CN104160043B - 电磁钢板的制造方法 - Google Patents

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Abstract

对由规定成分组成构成的板坯，在板坯加热后实施由粗轧及精轧构成的热轧，接着，实施热轧板退火，酸洗后，通过一次冷轧形成最终板厚，之后，实施最终退火，通过以上一系列的工序制造高强度电磁钢板，此时，将上述粗轧中的累积轧制率设定为73.0％以上，在上述热轧板退火工序中，在退火温度：850℃以上且1000℃以下、退火时间：10秒钟以上且10分钟以下的条件下，选定热轧板退火后的钢板轧制方向截面中的再结晶晶粒的面积率为100％、且再结晶粒径为80μm以上且300μm以下的退火条件，并且，在上述最终退火工序中，在退火温度：670℃以上且800℃以下、退火时间：2秒钟以上且1分钟以内的条件下，选定最终退火后的钢板轧制方向截面中的再结晶晶粒的面积率为30％以上且95％以下、且连结了的未再结晶晶粒组的轧制方向的长度为2.5mm以下的退火条件。

Description

电磁钢板的制造方法
技术领域
本发明涉及一种适合用于以涡轮发电机、电动车、混合动力车的驱动电动机、机床用电动机等高速旋转机械的转子为典型例子的被附加大的应力的零件的、高强度、疲劳特性优良且具有优良的磁特性的电磁钢板的制造方法。
背景技术
近年来，由于电动机的驱动系统的发展，可以进行驱动电源的频率控制，进行可变速运转、商用频率以上的高速旋转的电动机在增加。在这种进行高速旋转的电动机中，在转子那样的旋转体上作用的离心力与旋转半径成比例关系，且与旋转速度的平方成比例地变大，因此，尤其是作为中/大型的高速电动机的转子材料，需要为高强度。
另外，近年来，在混合动力车的驱动电动机、压缩机电动机等中采用增加的埋入式磁铁型DC逆变器控制电动机，其中在转子外周部设置缝隙而埋设磁铁。因此，由于电动机高速旋转时的离心力，应力集中在狭窄的桥部(转子外周和缝隙之间的部分等)。而且，应力状态根据电动机的加减速运转、振动而变化，因此，转子所使用的铁芯材料需要高强度并且需要高的疲劳强度。
另外，在高速旋转电动机中，因高频磁通而产生涡电流，电动机效率下降，并且引起发热。如果该发热量变多，则被埋入转子内的磁铁被去磁，因此，还要求在高频带的铁损较低。
因此，作为转子用材料，希望磁特性优良且疲劳特性也优良的高强度的电磁钢板。
作为钢板的强化方法，固溶强化、析出强化、结晶晶粒微细强化及复合组织强化等是公知的，但由于这些强化方法大多会使磁特性劣化，因此，一般来说，强度和磁特性的兼得是困难的。
在这种状况下，对于具有高张力的电磁钢板提出了几个方案。
例如，在专利文献1中提出了如下方法，即，将Si含量提高到3.5～7.0％，为了进一步的固溶强化而添加Ti、W、Mo、Mn、Ni、Co、Al等元素而实现高强度化。
另外，在专利文献2中，在上述强化法的基础上，提出了通过改进最终退火条件而使结晶晶粒径为0.01～5.0mm，从而改善磁特性的方法。
但是，将这些方法应用于工厂生产时，在热轧后的连续退火工序、其后的轧制工序等中容易产生板断裂等麻烦，存在成品率下降、强行使生产线停止等问题。
在这一点上，如果将冷轧设定为板温为数百℃的温轧，虽然可减少板断裂，但是不仅需要温轧用的设备对应，而且生产上的限制变多等工序管理上的问题也较大。
另外，在专利文献3中提出了对Si含量为2.0～3.5％的钢，用Mn、Ni实现固溶强化的方法，但在专利文献4中，提出了对Si含量2.0～4.0％的钢，利用Mn、Ni的添加进行固溶强化，再利用Nb、Zr、Ti、V等的碳氮化物来实现高强度和磁特性并存的技术。
但是，在这些方法中，存在因大量添加Ni等高价的元素、或鳞状折叠等缺陷增加造成的成品率的下降而变为高成本的问题。另外，实际情况是，对于利用这些公开技术所获得的材料的疲劳特性没有做充分的研究。
另外，作为着眼于耐疲劳特性的高强度电磁钢板，在专利文献5中公开了一种通过根据Si含量为3.3％以下的电磁钢板的钢组成来控制结晶晶粒径，从而达成350MPa以上的疲劳极限的技术。
