CN108884535A - 电磁钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供一种饱和磁通密度高且高频铁损低的电磁钢板及其制造方法。所述电磁钢板具有：以钢板的板厚中心为对称面、且从钢板表面沿板厚深度方向从高Si浓度连续变化至低Si浓度的表层部；Si浓度不连续地变化的边界部；以及，Si浓度实质上不沿板厚方向变化的包含板厚中心的内层部。所述电磁钢板分别在表层部具有面内拉伸应力，在内层部具有面内压缩应力。表层部的晶粒的平均长径比：板面平行方向相对于板面垂直方向(深度方向)的尺寸比为0.7以上且4.0以下。

Description

电磁钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及电力电子用的高频变压器、电抗器、电动机等的铁芯材料所使用的电磁钢板及其制造方法。
背景技术
电磁钢板的铁损由磁滞损耗和涡流损耗构成，所述磁滞损耗强烈依赖于钢中的析出物、结晶粒径、集合组织等，所述涡流损耗强烈依赖于板厚、比电阻、磁畴结构等。
普通的电磁钢板通过尽量减少钢中杂质，来提高晶粒的生长性，实现磁滞损耗的降低。
在商用频率(50/60Hz)下，电磁钢板的铁损中磁滞损耗所占的比例大。虽然磁滞损耗与频率成比例地增大，但涡流损耗与频率的平方成比例地增大，因此，在达到数kHz以上的高频时，涡流损耗所占的比例反而变大。
另外，近年来，电力电子领域中开关元件的高频化不断发展，对于作为变压器、电抗器、电动机等的铁芯材料而使用的电磁钢板，强烈希望降低高频铁损。
为了应对上述希望，进行了如下尝试：通过使板厚比现有的普通电磁钢板的板厚0.3～0.5mm更薄、即将板厚减薄至0.2mm以下，或增加提高钢的电阻率的Si、Al等元素的添加量，从而降低涡流损耗。
另外，最近不仅在汽车、空调领域，而且在光伏发电等新能源领域，在较大容量的电源中已经使用数kHz～50kHz的开关元件，要求高频铁损更低的铁芯材料。
目前，在这样的电源领域中，应用了板厚为0.1mm以下的极薄电磁钢板、高Si电磁钢板、或将铁粉固化而成的压粉磁芯等。另外，在小容量领域中，使用电阻率比金属类的软磁性材料大几个数量级的Mn-Zn铁氧体等。
但是，考虑到将来的进一步高频化，处于即使极薄电磁钢板的板厚为0.1mm也无法使涡流损耗充分降低的状况。另外，Si浓度超过4质量％的高Si电磁钢板硬且脆，因此不容易制造。与电磁钢板相比，压粉磁芯的磁滞损耗明显大，因此，在数kHz的频率下，铁损大幅劣化。Mn-Zn铁氧体的涡流损耗极小，但另一方面，饱和磁通密度最多为0.5T，与普通的电磁钢板的2.0T相比是极低的，因此，在大容量的电源中，芯变得大型化。
对于上述情况，作为降低电磁钢板的高频铁损的方法，专利文献1中公开了一种基于渗硅法的6.5质量％Si钢板的制造方法。该技术是使板厚为0.05～0.3mm的3质量％Si钢板在高温下与四氯化硅气体反应来提高钢中的Si浓度的工艺。这是由于，6.5质量％Si钢板具有3质量％Si钢板的约2倍的电阻率，能够有效地降低涡流损耗，因此，作为高频用材料是有利的，并且磁致伸缩实质上为零，可发挥铁芯的低噪音化优异的效果。
专利文献2中公开了：在渗硅工艺中，通过在表层Si浓度达到6.5质量％的时刻中断Si均匀化扩散，可以得到沿板厚方向具有Si浓度梯度的钢板、即所谓的“Si梯度钢板”；而且，在使用该材料时，与进行了Si均匀化的情况相比，高频区域中的铁损降低。
专利文献3中，为了降低Si梯度钢板的高频铁损，对板厚方向的Si浓度差(最大-最小)、表层Si浓度及钢板表面背面的Si浓度差进行了限定。特别是具有如下内容的记载：在表层Si浓度为6.5质量％的情况下，可以得到最低的铁损。
