ti添加量控制在区域B的范围内，能够抑制结疤缺陷，同时兼顾高强度和低铁损，而所述结疤缺陷是成品率下降、钢板断裂问题的原因，并且直接关系到制造成本的增加。也就是说，Ti必须为形成一定程度的Ti碳氮化物的量，并且从抑制结疤缺陷的观点考虑，0.04%以下的含量是有利的。
此外，除了N量以外，设为与前述钢相同的成分，并改变所含的N量进行研究，结果可知，通过增加N量，能够获得高强度的Ti量的下限值提高。进一步研究的结果表明，必须满足0.008≤Ti*（其中，Ti*＝Ti-3.4[N％]）。由此可以认为，Ti碳化物对于高强度化的贡献较大，Ti氮化物的贡献较小，因此Ti碳化物的控制更加重要。
由这些结果可知，通过将Ti添加量控制在区域B的范围内，能够抑制结疤缺陷，同时兼顾高强度和低铁损，而所述结疤缺陷是成品率下降、钢板断裂问题的原因，并且直接关系到制造成本的增加。
<实验2>
接着，为了对Ti碳氮化物的影响进行详细研究，在真空熔炉中熔炼表1所示组成的钢，并以和实验1相同的工序制作板厚为0.35mm的钢板。将C和N量都较少的钢a作为基础，改变C和N量。钢c和d，以C+N的量恒定的方式进行添加。所得试样的表面结疤缺陷率、铁损、拉伸强度示于表2。相对于钢a来说，钢b、c和d的强度提高，而如果通过比较C和N的合计量大致相同的钢c和d来观察C和N的添加效果，则N量较低的钢c强度更高。进行组织观察后的结果为，结晶粒径的顺序为钢a>d>b>c，并且和拉伸强度的顺序相对应。
表1
                          (质量%)
钢 Si Mn Al P C N Ti
a 4.33 0.07 0.0005 0.010 0.0019 0.0021 0.0302
b 4.32 0.05 0.0010 0.010 0.0240 0.0009 0.0295
c 4.29 0.03 0.0007 0.010 0.0293 0.0009 0.0298
d 4.25 0.08 0.0018 0.020 0.0249 0.0052 0.0301
表2
进一步研究了这些试样的疲劳特性。试验是在应力比为0.1的拉伸－拉伸模式、频率为20Hz的条件下进行的，并且将1000万次振幅下没有断裂的应力作为疲劳极限强度。将该结果示于表2。拉伸强度TS越高的材料，显示出疲劳极限强度FS也越高的倾向，但是其比率FS/TS不同，并且钢c得到了最优良的结果。另一方面，虽然钢d的拉伸强度高，但疲劳极限强度的提高程度较小。因此，对钢d的组织进行了详细研究，结果推定其中分散存在有粒径大于5μm的被认为是TiN的析出物，并且这成为了疲劳断裂的起点。此处，氮在1100℃以上的较高温度下容易与Ti反应并作为TiN以粗大的形式析出。因此可以认为，TiN容易成为疲劳断裂的起点，并且与Ti的碳化物相比，作为本发明目标之一的晶粒生长的抑制效果较小。
另一方面，在钢b和c的比较中，钢c的特征是拉伸强度、疲劳极限强度更优良，特别是疲劳极限强度相对较高，强度比FS/TS提高。由于钢b和c的Ti和N量大致相同，因此可以认为Ti氮化物、Ti碳化物的析出状况相同，两者之差源自于固溶碳量的差异。由此推测，固溶碳的存在通过固定在疲劳试验这种重复应力下导入的位错，抑制了裂缝的产生和传播，提高了疲劳极限强度。因此，确保固溶碳也是很重要的。
在上述实验结果的基础上，本发明人对基于添加较微量的Ti的Ti碳化物、Ti氮化物、固溶碳等因素对钢组织、钢板表面品质、钢板的机械特性、磁特性所产生的影响作了进一步的研究，结果发现包括这些因素在内的规定，由此完成了本发明。
接着，对本发明的必要条件逐一进行详细说明。
首先，对于主要的钢成分的限定理由进行说明。
在满足下述式（1）的范围内含有Si：5.0%以下、Mn：2.0%以下、Al：2.0%以下和P：0.05%以下。
300≤85[Si％]+16[Mn％]+40[Al％]+490[P％]≤430……（1）
在本发明中，其目的是以低成本提供一种高强度并且磁特性优良的电磁钢板，为此，必须使上述主要的4种合金成分所产生的固溶强化量达到一定以上的水准，因此，要点是如后所述规定上述主要4种合金成分的各自含量，同时考虑各自对于固溶强化量的贡献，在使主要的4种合金成分的合计量满足上述式（1）的范围内进行添加。也就是说，当式（1）低于300时，所得材料的强度不足，而当其大于430时，制造钢板时的钢板裂纹问题增加，并且导致生产率下降以及制造成本的显著提高。