但是，该方法中，疲劳极限的到达水平本身较低，不能满足近来的要求水平，例如疲劳极限强度：500MPa以上。
另一方面，在专利文献6及专利文献7中，提出了一种在钢板中残留有未再结晶组织的高强度电磁钢板。根据这些方法，可以维持热轧后的制造性并能够比较容易地获得高强度。
但是，发明者们等对于像这样残留有未再结晶组织的材料，对机械性特性的稳定性进行了评价，结果判明，存在偏差大的趋势。即，虽然平均性地显示出高机械性特性，但是偏差较大，因此判明，有时即使是比较小的应力也会在短时间内发生断裂。
如果这种机械性特性的偏差较大，则需要使在偏离的机械性特性的范围内最差的机械性特性提高到需要的机械性特性。作为为此采用的一个方法，可考虑提高平均的机械性特性，为此，残留有未再结晶组织的材料中，需要使最终退火低温化等而增加未再结晶组织。由此，虽然机械性特性的偏差本身并未消除，但是通过提高机械性特性比较低的部分的特性，可以防止断裂等的麻烦。
但是，在使最终退火低温化并使未再结晶组织增加的情况下，存在铁损增加的问题。
即，如果机械性特性的偏差变大，则不可回避铁损的增加。
因此，使机械性特性的偏差本身减小对铁损的减少也是有效的。
如上所述，在迄今为止的技术中，实际情况是，在具有高强度、磁特性及制造性也优良的高强度电磁钢板中，廉价且稳定地提供机械强度的偏差小的材料是非常困难的。
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2－22442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2001－234303号公报
专利文献6：(日本)特开2005－113185号公报
专利文献7：(日本)特开2007－186790号公报
发明内容
本发明是鉴于上述实际情况而开发的，其目的在于，提供一种适合作为高速旋转电动机的转子材料的、稳定地具有高强度及高疲劳特性、且磁特性也优良的电磁钢板的有利的制造方法。
于是，发明者们为了解决上述的课题，对有效地利用未再结晶恢复组织的高强度电磁钢板的机械强度、疲劳特性进行了缜密的研究，对用于减小机械强度、疲劳强度的偏差且使制造性良好的制造条件进行了锐意研究。
其结果发现，阻碍结晶晶粒的生长的析出物、特别是热轧板退火后及最终退火后的组织对机械性特性的偏差造成大的影响、及为了使制造性良好，Ca的添加是有效的。另外发现，控制热轧中的粗轧的累积轧制率、特别是粗轧中的最终道次的轧制率是有效的。
本发明是立足于上述的见解的发明。
即，本发明的主要构成如下。
1.一种电磁钢板的制造方法，其特征在于，对于如下所述板坯，在板坯加热后实施由粗轧及精轧构成的热轧，接着，实施热轧板退火，酸洗后，利用一次冷轧来形成最终板厚，之后，实施最终退火，通过以上一系列的工序来制造高强度电磁钢板，
所述板坯以质量％计，含有
C：0.0050％以下、
Si：超过3.5％且5.0％以下、
Mn：0.10％以下、
Al：0.0020％以下、
P：0.030％以下、
N：0.0040％以下、
S：0.0005％以上且0.0030％以下、及
Ca：0.0015％以上，
进一步含有选自Sn：0.01％以上且0.1％以下和Sb：0.01％以上且0.1％以下中的一种或两种，且余量由Fe及不可避免的杂质的成分组成构成，此时，
将上述热轧中的粗轧的累积轧制率设定为73.0％以上，
在上述热轧板退火工序中，在退火温度：850℃以上且1000℃以下、退火时间：10秒钟以上且10分钟以下的条件下，选定热轧板退火后的钢板轧制方向截面中的再结晶晶粒的面积率为100％，且再结晶粒径为80μm以上且300μm以下的退火条件，并且，
在上述最终退火工序中，在退火温度：670℃以上且800℃以下、退火时间：2秒钟以上1分钟以内的条件下，选定最终退火后的钢板轧制方向截面中的再结晶晶粒的面积率为30％以上且95％以下，且连结了的未再结晶晶粒组的轧制方向的长度为2.5mm以下的退火条件，其中，所谓连结了的未再结晶晶粒组意思是热轧后的结晶方位不同的结晶晶粒及/或热轧板退火后的结晶方位不同的结晶晶粒通过轧制而伸展的组织几个相连而形成伸展组织的未再结晶晶粒的块，观察轧制方向截面组织，以测定10组以上的未再结晶晶粒组的轧制方向长度的平均值进行规定。