一般来说，含有3质量％以上的Si的电磁钢板即使加热至高温，也不会变成奥氏体相(γ相)，而成为铁素体相(α相)直到产生液相。因此，上述的渗硅处理完全在α相中进行。
专利文献4中公开了一种通过对Si低于3质量％的钢板在900～1000℃的温度范围内仅将表层实施渗硅处理，从而使板厚整体的平均Si浓度低至0.5～4质量％，加工性良好且高频特性优异的电动机用电磁钢板。
专利文献5、6中公开了一种技术，其通过使铁素体形成元素从钢板表面向内部奥氏体相扩散并相变成铁素体相，在特定的晶面形成强烈聚集的组织，从而获得优异的磁特性。
专利文献7中公开了一种技术，其通过赋予板厚方向上一部分区域为α-γ相变组成且除Fe以外的元素富集的部分，降低钢板表面的残留应力，从而获得优异的磁特性。
专利文献8中公开了：通过在奥氏体相区域的1050～1250℃下对低碳钢板进行渗硅处理，在仅使表层为高Si浓度的状态下进行冷却，制成Si梯度钢板，从而能够大幅降低涡流损耗。
专利文献9中公开了一种技术，其对含有0.003～0.02质量％的C、且高温下成为奥氏体相的钢板实施渗硅处理，从而得到磁特性优异的包层型电磁钢板。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特公平6-45881号公报
专利文献2：日本特公平5-49744号公报
专利文献3：日本特开2005-240185号公报
专利文献4：日本特开2000-328226号公报
专利文献5：日本专利第5533801号公报
专利文献6：日本专利第5648335号公报
专利文献7：日本特开2015-61941号公报
专利文献8：日本专利第5655295号公报
专利文献9：日本专利第5644680号公报
发明内容
发明所要解决的课题
如上所述，已知铁损以磁滞损耗与涡流损耗之和表示，励磁频率越高，涡流损耗占总铁损的占据比例越增加。涡流随着材料的比电阻越大而越难以流通，因此，高频用的磁芯中使用比电阻大的材料。
另外，作为提高钢板的比电阻的元素，已知有Si、Al、Cr、Mn，普通的电磁钢板主要通过添加Si来提高比电阻。但是，在Si浓度超过4质量％时，材料显著脆化，难以进行冷轧。因此，通常添加Si的上限为4质量％左右，为了进一步提高比电阻，可添加1～4质量％的Al、Cr。
但是，大量添加合金元素不仅导致成本增加，而且导致原材料的饱和磁通密度降低。例如，3质量％Si钢的饱和磁通密度为2.03T，但向其添加1质量％的Al、3质量％的Cr时，饱和磁通密度降低至1.80T左右。
另外，在高频用的芯材料中，大多预想励磁电流中包含一定大小的直流成分、材料因瞬间流过的高电流而磁饱和这样的情况来进行材料设计，但为了弥补这样材料的饱和磁通密度的降低，存在伴随芯的大型化的问题。
根据专利文献1，在将3质量％Si钢板轧制为最终板厚之后，通过在最后的退火时于高温下喷吹四氯化硅的渗硅工艺，可以制造目前为止难以通过轧制法制造的6.5质量％Si钢板。6.5质量％Si钢板具有3质量％Si钢板的约2倍的比电阻，因此是适于用作高频用铁芯的材料。
但是，在实际用作铁芯时，需要对作为材料的6.5质量％Si钢板进一步实施分切、压制或弯曲加工等，此时，多数情况下发生破裂、崩碎，为了成品率良好地制作芯，要求很高的加工技术。另外，由于Si含量多，因此也具有饱和磁通密度低至1.80T左右的问题。
专利文献2、3中记载了沿板厚方向具有Si浓度梯度的Si梯度钢板作为高频特性比6.5质量％Si钢板更优异的材料。该Si梯度钢板即使表层Si浓度高至6.5％左右，板厚中央层的Si浓度也低至3～4质量％左右，可将钢板整体的平均Si浓度抑制得很低，因此，与6.5质量％Si钢板相比，易于加工且饱和磁通密度也高至1.85～1.90T。
但是，该技术存在如下问题：由于基本上在扩散快的铁素体单相中进行渗硅处理，因此，在Si从气相浸透于钢板表层时，同时向钢板内部快速地扩散，在极薄钢板的情况下，在渗硅处理的期间，Si原子已经到达板厚中央部而使钢板整体的Si浓度升高。