接着，对于主要的4种合金成分各自含量的限定理由进行说明。
Si：5.0%以下
Si除了通常用作脱氧剂以外，还具有提高钢的电阻、降低铁损的效果，是构成无方向性电磁钢板的主要元素。此外，其还具有高的固溶强化能力。也就是说，与无方向性电磁钢板中添加的Mn、Al和Ni等其它固溶强化元素相比，Si是能够最均衡地兼顾高抗拉强度化、高疲劳强度化和低铁损化的元素，因此是积极添加的元素。因此，3.0%以上的含量是有利的，并进一步优选大于3.5%的含量。但是，如果大于5.0%，则韧性显著变差，并且板通过和轧制时必须进行高度控制，生产率也下降。因此，将上限设定为5.0%以下。
Mn：2.0%以下
Mn除了能够有效改善热脆性以外，还具有提高钢的电阻、降低铁损的效果、以及通过固溶强化提高强度的效果。因此，Mn含量优选为0.01%以上。但是，由于Mn提高强度的效果比Si小，并且过度添加会导致钢的脆化，因此将Mn量设定为2.0%以下。
Al：2.0%以下
Al通常是作为强力脱氧剂而用于钢精炼的元素。此外，与Si、Mn同样，也具有提高钢的电阻、降低铁损的效果、以及通过固溶强化提高强度的效果。因此，Al含量优选为0.0001%以上。但是，由于Al提高强度的效果比Si小，并且过度添加会导致钢的脆化，因此将Al量设定为2.0%以下。
P：0.05%以下
对于P来说，即使添加较少的量，也可以得到大幅的固溶强化能力，因此对于高强度化是极其有效的，其含量优选为0.005%以上。然而，过量的添加会因为偏析而产生脆化，进而导致晶间断裂、轧制性下降，因此将其添加量限制在0.05%以下。
需要说明的是，在这些主要合金元素Si、Mn、Al和P中，为了最有效地兼顾固溶强化和低铁损化以及制造性，有利的是设计以Si为主体的合金。也就是说，含有大于3.5%范围的Si，有利于使无方向性电磁钢板的特性平衡最优化，这时，优选将其余3种成分分别限制为Mn：0.3%以下、Al：0.1%以下和P：0.05%以下。需要说明的是，该上限的理由与上述相同。
此外，C、N和Ti在本发明中也是重要的元素。其原因在于，通过适量的微细Ti碳化物抑制钢板退火时晶粒的生长而使晶粒微细化强化表现出来是很重要的。因此，必须在满足下述式（2）的范围内含有C：0.008%以上且0.040%以下、N：0.003%以下和Ti：0.04%以下。
0.008≤Ti*＜1.2[C％]……（2）
其中，Ti*＝Ti-3.4[N％]
C：0.008%以上且0.040%以下
C必须为0.008%以上。也就是说，当其低于0.008%时，难以稳定地析出微细Ti碳化物，并且固溶C量不足，因此无法预期疲劳强度的进一步提高。另一方面，过量的添加会导致磁特性变差，而且，冷轧中加工硬化变得显著，进而成为导致钢板断裂的原因，或者不得不增大轧制负荷且增加轧制次数等，成为成本提高的主要因素，因此将其上限限制为0.04%。
N：0.003%以下
N与Ti形成氮化物，但是与Ti碳化物相比，Ti氮化物在高温下生成，抑制晶粒生长的效果弱，因此对于晶粒的微细化并不怎么有效。有时反而会带来形成疲劳断裂起点等不良影响，因此将其限定在0.003%以下。需要说明的是，虽然其下限没有特别限定，但是从炼钢脱气能力、以及长时间精炼导致生产率下降的观点考虑，优选为0.0005%左右。
Ti：0.04%以下
在本发明中，控制Ti碳化物是很重要的。Ti容易在高于形成碳化物的温度下形成氮化物，因此必须控制形成碳化物的Ti量。此处，如果将能够形成碳化物的Ti量记作Ti*，则该Ti*表示从Ti含量中减去与N的原子当量部分而得到的量，即Ti*＝Ti-3.4[N％]。为了使添加的Ti以Ti碳化物形式析出而实现高强度化，并同时抑制晶粒生长、防止铁损增大，必须具有适量的C，并且满足Ti*≥0.008。另一方面，如果Ti添加量相对于C量增加，则固溶C减少，无法预期提高疲劳强度的效果，因此还必须同时满足Ti*＜1.2[C％]。
此外，如果Ti量大于0.04%，则如前述图3所示，结疤缺陷增加，钢板品质、成品率下降，成本上升，因此将0.04%作为上限。
在本发明中，还可以在不损害本发明效果的范围内含有上述元素以外的元素。例如，可以在0.0005～0.1%的范围内添加具有提高磁特性效果的Sb和Sn，在0.0005～0.01%的范围内添加具有提高晶界强度效果的B，在0.001～0.01%的范围内添加具有控制氧化物、硫化物的形态而改善磁特性的效果的Ca和REM，在0.05～5%的范围内添加具有提高磁通密度效果的Co和Ni，以及在0.2～4%的范围内添加可预期通过时效析出而实现析出强化的Cu。