2.如上述1所述的电磁钢板的制造方法，其特征在于，所述粗轧中的最终道次的轧制率为25％以上。
3.如上述1或2所述的电磁钢板的制造方法，其特征在于，所述最终退火后的钢板轧制方向截面中的再结晶晶粒的平均结晶粒径为15μm以上。
4.一种电磁钢板的制造方法，其特征在于，在所述1～3中任一项所述的高强度电磁钢板的制造方法中，将冷轧中的轧制率设定为80％以上。
发明效果
根据本发明，能够在良好的制造性下获得高强度且低铁损、并且呈稳定且高的疲劳强度的电磁钢板。
附图说明
图1是表示热粗轧的轧制率对拉伸强度的影响的曲线图；
图2是表示热轧板退火温度对拉伸强度的影响的曲线图；
图3是表示未再结晶晶粒组的轧制方向长度和拉伸强度的2σ之间的关系的曲线图。
具体实施方式
下面，具体地说明本发明。
本发明者们首先对特性的偏差的根本性原因给予了研究。所谓特性偏差，是指在成品钢板内的板宽度方向或长度方向特性发生变动的情况、或在同样的制造条件下所制造的两个成品的特性不同的情况。作为制造条件，例如最终退火温度等严格地讲不是固定的温度，而是在板宽度方向或长度方向产生变动，另外在不同的线圈中严格地讲不会成为相同的温度。另外，板坯内的成分同样也产生变动。
认为这种制造条件中的温度和成分的变动使成品的特性产生偏差。因此，为了减小成品的特性偏差，只要减小制造条件的变动即可，但减小制造条件的变动存在限度。
发明者们认为，所谓减小成品的特性偏差的制造方法，就是即使制造条件如上所述产生变动，成品的特性也没有偏差的方法。
认为因如上所述的制造条件的变动，最影响中途工序中的材料的性质的是材料中的析出物的状态。
析出物影响热轧板退火、最终退火中的结晶晶粒的生长。即，影响成品板的结晶组织。因此，在有效利用了未再结晶恢复组织的高强度电磁钢板中，控制再结晶率极为重要，因此认为，减小析出物的状态的变动对减小成品的特性偏差有效。
认为，为了减小析出物的状态的变动，要使析出物的量增多并粗大化、或者成为几乎没有析出物的状态。
此处，发明者们选择形成为几乎没有析出物的状态。这是因为认为几乎没有析出物的情况不仅对铁损有利，而且成品板的晶粒生长性良好，所以能够挪用作半成品材料。
根据以上情况，发明者们认为，只要使材料中的析出物减少，成品的特性偏差就会变小，以尽可能减少硫化物、氮化物的方式，进行了基于极力减少了Mn、Al、S、C、N的组成构成的钢坯的实验。
具体的组成为：3.65％Si－0.03％Mn－0.0005％Al－0.02％P－0.0019％S－0.0018％C－0.0019％N－0.04％Sn。另外，有关成分的“％”表示只要预先没有特别通知，就是质量％的意思。
但是，在将上述的钢坯在1100℃加热后热轧到2.0mm厚时，会产生局部的材料断裂的问题。于是，为了弄清楚断裂的原因，对断裂的热轧中途材料进行了调查，结果判明，S在裂纹部稠化。认为在S的稠化部未看到Mn的稠化，稠化的S在热轧时变成液相的FeS，成为断裂的原因。
要防止这样的断裂，只要减少S即可，但在制造上降低S存在限度，脱硫带来成本增加。另一方面，可考虑增加Mn使S作为MnS而固定，但析出的MnS是结晶晶粒生长的抑制力强的析出物，以在取向性电磁钢板中被用作抑制剂。
于是，作为该问题的解决对策，发明者们考虑，是不是如果使用Ca使S形成对结晶晶粒生长的影响力小的CaS而析出，则可以防止热轧中的断裂且减小成品板的特性偏差，进行了以下的实验。
将由3.71％Si－0.03％Mn－0.0004％Al－0.02％P－0.0021％S－0.0018％C－0.0020％N－0.04％Sn－0.0030％Ca构成的钢坯，在1100℃下加热后，在表1所示的各种条件下进行热轧到2.0mm厚的粗轧，对所得到的热轧板在表1所示的各种条件下实施热轧板退火，接着，进行酸洗后，冷轧至板厚：0.35mm，之后，在表1所示的温度下进行最终退火。需要说明的是，在该实验的过程中调查热轧板的外观，但未看到裂纹的发生。