专利文献4中，在制造沿板厚方向具有Si浓度梯度的钢板时，使用Si浓度低于3％的材料作为原材料，由此，降低钢板整体的平均Si浓度，想要得到加工性良好的高频低铁损材料。
这里，低Si浓度的原材料可以在高温下成为奥氏体(γ)相，但在专利文献4的技术中，在超过1000℃的高温的γ相中进行渗硅时，会在表层的γ/α相变的界面发生破裂。因此，在基本上不生成奥氏体相的900～1000℃的温度范围进行渗硅处理。
但是，这样的渗硅处理是现有的α相中的渗硅处理的扩展，降低涡流损耗的效果也仅在预想的范围内。
专利文献5、6中，使铁素体形成元素从钢板表面向内部的奥氏体相扩散，利用γ→α相变形成特定的集合组织，由此，实现软磁特性提高。但是，虽然集合组织的变化显著影响作为铁损的一部分的磁滞损耗，但另一方面，对涡流损耗的影响小，不能认为对于在高频区域占铁损的大部分的涡流损耗的降低是有效的。相反，使对磁滞损耗降低有效的集合组织发展，会导致磁畴宽度的扩大，使异常涡流损耗增大。
专利文献7中，通过在沿板厚方向具有除Fe以外的元素的浓度差的钢板中将表面的残留应力抑制得很低，谋求提高软磁特性。但是，为了抑制软磁性材料的磁滞损耗增大而降低残留应力的方法是很久以来进行方法，而且，与涡流损耗降低的关联并不明确。
专利文献8中，使用C大于0.02质量％的低碳钢作为原材料，在超过1050℃的高温范围进行渗硅处理，制成Si梯度钢板，形成在表层成为面内拉伸应力、且在内层成为面内压缩应力的应力分布，从而谋求涡流损耗飞跃性的降低。但是存在如下问题，该材料的板厚中央部为复杂的相变组织，作为电磁钢板的直流磁特性极差。
例如，磁化曲线中相当于磁化力800A/m的磁通密度B8只有0.75T左右。实际的芯材料的尺寸由磁化曲线的微分磁导率开始急剧减小的磁通密度、所谓的BH曲线的肩部的高度而决定，作为其指标，大多使用B8的值。因此，例如即使饱和磁通密度高，直流磁特性差的B8低的材料实质上也不适于芯的小型化。
专利文献9中，在受到剪切加工那样的冲击力的情况下，表层部的结晶沿着晶界在板厚方向上破裂、在表层部与内层部的边界发生破裂，可确认到在软磁特性方面产生不均的现象。实际上，即使在相同的制作条件下，也存在随试样不同，软磁特性的不均变大的情况，特别是在C量为0.005重量％以下的情况下，该倾向明显。在混合动力车、电动汽车、太阳光发电等的容量较大的电源中，最近开始使用了10k～50kHz的高频开关元件，要求具有高饱和磁通密度、且高频铁损低、特性不均小的实用材料。从这一点考虑，磁特性的不均成为问题。
本发明的目的在于解决上述的课题，提供饱和磁通密度高且高频铁损低的电磁钢板及其制造方法。
用于解决课题的方法
本发明人等对得到饱和磁通密度高且高频铁损低的电磁钢板的方法进行了深入研究。首先，作为电磁钢板，着眼于图1所示那样的Si梯度钢板。需要说明的是，图1的Si梯度钢板是如下电磁钢板，其具有：以钢板的板厚中心为对称面、且从钢板表面沿板厚深度方向从高Si浓度连续变化至低Si浓度的表层部；Si浓度不连续地变化的边界部；以及，Si浓度实质上不沿板厚方向变化的包含板厚中心的内层部，所述电磁钢板通过利用在上述表层部成为面内拉伸应力、在上述内层部成为面内压缩应力的应力分布来谋求高频铁损降低。
因此，为了降低Si梯度钢板的铁损，制作各种改变了表层部的晶粒形态的试样，进行了特性调查。具体而言，从板厚0.2mm的冷轧板切取宽度50mm×长度200mm的试验片，将该试验片作为原材料进行渗硅处理/扩散处理，所述以质量％计含有C：0.0024％、Si：0.6％、Mn：0.12％、P：0.008％、S：0.003％以下、Al：0.003％、N：0.003％，余量由Fe及不可避免的杂质构成。这里，将渗硅处理条件、扩散处理条件调整为：渗硅量、即通过渗硅处理进行的向钢板的Si添加量为2.4±0.2％以内，而且，表层部、即Si富集层的厚度ds相对于板厚d0的比率为30％±3％以内。接着，剪切进行了渗硅处理/扩散处理的试样的两边宽度，使宽度为30mm，使用小型的单板试验框，通过根据JIS C2550的方法(爱泼斯坦试验方法)进行了磁测定。在磁测定结束后，进一步剪切试样，利用光学显微镜确认了截面的微观组织，并利用EPMA确认了板厚方向的Si分布。