接着，对制造方法的限定理由进行论述。
在本发明中，从钢的熔炼到冷轧为止的制造工序，可以通过普通的无方向性电磁钢板采用的方法实施。例如，可以经过下述工序制造，即，在转炉或电炉等中，通过连铸或铸锭后的开坯轧制将熔炼、精炼为规定成分的钢制成钢坯，再进行热轧、根据需要实施的热轧板退火、冷轧、最终退火、绝缘覆膜涂布烧结。在这些工序中，用于适当控制析出状态的条件如下所述。需要说明的是，在热轧后可以根据需要实施热轧板退火，冷轧可以进行一次也可以隔着中间退火进行两次以上。
对具有上述成分组成的钢坯进行热轧时的钢坯加热温度，设定为1000℃以上且1200℃以下。也就是说，如果低于1000℃，则Ti的碳化物在钢坯加热中析出生长，因此无法充分发挥最终退火时晶粒生长的抑制效果。另一方面，如果超过1200℃，则对于成本来说是不利的，除此以外，高温强度下降，钢坯变形，从加热炉中抽出时产生阻碍等，操作性下降。因此，将钢坯加热温度设定为1000℃以上且1200℃以下。需要说明的是，热轧本身没有特别限定，例如，可以设定为热轧终轧温度700～950℃、卷取温度750℃以下的条件。
接着，根据需要实施热轧板退火，并通过一次冷轧或温轧、或者隔着中间退火的两次以上的冷轧或温轧，形成最终板厚，然后，实施最终退火，但要点是在该最终退火之前实施至少一次在800℃以上且950℃以下的温度下保持30秒以上的热处理。通过该热处理，可以使Ti碳化物析出至最终退火前的组织中，从而能够抑制最终退火中晶粒的生长。
也就是说，当前述热处理低于800℃时，有时无法充分析出，另一方面，如果超过950℃，则析出物生长，最终退火时晶粒生长的抑制效果不充分。
需要说明的是，优选前述热处理兼作为在最终退火前的热轧板退火或中间退火中的任意一者进行。
通过将之后的最终退火设定为700℃以上且850℃以下，可以将再结晶晶粒组织控制得均匀微细，得到高强度且磁特性也优良的电磁钢板。当该最终退火的温度低于700℃时，再结晶不充分，另一方面，如果其超过850℃，则即使应用本发明，晶粒也容易生长，强度下降。在该最终退火之后进行绝缘覆膜的涂布和烧结处理，形成最终制品。
实施例1
在真空熔炉中熔炼表3所示组成的钢，通过在加热至1100℃后进行热轧，形成2.1mm的厚度。然后，在900℃下进行90秒的热轧板退火，再通过冷轧形成0.35mm的厚度。以每单位面积的结疤长度作为指标，评价此处所得到的钢板表面的结疤缺陷的产生情况。然后，在750℃和800℃这2个条件下实施30秒的最终退火，并且，对于所得到的试样，与轧制方向平行地切下试验片，进行拉伸试验和疲劳试验。此外，磁特性是通过在轧制平行方向和轧制直角方向上切下爱普斯坦试验片，并由励磁磁通密度为1.0T、频率为400Hz时的铁损进行评价的。这些结果示于表4。
表3
                          (质量%)
钢 Si Mn Al P C N Ti 式(1) Ti* 备注
1 4.08 0.08 0.0010 0.012 0.0250 0.0015 0.0010 354 -0.0041 比较例
2 4.10 0.05 0.0010 0.010 0.0247 0.0013 0.0189 354 0.0145 发明例
3 4.05 0.04 0.0004 0.018 0.0251 0.0016 0.0349 354 0.0295 发明例
4 4.08 0.05 0.0015 0.011 0.0245 0.0012 0.0641 353 0.0600 比较例
5 4.02 0.04 0.0020 0.017 0.0258 0.0017 0.1164 351 0.1106 比较例
6 4.07 0.08 0.0019 0.014 0.0260 0.0019 0.1630 354 0.1565 比较例
由表4可知，Ti*量落在本发明范围外的钢1，因最终退火温度的不同而导致特性差异较大，在品质管理上存在问题。另一方面，当适当地添加Ti时，因最终退火温度而导致的特性差异小，可以稳定地获得高拉伸强度。但是，与在本发明的钢组成范围内的钢2、3相比，Ti量落在本发明范围外的钢4、5和6虽然显示出高的拉伸强度，但是疲劳极限强度不高，结疤缺陷发生率和磁特性也差。