[表1]
表1
从这些试样基于各条件沿轧制方向采取JIS5号拉伸试验片各5片，并沿与轧制方向成直角的方向采取各5片，进行拉伸试验。
关于其结果，将热粗轧的轧制率和拉伸强度之间的关系示于图1，而且将热轧板退火温度和拉伸强度之间的关系示于图2。需要说明的是，拉伸强度的偏差利用标准偏差σ进行评价，图1及图2中表示了±2σ的范围。
如图1及图2所示，不管什么条件，拉伸强度以平均值计为650MPa以上时，与通常的电磁钢板相比较，显示了非常高的强度，但偏差的程度因粗轧、热轧板退火的条件不同而大不相同，在如图1所示的粗轧的累积轧制率低的条件1、如图2所示的热轧板退火温度低的条件4及热轧板退火温度高的条件7下，拉伸强度的偏差变大。
接下来，对于这些试样，埋入冷轧退火板的轧制方向截面而进行研磨，并进行组织观察。
其结果是，再结晶率均为60～80％、余量均为与未再结晶组织的混合组织。正确地判别未再结晶部是很困难的，但认为原来的热轧板退火后的结晶晶粒通过冷轧而伸展的组织几个相连而形成伸展组织组。
判明了条件1、4及7的钢板存在该未再结晶晶粒组的轧制方向长度比其他制造条件的钢板长的趋势，所以，推测该组织形态的差异是不是使特性偏差增大的主要原因。
于是，溯本求源，对热轧板退火后的组织进行了观察，条件4中在热轧中伸展了的轧制组织和再结晶组织混合形成的组织中，再结晶部的平均粒径为27μm。另外，条件1～3、5～7中，在只由再结晶组织构成的组织中，平均结晶粒径为：条件1：270μm，条件2：275μm，条件3：280μm，条件5：100μm，条件6：280μm，条件7：480μm。
因此认为，提高热轧的粗轧中的累积轧制率、将热轧板退火后的再结晶率设定为100％、且以使再结晶晶粒留在微细的方式制造热轧板退火后的组织，是抑制特性偏差的重要的必要条件。
另外，除了该热轧板退火后组织的控制以外，还要适当地控制冷轧条件，但在本发明中一并发现，作为目标的冷轧板退火时的组织控制也很重要，基于该见解，成功地开发了磁特性、机械特性及疲劳特性优良、而且含有这样的特性的偏差的抑制效果高的未再结晶恢复组织的高强度电磁钢板，直至完成本发明。
接着，对于在本发明中将钢成分限定在所述的组成范围的理由进行说明。
C：0.0050％以下
C具有通过碳化物的析出而提高强度的效果，但对磁特性及成品的机械特性偏差有害。本发明的高强度化主要通过利用Si的置换型元素的固溶强化和未再结晶恢复组织来实现，所以C限定在0.0050％以下。
Si：超过3.5％且5.0％以下
Si除了一般用作钢的脱氧剂以外，还具有提高电阻而减少铁损的效果，因此是构成电磁钢板的主要元素。本发明中，由于没有使用Mn、Al、Ni等其他固溶强化元素，因此将Si作为成为固溶强化的主体的元素积极地添加，使其超过3.5％。优选为3.6％以上。但是，Si量超过5.0％时，制造性下降为在冷轧中产生龟裂的程度，因此，将其上限设定为5.0％。希望为4.5％以下。
Mn：0.10％以下
Mn作为MnS析出时，不仅成为磁壁移动的障碍，而且阻碍结晶晶粒生长，所以是使磁特性劣化的有害元素，为了减小成品的磁特性偏差，限制在0.10％以下。
Al：0.0020％以下
Al与Si同样，一般用作钢的脱氧剂，增加电阻而减少铁损的效果好，因此通常用作无方向性电磁钢板的主要构成元素。但是，在本发明中，为了减小成品的机械特性偏差，需要使氮化物量极少，因此限制在0.0020％以下。
P：0.030％以下
P由于即使比较少量的添加也可获得大的固溶强化能量，对高强度化极其有效。因此，优选设定为0.005％以上。另一方面，添加过量时，因偏析引起的脆化会招致晶界裂纹、轧制性的下降，所以P量限制在0.030％以下。
N：0.0040％以下
N与前述C同样，会增大磁特性劣化及成品的机械特性偏差，所以限制在0.0040％以下。
S：0.0005％以上且0.0030％以下