需要说明的是，表层部的晶粒的形式可通过渗硅处理条件进行调整。例如，在原材料(钢板)的奥氏体温度范围内进行渗硅处理时，确认到越设为高温、或越降低四氯化硅气体浓度，表层的晶粒在与板面平行的方向上越大幅生长的倾向。另一方面，在(钢板)的奥氏体温度范围内进行渗硅处理时，确认到越设为低温、或越提高四氯化硅浓度，表层部的晶粒在板厚方向上越大幅生长的倾向。
对于表层部的晶粒，如图3所示，将与表面平行的方向(有时也称为板面平行方向)的尺寸设为b，将板厚方向(有时也称为板面垂直方向或深度方向)的尺寸设为a，利用表层50个以上的晶粒测量各自的尺寸，对每个晶粒计算长径比b/a，将其平均值作为各试样的代表值(表层部的晶粒的平均长径比b/a)。图3是示意性地示出表层部的晶粒的长径比b/a的、L方向(轧制方向)的剖面图。在图3中，a和b为各晶粒在板厚方向上的尺寸的最大值、与表面平行的方向上的尺寸的最大值。需要说明的是，虽然长径比在L方向(轧制方向)和C方向(板宽方向)上不产生差异，但在本发明中，以L方向上的长径比进行评价。
图2中示出了表层部的晶粒的平均长径比b/a(图中，简称为表层部的平均长径比b/a)与铁损的关系。在本实验中，作为b/a的值，得到了0.5～4.5的范围的试样。然而，在原材料成分、板厚、渗硅量、表层部厚度设为相同的本实验中，即使改变表层部的晶粒的平均长径比，铁损也大致呈现一定以上的值，未发现铁损降低效果。另一方面可知，与表层部的晶粒的平均长径比相对应，可明确分为铁损的不均表现得很大的情况和铁损的不均很小的情况。已知在表层部的晶粒的平均长径比极小的情况下、或极大的情况下，铁损的不均增大，与此相对，如果表层部的晶粒的平均长径比为一定范围内，则可使铁损的不均很小。
这样的倾向即使在原材料成分、板厚不同的试样中进行与上述同样的试验的情况下也可得到确认。但是，在改变原材料成分、板厚、Si浓度分布时，铁损的平均值也分别改变，不均的幅度也改变。因此，在本发明中，对于将原材料成分、板厚、渗硅量、表层厚度设为一致、且改变表层的晶粒的平均长径比而制作成的各自多个各试样，将铁损的平均值设为m，将标准偏差设为σ，将其变动系数σ/m低于10％的情况视为不均小的状态。其结果发现，通过表层部的晶粒的平均长径比设为0.7以上且4.0以下，可将铁损的不均抑制得很小。
需要说明的是，虽然铁损与表层部晶粒的平均长径比的直接关系尚不明确，但在用放大镜观察试样剪切面时，在铁损大的试样的情况下，可在表层部的晶粒中确认到大量破裂、脱落。在显示出平均的铁损的试样的情况下，基本上没有确认到破裂、脱落。根据表层部的晶粒的平均长径比，发生破裂、脱落的容易程度不同，因此可以认为表层部的晶粒的平均长径比影响铁损的不均。即使在截面组织观察中，也可确认到在表层部与内层部的边界部发生了破裂。可以推测这样的缺陷在表层部的晶粒的平均长径比极小的试样或极大的试样中很明显，相反，对于表层部的晶粒的平均长径比为一定范围内的试样而言，在剪切时不容易产生缺陷，将铁损的不均也抑制得很小。另外，详细地进行了组织观察，结果是可以确认到如下倾向：在表层部的晶粒的平均长径比小的情况下、即在表层部的晶粒为沿板厚方向细长伸展的形态的情况下，容易以表层部的晶界、粒径为起点产生破裂；另外，在表层部的晶粒的平均长径比大的情况下、即在表层部的晶粒为沿与表面平行的方向细长伸展的形态的情况下，容易在表层部与内层部的边界部产生破裂。这些缺陷明显的试样显示出很大的铁损。