实施例2
在真空熔炉中熔炼表5所示组成的钢，在加热至1050℃后热轧至2.1mm的厚度。然后，在850℃下进行120秒的热轧板退火，再通过冷轧形成0.35mm的厚度。以每单位面积的结疤长度作为指标，评价此处所得到的钢板表面的结疤缺陷的产生情况。然后，在800℃下实施30秒的最终退火，并且，对于所得到的试样，与轧制方向平行地切下试验片，进行拉伸试验和疲劳试验。此外，磁特性是通过在轧制平行方向和轧制直角方向上切下爱普斯坦试验片，并由励磁磁通密度为1.0T、频率为400Hz时的铁损进行评价的。这些结果示于表6。
需要说明的是，式（1）的值落在本发明范围之外的钢18，由于在冷轧时发生钢板断裂，因此未进行以后的评价。
表5
                             (质量％)
钢 Si Mn Al P C N Ti 其它 式(1) Ti* 备注
7 3.05 0.15 0.3500 0.018 0.0165 0.0014 0.0174 - 284 0.0126 比较例
8 3.75 0.08 0.0010 0.019 0.0043 0.0015 0.0172 - 329 0.0121 比较例
9 3.78 0.05 0.0008 0.014 0.0159 0.0017 0.0166 - 329 0.0108 发明例
10 4.01 0.04 0.0001 0.015 0.0135 0.0013 0.0154 - 349 0.0109 发明例
11 4.01 0.04 0.0004 0.015 0.0320 0.0016 0.0148 - 349 0.0093 发明例
12 4.05 0.05 0.0004 0.013 0.0572 0.0016 0.0166 - 351 0.0111 比较例
13 4.03 0.01 0.0004 0.001 0.0175 0.0041 0.0168 - 343 0.0027 比较例
14 4.82 0.04 1.0300 0.018 0.0158 0.0016 0.0188 - 419 0.0133 发明例
15 3.02 0.88 0.7000 0.010 0.0289 0.0016 0.0333 - 317 0.0278 发明例
16 3.55 0.59 1.2100 0.010 0.0294 0.0021 0.0328 - 344 0.0256 发明例
17 4.30 0.11 0.1800 0.012 0.0285 0.0025 0.0322 - 380 0.0236 发明例
18 4.60 0.59 1.2100 0.010 0.0296 0.0011 0.0311 - 454 0.0293 比较例
19 4.03 0.15 0.0005 0.010 0.0144 0.0009 0.0244 Sb: 0.015 350 0.0213 发明例
20 4.11 0.08 0.0009 0.011 0.0167 0.0021 0.0217 Sn: 0.043 356 0.0145 发明例
21 4.30 0.18 0.2530 0.007 0.0145 0.0009 0.0191 B: 0.003 382 0.0160 发明例
22 4.25 0.09 0.2310 0.018 0.0181 0.0011 0.0155 Ca: 0.003 381 0.0117 发明例
23 4.22 0.15 0.0830 0.015 0.0226 0.0016 0.0185 REM: 0.004 372 0.0130 发明例
24 3.98 0.25 0.2250 0.013 0.0284 0.0018 0.0355 Co: 0.25 358 0.0293 发明例
25 4.05 0.20 0.2840 0.016 0.0133 0.0015 0.0211 Ni: 0.15 367 0.0160 发明例
26 3.87 0.18 0.2760 0.011 0.0336 0.0013 0.0347 Cu: 0.22 348 0.0302 发明例
表6
由表6可知，本发明的钢板，结疤的产生均较少，并且均兼具有良好的铁损和高的拉伸强度以及高的疲劳极限强度。

Claims (6)