在本发明中，为了减小成品的机械性特性偏差，需要使硫化物量极少，限制在0.0030％以下。在无方向性电磁钢板中，一般地，S是不仅形成MnS等硫化物并变为磁壁移动的障碍，而且阻碍结晶晶粒生长从而使磁特性劣化的有害元素，因此，极力减少有助于磁特性的提高。虽然这么说，但是，为了抑制脱硫带来的成本增加，将S设定为0.0005％以上。
选自Sn：0.01％以上且0.1％以下及Sb：0.01％以上且0.1％以下中的一种或两种
Sn、Sb都具有改善织构并提高磁特性的效果，但要得到该效果，在单独添加或复合添加Sb、Sn的任何情况下都需要将各成分添加0.01％以上。另一方面，如果过量地添加，钢就会脆化，钢板制造中的板断裂、鳞状折叠增加，因此，Sn、Sb在单独添加或复合添加时，均将各成分设定为0.1％以下。优选两成分均为0.03％以上且0.07％以下。
Ca：0.0015％以上
在本发明中，与通常的无方向性电磁钢板相比，Mn比较低，因此，Ca在钢中将S固定，从而防止液相的FeS的生成，使热轧时的制造性良好。要得到该效果，需要添加0.0015％以上。但是，过多量的添加会增加成本，因此，优选上限设定为0.01％左右。
通过设为如上所述的必须成分及抑制成分，可以减小影响结晶晶粒的生长性的析出物状态的变动，因此，能够减小成品的机械性特性偏差。
另外，在本发明中，其他元素会增大成品的机械性特性偏差，因此希望减少至制造上没有问题的水平。此处，作为其他元素，可列举出O、V、Nb及Ti等，优选分别减少至0.005％以下、0.005％以下、0.005％以下及0.003％以下。
接着，对本发明的钢板组织形态的限定理由进行叙述。
本发明的高强度电磁钢板由再结晶晶粒和未再结晶晶粒的混合组织构成，但重要的是，适当地控制该组织，使未再结晶晶粒组适度地分散。
首先，需要将最终退火后的钢板的再结晶晶粒的面积率控制为在钢板轧制方向截面(与板宽度方向垂直的截面)组织中为30％以上且95％以下的范围。再结晶面积率小于30％时，铁损增加，另一方面再结晶率超过95％时，与现有无方向性电磁钢板相比，不能充分地获得优越的强度。更优选再结晶率为65～85％。
另外，将最终退火后的钢板的、连结了的未再结晶晶粒组的轧制方向的长度设定为2.5mm以下也是重要的。
此处，所谓连结了的未再结晶晶粒组，意思是热轧后的结晶方位不同的结晶晶粒及/或热轧板退火后的结晶方位不同的结晶晶粒通过轧制而伸展的组织几个相连而形成伸展组织的未再结晶晶粒的块，观察轧制方向截面组织，以测定10组以上的未再结晶晶粒组的轧制方向长度的平均值进行规定。通过将该未再结晶组长度抑制在2.5mm以下，减少成品的机械特性偏差，稳定地制造具有高强度、高疲劳特性的材料。更优选未再结晶组长度为0.2～1.5mm。
关于该理由，虽然不一定明确，但认为是未再结晶晶粒的轧制伸展组织的界面对龟裂产生影响。
即，该未再结晶晶粒组为向板厚方向压缩、向轧制方向和与轧制方向成直角的方向伸展的形状，但在本发明中制造的钢板中，该未再结晶晶粒组与再结晶晶粒混杂。认为由于未再结晶晶粒组和再结晶晶粒的机械性特性大不相同，因此，因拉伸应力而产生龟裂时，龟裂就会沿着该未再结晶晶粒组和再结晶晶粒的边界进行传播，直至破坏。认为由于本发明中制造的钢板几乎不存在析出物，因此，相比有效利用了通常的存在析出物的未再结晶恢复组织的高强度电磁钢板，难以产生沿着未再结晶晶粒组和再结晶晶粒的边界的龟裂。但是，在本发明中，如果未再结晶晶粒组粗大，则向未再结晶晶粒组的前端的应力集中变大，使机械性特性偏差增大。
在这一点上，只要连结了的未再结晶晶粒组的轧制方向长度为上述的范围，就可以根据需要的强度水平而在30～95％的范围内适当调整再结晶比率。即，如果需要的强度水平高则降低再结晶率，而在重视磁特性的情况下，可以以提高再结晶率的方式进行调整。这样，强度水平主要依赖于未再结晶组织的比率。另一方面，要改善磁特性，有效的是增大再结晶晶粒的平均结晶粒径，平均结晶粒径优选设定为15μm以上。需要说明的是，平均结晶粒径的上限值优选设定为100μm左右。平均结晶粒径的更优选的范围为20～50μm。
接着，对遵照本发明的制造方法及中间组织的限定理由进行叙述。
本发明的高强度电磁钢板的制造可以采用通常的无方向性电磁钢板所应用的工序及设备进行实施。