本发明是基于以上见解而完成的，以下为其主旨。
[1]一种电磁钢板，其具有：以钢板的板厚中心为对称面、且从钢板表面沿板厚深度方向从高Si浓度连续变化至低Si浓度的表层部；Si浓度不连续地变化的边界部；以及，Si浓度实质上不沿板厚方向变化的包含板厚中心的内层部，
所述电磁钢板具有在所述表层部成为面内拉伸应力、在所述内层部成为面内压缩应力的应力分布，
所述表层部的晶粒的平均长径比：板面平行方向相对于板面垂直方向(深度方向)的尺寸比为0.7以上且4.0以下，
其中，所述平均长径比为50个以上的晶粒的长径比的平均值，在表层部的晶粒超过边界部而到达内层部的情况下，测量晶粒在包括内层部在内的板面垂直方向(深度方向)上的尺寸。
[2]根据上述[1]所记载的电磁钢板，其中，所述表层部的厚度为板厚的10～40％的范围。
[3]根据上述[1]或[2]所记载的电磁钢板，其中，以质量％计，所述表层部的平均Si浓度为2.5～6.5％，所述内层部的平均Si浓度为2.0％以下。
[4]根据上述[1]～[3]中任一项所记载的电磁钢板，其中，在所述表层部，沿与板面平行的方向具有50～200MPa的拉伸应力，在所述内层部，沿与板面平行的方向具有50～200MPa的压缩应力。
[5]根据上述[1]～[4]中任一项所记载的电磁钢板，其中，板厚为0.03～0.5mm。
[6]一种电磁钢板的制造方法，该方法包括：
在非氧化气体氛围中，对钢板加热至1100～1250℃，形成奥氏体相，
接着，在包含10mol％以上且低于45mol％的四氯化硅的非氧化气体氛围中，于1100～1250℃的温度下，使Si从钢板表面渗透，将钢板表层变成铁素体相，
接着，在内层部残留有奥氏体相的状态下，于不含Si的非氧化气体氛围中，在1100～1250℃的温度下保持一定时间，直至作为铁素体相的表层部相对于板厚达到10～40％的厚度，
接着，以5～30℃/秒的平均冷却速度冷却至400℃，
所述钢板以质量％计具有以下成分组成：
C：0.020％以下、Si：0.15～2.0％、Mn：0.05～2.00％、P：0.1％以下、S：0.01％以下、Al：0.1％以下、N：0.01％以下，且余量由Fe及不可避免的杂质构成。
需要说明的是，在本说明书中，表示钢的成分的％只要没有特别说明，就是指质量％。
发明的效果
根据本发明，可以得到饱和磁通密度高且高频铁损低的电磁钢板。根据本发明，能够在获得不均小且稳定的特性的同时得到饱和磁通密度高且高频铁损低的电磁钢板，因此可以提供对高频变压器等的小型化有利的铁芯材料。
因此，本发明的钢板能够适用于电力电子用的高频变压器、电抗器、电动机的铁芯材料。
附图说明
图1是示出Si梯度钢板的基本结构的图。
图2是示出表层部的晶粒的平均长径比b/a与铁损的关系的图。
图3是示出表层部的晶粒的长径比b/a的图。
具体实施方式
以下，对本发明详细地进行说明。
首先，对钢板的基本结构的限定原因进行说明。
本发明的电磁钢板是通过将低Si浓度的钢板加热至高温奥氏体相，通过渗硅处理/扩散处理使表层为高Si浓度，进一步使表层相变成铁素体相，且在内层残留有低Si浓度的奥氏体相的状态下进行冷却而得到的Si梯度钢板，其具有：以钢板的板厚中心为对称面、且从钢板表面沿板厚深度方向从高Si浓度连续变化至低Si浓度的表层部；Si浓度不连续地变化的边界部；以及，Si浓度实质上不沿板厚方向变化的包含板厚中心的内层部。通过形成这样的结构，可实现兼顾高饱和磁通密度和高频低铁损。需要说明的是，Si浓度实质上不沿板厚方向变化的包含板厚中心的内层部是指，位于比边界部靠近板厚方向的中央部、且从一个边界部至另一边界部之间的Si的最大浓度与最小浓度之差低于±0.1％的分布区域。Si浓度不连续地变化的边界部是指，在板厚±1μm以内的范围内Si浓度差为0.2％以上、且表层部的最低Si浓度与内层部的最高Si浓度不连续地出现的分布区域。另外，本发明的电磁钢板具有在表层部成为面内拉伸应力、在内层部成为面内压缩应力的应力分布，通过利用该应力分布，可实现涡流损耗降低，高频铁损降低。