1.一种无方向性电磁钢板，其特征在于，以质量％计，在满足下述式(1)的范围内含有Si：5.0％以下、Mn：2.0％以下、Al：2.0％以下和P：0.05％以下，并进一步在满足下述式(2)的范围内含有C：0.008％以上且0.040％以下、N：0.003％以下和Ti：0.04％以下，余量由Fe和不可避免的杂质构成，
300≤85[Si％]+16[Mn％]+40[Al％]+490[P％]≤430……(1)
0.008≤Ti*＜1.2[C％]……(2)
其中，Ti*＝Ti-3.4[N％]。
2.一种无方向性电磁钢板，其特征在于，以质量％计，在满足下述式(1)的范围内含有Si：5.0％以下、Mn：2.0％以下、Al：2.0％以下和P：0.05％以下，进一步在满足下述式(2)的范围内含有C：0.008％以上且0.040％以下、N：0.003％以下和Ti：0.04％以下，并进一步含有Sb：0.0005％以上且0.1％以下、Sn：0.0005％以上且0.1％以下、B：0.0005％以上且0.01％以下、Ca：0.001％以上且0.01％以下、REM：0.001％以上且0.01％以下、Co：0.05％以上且5％以下、Ni：0.05％以上且5％以下和Cu：0.2％以上且4％以下中的一种或两种以上，余量由Fe和不可避免的杂质构成，
300≤85[Si％]+16[Mn％]+40[Al％]+490[P％]≤430……(1)
0.008≤Ti*＜1.2[C％]……(2)
其中，Ti*＝Ti-3.4[N％]。
3.如权利要求1或2所述的无方向性电磁钢板，其特征在于，以质量％计，Si、Mn、Al和P的含量为：Si：大于3.5％且5.0％以下、Mn：0.3％以下、Al：0.1％以下、P：0.05％以下。
4.一种无方向性电磁钢板的制造方法，其特征在于，将具有如下组成的钢坯在1000～1200℃下均热保持后进行热轧，接着，通过一次冷轧或温轧、或者隔着中间退火的两次以上的冷轧或温轧，形成最终板厚，然后，在实施最终退火时，在所述最终退火之前，实施至少一次在800℃以上且950℃以下的温度下保持30秒以上的热处理，然后在700℃以上且850℃以下进行最终退火，
其中，以质量％计，所述钢坯在满足下述式(1)的范围内含有Si：5.0％以下、Mn：2.0％以下、Al：2.0％以下和P：0.05％以下，并进一步在满足下述式(2)的范围内含有C：0.008％以上且0.040％以下、N：0.003％以下和Ti：0.04％以下，余量由Fe和不可避免的杂质构成，
300≤85[Si％]+16[Mn％]+40[Al％]+490[P％]≤430……(1)
0.008≤Ti*＜1.2[C％]……(2)
其中，Ti*＝Ti-3.4[N％]。
5.一种无方向性电磁钢板的制造方法，其特征在于，将具有如下组成的钢坯在1000～1200℃下均热保持后进行热轧，接着，通过一次冷轧或温轧、或者隔着中间退火的两次以上的冷轧或温轧，形成最终板厚，然后，在实施最终退火时，在所述最终退火之前，实施至少一次在800℃以上且950℃以下的温度下保持30秒以上的热处理，然后在700℃以上且850℃以下进行最终退火，
其中，以质量％计，所述钢坯在满足下述式(1)的范围内含有Si：5.0％以下、Mn：2.0％以下、Al：2.0％以下和P：0.05％以下，进一步在满足下述式(2)的范围内含有C：0.008％以上且0.040％以下、N：0.003％以下和Ti：0.04％以下，并进一步含有Sb：0.0005％以上且0.1％以下、Sn：0.0005％以上且0.1％以下、B：0.0005％以上且0.01％以下、Ca：0.001％以上且0.01％以下、REM：0.001％以上且0.01％以下、Co：0.05％以上且5％以下、Ni：0.05％以上且5％以下和Cu：0.2％以上且4％以下中的一种或两种以上，余量由Fe和不可避免的杂质构成，
300≤85[Si％]+16[Mn％]+40[Al％]+490[P％]≤430……(1)
0.008≤Ti*＜1.2[C％]……(2)
其中，Ti*＝Ti-3.4[N％]。
6.如权利要求4或5所述的无方向性电磁钢板的制造方法，其特征在于，以质量％计，Si、Mn、Al和P的含量为：Si：大于3.5％且5.0％以下、Mn：0.3％以下、Al：0.1％以下、P：0.05％以下。
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