例如为如下工序：将利用转炉或电炉等熔炼成规定的成分组成的钢，用脱气设备进行二次精炼，通过连续铸造或铸锭后的开坯轧制之后，进行热轧、热轧板退火、酸洗、冷轧、最终退火及绝缘被膜的涂布烧结。
此处，为了得到所希望的钢组织，重要的是如下所述地控制制造条件。
首先，在进行热轧时，优选将板坯加热温度设定为1000℃以上且1200℃以下。尤其是板坯加热温度成为高温时，能耗增加，不仅不经济，而且容易产生板坯的高温强度下降、板坯下垂等制造上的麻烦，因此优选设定为1200℃以下。
另外，为了减小成品板的机械特性偏差，将粗轧的累积轧制率设定为73.0％以上。此时，优选将粗轧的最终道次的轧制率设定为25％以上。此外，优选将粗轧的最终道次的轧制率设定为小于50％。
粗轧的轧制率对机械特性偏差产生影响的理由不一定明确，但通常如下考虑。由于对加热到上述的板坯加热温度的板坯实施粗轧时的温度比再结晶温度高，因此，如果使粗轧的轧制率为73％以上，则在从粗轧后到精轧前的时间，在粗轧中伸展的结晶晶粒进行再结晶。因此，认为由于热轧板的伸展晶粒减少，最终退火后的结晶晶粒的大小、形状变得均一，因此，机械特性偏差也变小。
另外，热轧通常包括将100～300mm厚的高温的板坯通过数道次的轧制，加工到20～70mm厚的称为粗棒的中间厚度的粗轧、将该粗棒通过串联轧制加工到所谓的热轧板的板厚的精轧。本发明的精轧指的是在串联轧制的最初道次和最终道次之间，以材料连接的状态加工至热轧板的厚度的串联轧制。因此，材料处于精轧的各道次间的时间短，另一方面，材料处于粗轧的最终道次和精轧的最初的道次间的时间变长。
而且，粗轧可以为串联轧制或单轧制，也可以是它们的组合。单轧制的情况也可以应用可逆轧制。在粗轧的前后或中途，通过竖辊在宽度方向轧制也没问题，可以应用。
此处，优选将粗轧的最终道次的轧制率设定为25％以上。这是因为，认为即使粗轧的累积轧制率相同，最终道次的轧制率大的一方促进再结晶且热轧板的伸展晶粒减少，机械特性偏差变小。但是，如果粗轧的最终道次的轧制率为50％以上，则咬入角变大，轧制困难，因此，优选将粗轧的最终道次的轧制率设定为小于50％。
为了得到按照本发明的最终退火后组织，需要将热轧板退火后的组织设定为再结晶率：100％，且将再结晶晶粒的平均粒径设定为80μm以上且300μm以下。
为了形成上述的钢组织，需要将热轧板退火的温度设定为850℃以上且1000℃以下。
这是因为退火温度小于850℃时，热轧板退火后难以使再结晶率稳定地成为100％，而退火温度超过1000℃时，会产生热轧板退火后的平均再结晶粒径超过300μm的情况。另外，认为在本发明中期待的、析出物量少的钢中，退火温度超过1000℃时，析出物发生固溶，冷却时在晶界再析出，因此给结晶晶粒的生长性带来恶劣影响。
另外，从使再结晶率稳定地成为100％的观点考虑，需要将退火时间设定为10秒以上，而从使平均再结晶粒径成为300μm以下的观点考虑，需要将退火时间设定为10分钟以内。
而且，在上述的退火温度：850℃以上且1000℃以下、退火时间：10秒钟以上且10分钟以下的条件下，选定热轧板退火后的钢板轧制方向截面中的再结晶晶粒的面积率为100％、且再结晶粒径为80μm以上且300μm以下的退火条件。
此处，之所以将热轧板退火后的组织设定为再结晶率：100％，是因为如果热轧板退火后残余有加工组织，则在该加工组织部分和在热轧板退火后再结晶的部分，冷轧后的最终退火时的再结晶行为不同，最终退火后的结晶方位等产生偏差，从而使成品板的机械性特性偏差增大。
接着，采用在上述的热轧板退火后利用一次冷轧形成最终板厚的所谓一次冷轧法来实施冷轧。优选此时的轧制率设定为80％以上。这是因为，如果轧制率小于80％，则由于在接下来的最终退火时所需要的再结晶核的量不足，因此难以适当地控制未再结晶组织的分散状态。
通过同时满足这些退火后组织和轧制率的条件，能够适当地控制接下来的最终退火中的未再结晶组织的分散状态。推定这是因为通过使中间组织微细化，在轧制加工中导入充分的变形，最终退火中的再结晶核分散、增加。