如上所述，本发明的电磁钢板形成了以钢板的板厚中心为对称面的Si浓度分布。在钢板表面背面的Si浓度分布为非对称的情况下，不仅钢板产生很大的翘曲，导致形状不良，而且在钢板表层部成为面内拉伸应力、在内层部成为面内压缩应力这样的Si梯度钢板特有的应力分布相对于板厚中心面为非对称，涡流损耗降低效果变差。另外，从板形状、高频铁损降低的观点考虑，钢板表面背面的Si浓度差越小越好，优选为0.2％以下。
另外，如上所述，在本发明的电磁钢板、即通过奥氏体相中的渗硅处理而得到的Si梯度钢板中，存在γ/α相变所引起的不连续的Si浓度分布区域、即Si浓度不连续地变化的边界部(Si浓度间隙)。该边界部是在板厚方向上的每1μm为0.1％以上的Si浓度差(0.1％/μm以上的浓度梯度)、即在板厚±1μm以内的范围内Si浓度差为0.2％以上的部分。
可以认为，存在于表层部与内层部的边界部的该Si浓度间隙对于为了使磁通量集中于表层部而实现涡流损耗降低是适合的。但是，在该边界部中应力分布急剧地变化，因此，在受到剪切加工等冲击性的力的情况下，还存在界面处容易破裂的风险。这样的破裂停留于小范围而不发展至整个板，因此，材料本身并未破坏，但表现出磁特性、特别是铁损的不均。作为实用材料考虑时，在表层部与内层部的界面部具有不连续的Si分布且具有急剧的应力分布的Si梯度钢板的特性稳定化可以认为是一个课题。
对于上述课题，在本发明中，通过限定表层部的晶粒的平均长径比：板面平行方向相对于板面垂直方向(深度方向)的尺寸比来解决。通过将表层部的晶粒的平均长径比设为0.7以上且4.0以下，抑制铁损的不均，实现特性稳定化。
表层部的晶粒的平均长径比：板面平行方向相对于板面垂直方向(深度方向)的尺寸比为0.7以上且4.0以下
如上所述，发明人等进行了深入研究，结果发现，在Si梯度钢板中，表层部的晶粒的平均长径比b/a是极其重要的因素。在b/a低于0.7的情况下，由于剪切加工而在表层部的晶粒的晶界发生破裂、发生脱落，铁损的不均变得明显。另一方面，在b/a超过4.0的情况下，在进行剪切加工时，容易在表层部与内层部的边界部发生破裂，仍然会使铁损的不均变得明显。在b/a为0.7以上且4.0以下的情况下，这样的破裂基本上消失，也能够将铁损的不均抑制得极小。
需要说明的是，上述平均长径比是50个以上的晶粒的长径比的平均值，在表层部的晶粒超过边界部而到达内层部的情况下，测量晶粒在包括内层部在内的板面垂直方向(深度方向)上的尺寸。
关于表层部及内层部的集合组织，结晶取向可以是无规的，也可以是高度集中于特定面、特定位向的组织，没有特别限定。但是，在表层部和内层部的Si浓度分布可明确分开的本发明的电磁钢板中，在实施剪切等加工时，结晶取向为无规者使每个结晶的位错的移动平均化，不容易在具有高Si浓度的表层晶粒、不连续的Si浓度差的边界部发生破裂。因此，优选结晶取向为无规。
表层部的厚度为板厚的10～40％(优选条件)
在表层部的厚度低于板厚的10％的情况下，在励磁磁通密度低的阶段，表层部接近磁饱和，磁导率降低。其结果是内层部也开始磁化，因此，涡流损耗的降低效果变弱。另一方面，在表层部的厚度超过板厚的40％的情况下，从表面至板厚中心附近的深度的广泛范围被磁化，因此，形成接近Si均匀材料的磁通分布，涡流降低效果变弱。在Si梯度钢板中，为了有效地降低涡流损耗，使磁通量集中于表层的一定区域是非常重要的。由此，表层部的厚度优选为板厚的10％以上且40％以下，更优选为20％以上且35％以下。
表层部的平均Si浓度为2.5～6.5％(优选条件)
在表层部的平均Si浓度低于2.5％的情况下，涡流降低效果小。另一方面，在超过6.5％的情况下，有时表层破裂的频率急剧增加。因此，表层部的平均Si浓度优选为2.5～6.5％。
内层部的平均Si浓度为2.0％以下(优选条件)
在平均Si浓度超过2.0％的情况下，难以在表层部与内层部的边界形成不连续的Si浓度分布(边界部)，无法得到足够的涡流损耗降低效果。因此，内层部的平均Si浓度优选为2.0％以下。另一方面，在内层部的平均Si浓度低于0.15％的情况下，即使调整渗硅处理条件、扩散处理条件，使表层部的晶粒沿板厚方向细长地生长，表层部的晶粒的平均长径比b/a也容易低于0.7，容易在表层产生破裂。因此，内层部的平均Si浓度优选为0.15％以上。
边界部的Si浓度差为0.4％以上(优选条件)
在将表层部和内层部分开的边界部在板厚±1μm以内范围的Si浓度差为0.4％以上的情况下，与使Si浓度分布完全均匀化的情况相比，可获得10％以上的涡流损耗降低效果。另一方面，在边界部的Si浓度差低于0.4％的情况下，内层部也容易被磁化，磁通量向表层部的集中的效果变弱，因此有时无法获得足够的涡流损耗降低效果。因此，边界部的Si浓度差优选为0.4％以上。这里，边界部中的Si的最小浓度相当于内层部的浓度，最大的浓度相当于在进行了渗硅处理/扩散处理的温度区域中，可成为表层部(α相)的最低的Si浓度。
表层部：沿与板面平行的方向为50～200MPa的拉伸应力，内层部：沿与板面平行的方向为50～200MPa的压缩应力(优选条件)
在本发明中，通过形成在表层部为拉伸应力、在内层部为压缩应力的应力分布，实现涡流损耗的降低。与相同板厚且平均Si浓度相同的Si均匀钢板相比，为了实现明确的涡流损耗降低(10％以上)，优选表层部的拉伸应力为50MPa以上、内层部的压缩应力为50MPa以上。另一方面，在表层部的拉伸应力超过200Mpa、内层部的压缩应力超过200MPa的情况下，即使将表层部的晶粒的长径比设为本发明范围内，剪切时的破裂也明显，存在铁损的不均增大的隐患。因此，优选表层部的拉伸应力为50～200Mpa、内层部的压缩应力为50～200MPa的范围。需要说明的是，这些内部应力值是对实质上没有板翘曲的Si梯度钢板除去仅从一个表面至板厚中心部时，根据观察的板翘曲的曲率半径而求得的值。
板厚为0.03～0.5mm(优选条件)
越减薄板厚，越能够降低涡流损耗。但是，可以预想到低于0.03mm时，不仅轧制的制造成本增加，而且对芯材料的加工/组装操作也带来很大负担。另一方面，在板厚超过0.5mm的情况下，从钢板表面的渗硅处理及用于Si分布优化的扩散处理花费时间。另外，即使在加工芯时，在板厚超过0.5mm的情况下，容易在剪切面发生破裂，存在特性的不均增大的隐患。因此，板厚优选为0.03～0.5mm。
以上的本发明的电磁钢板能够通过以下方式进行制造：在非氧化气体氛围中，对钢板加热至1100～1250℃，形成奥氏体相，接着，在包含10mol％以上且低于45mol％的四氯化硅的非氧化气体氛围中，于1100～1250℃的温度下，使Si从钢板表面渗透，将钢板表层变成铁素体相，接着，在内层部残留有奥氏体相的状态下，于不含Si的非氧化气体氛围中，在1100～1250℃的温度下保持一定时间，直至作为铁素体相的表层部相对于板厚达到10～40％的厚度，接着，以5～30℃/秒的平均冷却速度冷却至400℃，所述钢板以质量％计具有以下成分组成：C：0.020％以下、Si：0.15～2.0％、Mn：0.05～2.00％、P：0.1％以下、S：0.01％以下、Al：0.1％以下、N：0.01％以下，且余量由Fe及不可避免的杂质构成。
以下，对渗硅处理前的原材料成分的限定原因进行说明。
C：0.020％以下