接着，虽然是实施最终退火，但此时的退火温度需要设定为670℃以上且800℃以下。这是因为，退火温度小于670℃时，有时再结晶不能充分地进行，磁特性大幅度地劣化，除此之外，连续退火中的板形状的矫正效果不能充分地发挥，而如果退火温度超过800℃，则未再结晶组织消失，成为强度下降的原因。
另外，从使再结晶率成为30％以上的观点考虑，退火时间设定为2秒钟以上，但另一方面，从使再结晶率成为95％以下的观点考虑，需要将退火时间设定为1分钟以内。
而且，在上述的退火温度：670℃以上且800℃以下、退火时间：2秒钟以上且1分钟以下的条件下，选定最终退火后的钢板轧制方向截面中的再结晶晶粒的面积率为30～95％、且连结了的未再结晶晶粒组的轧制方向的长度为2.5mm以下的退火条件。
上述的最终退火后，为了减少铁损，有利的是对钢板的表面实施绝缘涂层。此时，为了确保良好的冲裁性，希望采用含有树脂的有机涂层，而在重视焊接性的情况下，希望采用半有机、无机涂层。
如上所述，本发明的目的也在于，在有效利用成品板的未再结晶组织且确保高强度的状态下，尽可能地减少铁损。在这种状态下，为了减少铁损，成品板的再结晶晶粒大的情况较好，因此，有效的是提高晶粒生长性，需要极力减少阻碍晶粒生长性的析出物。但是，极力减少析出物(减少Mn)而进行制造时，会产生热轧中的板发生断裂的问题。为了解决该问题，添加Ca极其有效。此外，在本发明中，由于机械性特性偏差变小，因此能够在得到充分的机械性特性的条件内尽可能地减少铁损。
实施例1
对成为表2所示的成分组成的厚度200mm的钢坯，在表3所示的条件下实施板坯加热、热轧、热轧板退火，酸洗后实施冷轧，直到板厚：0.35mm，之后，进行最终退火。但是，钢种A由于在热轧板中产生了裂纹，因此不实施热轧板退火以后的工序。需要说明的是，钢种B、C在热轧板中没有产生裂纹。
另外，在钢种B和钢种C中，对于热轧板退火后及最终退火后的试样，对钢板的轧制方向截面(与板宽度方向垂直的截面)进行研磨、蚀刻，用光学显微镜进行观察，根据再结晶率(面积率)及求积法求得再结晶晶粒的平均粒径(公称粒径)。此外，对于最终退火后的轧制方向的截面组织，测定10组以上未再结晶组的轧制方向长度，计算其平均值。
此外，对所得的成品板的磁特性及机械性特性进行调查。沿轧制方向(L)及与轧制方向成直角的方向(C)切出爱普斯坦试验片，测定磁特性，利用L+C特性(使用相同数量的L方向和C方向的试样的测定)的W10/400(以磁通密度：1.0T、频率：400Hz进行励磁时的铁损)进行评价。关于机械性特性，沿轧制方向(L)切出5片JIS5号拉伸试验片，沿与轧制方向成直角的方向(C)切出5片JIS5号拉伸试验片，进行拉伸试验，调查拉伸强度(TS)的平均值和偏差。
将所得的结果示于表4。
另外，利用标准偏差σ评价偏差，在表4中用2σ表示。此处，如果2σ为40MPa以内，就可以说偏差小。另外，将对这些试样的、伸展后的未再结晶晶粒组的轧制方向长度和拉伸强度的2σ之间的关系进行了调查的结果示于图3。
[表2]
表2
[表3]
表3
注)热轧板退火的退火时间在30秒～120秒内调整最终退火的退火时间在5秒～50秒内调整
[表4]
表4
如表4及图3所示，使用了钢种B的No.2～9主要使热轧板退火温度变化，但TS平均值为650MPa以上时，与通常的电磁钢板相比，显示出非常高的强度。但是，在最终退火板的未再结晶晶粒连结组的长度超过2.5mm的、发明的范围外的No.2、4、7、9中，TS的偏差大。它们中的No.9中冷轧轧制率低，难以适当地控制未再结晶组织的分散状态。因此，需要以最终退火板的未再结晶晶粒连结组的长度为本发明范围的方式选定最终退火温度等。
相对于此，如果最终退火板的未再结晶晶粒连结组的长度为2.5mm以下，则本发明的范围内的No.3、5、6、8中，TS的偏差为2σ极小，为35MPa以内。
另外，使用钢种C的No.10～14主要使最终退火温度变化，而No.10中粗轧的累积轧制率低至70％，在本发明的范围外，TS的偏差大。No.11中，最终退火温度低至660℃、最终退火板的再结晶率为28％、最终退火板的再结晶粒径为13μm，处于本发明的范围外，铁损高。另外，No.14中，最终退火温度高至820℃、最终退火板的再结晶率为96％，处于本发明的范围外，TS的平均值低。
与此相对，本发明的范围内的No.12、13、15中，铁损、TS的平均值、TS的偏差都良好。
由图3所示的、通过轧制方向截面的组织观察求得的未再结晶晶粒组的长度和拉伸强度的标准偏差2σ的关系可明白，尤其是在将未再结晶晶粒组的长度设定为2.5mm以下的情况下，偏差大幅度地减少。
实施例2
使用表5所示的成分组成的钢坯，设定：板坯加热温度：1060～1120℃、热轧中的粗轧的累积轧制率：80％、最终道次的轧制率：30％、热轧板的厚度：2.0mm、热轧板退火温度：950～1000℃、热轧板退火时间：2分钟、热轧板退火后的再结晶面积率：100％、同再结晶粒径：200～280μm、最终冷轧后的板厚：0.35mm、最终退火温度：720～760℃、最终退火时间：10秒钟、最终退火后的再结晶面积率：75～85％、同未再结晶晶粒组的长度：1～2mm的范围，制造电磁钢板。此时，钢种F在冷轧中产生裂纹，因此中止以后的处理。
对于其他电磁钢板，对磁特性(L+C特性)和拉伸强度(TS)的平均值及其偏差进行了调查。需要说明的是，用与实施例1同样的方法进行评价。另外，对于热轧板退火后及最终退火后的试样的退火后的再结晶率及再结晶晶粒的平均粒径的测定、以及最终退火后的未再结晶组的轧制方向长度的测定，用与实施例1同样的方法进行。
将所得的结果示于表6。
[表5]
表5
[表6]
表6
由表6可以明白，满足本发明的成分组成及钢组织的发明例中，TS的偏差都非常小，显示出稳定的特性。
工业实用性
根据本发明，能够稳定地得到不仅磁特性优良而且强度特性优良且其偏差也小的高强度无方向性电磁钢板，能够合适地应用于高速旋转电动机的转子材料等用途。

Claims (4)

1.一种电磁钢板的制造方法，其特征在于，对于如下所述板坯，在板坯加热后实施由粗轧及精轧构成的热轧，接着，实施热轧板退火，酸洗后，利用一次冷轧来形成最终板厚，之后，实施最终退火，通过以上一系列的工序来制造电磁钢板，
所述板坯以质量％计，含有
C：0.0050％以下、
Si：超过3.5％且5.0％以下、
Mn：0.10％以下、
Al：0.0020％以下、
P：0.030％以下、
N：0.0040％以下、
S：0.0005％以上且0.0030％以下、及
Ca：0.0015％以上，
进一步含有选自Sn：0.01％以上且0.1％以下和Sb：0.01％以上且0.1％以下中的一种或两种，且余量由Fe及不可避免的杂质的成分组成构成，此时，
将上述粗轧中的累积轧制率设定为73.0％以上，
在上述热轧板退火工序中，在退火温度：850℃以上且1000℃以下、退火时间：10秒钟以上且10分钟以下的条件下，选定热轧板退火后的钢板轧制方向截面中的再结晶晶粒的面积率为100％，且再结晶粒径为80μm以上且300μm以下的退火条件，并且，
在上述最终退火工序中，在退火温度：670℃以上且800℃以下、退火时间：2秒钟以上且1分钟以内的条件下，选定最终退火后的钢板轧制方向截面中的再结晶晶粒的面积率为30％以上且95％以下，且连结了的未再结晶晶粒组的轧制方向的长度为2.5mm以下的退火条件，其中，所谓连结了的未再结晶晶粒组意思是热轧后的结晶方位不同的结晶晶粒及/或热轧板退火后的结晶方位不同的结晶晶粒通过轧制而伸展的组织几个相连而形成伸展组织的未再结晶晶粒的块，观察轧制方向截面组织，以测定10组以上的未再结晶晶粒组的轧制方向长度的平均值进行规定。
2.如权利要求1所述的电磁钢板的制造方法，其特征在于，所述粗轧中的最终道次的轧制率为25％以上。
3.如权利要求1或2所述的电磁钢板的制造方法，其特征在于，所述最终退火后的钢板轧制方向截面中的再结晶晶粒的平均结晶粒径为15μm以上。
4.一种电磁钢板的制造方法，其特征在于，在权利要求1～3中任一项所述的电磁钢板的制造方法中，将冷轧的轧制率设定为80％以上。
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