为了提高软磁特性，优选原材料的C(碳)浓度较低。在超过0.020％的情况下，在渗硅处理/扩散处理后的冷却时，容易在Si浓度低的内层部形成珠光体组织、贝氏体组织、马氏体组织，这些组织增加钢板的顽磁力，增大磁滞损耗。因此，原材料C浓度设为0.020％以下。需要说明的是，C浓度的下限没有特别限定，但与极低碳钢的情况一样，钢中的固溶C浓度极低时，容易发生晶界破裂。因此，优选为0.0005～0.020％。
Si：0.15～2.0％
在原材料的Si(硅)浓度低于0.15％的情况下，在渗硅处理/扩散处理时，容易产生沿板厚方向细长地伸展的长径比低于0.7的表层晶粒。这导致剪切加工时频繁破裂、铁损不均增大。另一方面，在原材料Si浓度超过2.0％的情况下，难以在表层部与内层部的边界形成不连续的Si浓度分布(边界部)，无法获得足够的涡流损耗降低效果。
因此，原材料Si浓度设为0.15～2.0％。
Mn：0.05～2.00％
Mn(锰)是对钢的韧性改善有效的元素。在钢中与S结合而以MnS的形式析出。在原材料的Mn浓度低于0.05％的情况下，S发生晶界偏析，容易在高Si浓度的表层部的晶粒发生晶界破裂。另外，Mn也是使奥氏体相稳定化的元素。在原材料Mn浓度超过2.00％的情况下，在进行渗硅处理/扩散处理后的冷却过程中，内层部从奥氏体相变成铁素体时，容易在内层部残留很大的相变应变。该相变应变会扰乱Si梯度钢板的应力分布，因此涡流降低效果受到抑制。因此，原材料Mn浓度设为0.05～2.00％。
P：0.1％以下
P(磷)是对钢的强度提高有效的元素，但另一方面也是促进脆化的元素。另外，还具有在相变的界面偏析的倾向。在为0.1％以下时，实质上表层部的晶界破裂、边界部的破裂不会变得明显。因此，原材料P浓度设为0.1％以下。
S：0.01％以下
S(硫)是容易偏析于晶界的元素，为了防止脆化，优选浓度较低。在为0.01％以下时，实质上破裂不会变得明显。因此，原材料S浓度设为0.01％以下。
Al：0.1％以下
Al(铝)与Si同样地是使钢的电阻率增加的元素，在电磁钢板中，多与Si复合添加。另一方面，Si是缩小Fe结晶的晶格间距离的元素，与此相对，Al是相反扩大Fe结晶的晶格间距离的元素。在Si梯度钢板中，添加Al在缓和通过添加Si而得到的适于涡流降低的应力分布的方向发挥作用，因此不优选。但是，为0.1％以下时，不会产生不良影响。因此，原材料Al浓度设为0.1％以下。Al浓度的下限没有特别限定，但在限制为低于0.002％的情况下，容易形成各种粒径混合存在的组织，有时使铁损变差。另外，上限也没有特别限定，从加工的观点考虑，设为0.01％以下是有利的。因此，优选为0.002～0.01％。
N：0.01％以下
在含有超过0.01％的N(氮)的情况下，导致铁损的增大。因此，设为0.01％以下。
余量为Fe及不可避免的杂质。
接着，对优选的制造方法进行说明。
对包含上述成分组成的钢坯进行加热，实施热轧，反复进行冷轧或其间夹有1次或2次以上的中间退火的冷轧，制成给定板厚的钢板。可以根据需要实施最终退火。然后，在非氧化气体氛围中对所述钢板加热至1100～1250℃，形成奥氏体相，接着，在包含10mol％以上且低于45mol％的四氯化硅的非氧化气体氛围中，于1100～1250℃的温度下，使Si从钢板表面渗透，将钢板表层(至板厚的5～40％的深度)变成铁素体相，接着，在内层部残留有奥氏体相的状态下，于不含Si的非氧化气体氛围中，以1100～1250℃的温度下保持一定时间，直至作为铁素体相的表层达到板厚的10～40％的厚度，接着，以5～30℃/秒的平均冷却速度冷却至400℃。
如上所述，对高温的处于奥氏体相的状态的钢板实施渗硅处理/扩散处理，仅使表层部成为高Si的铁素体相，内层部处于残留有奥氏体相的状态，在冷却至室温的过程中，内层部也相变成铁素体相。通过经由这样的工艺，可得到如下电磁钢板，其具有：以钢板的板厚中心为对称、且从钢板表面沿板厚深度方向从高Si浓度连续变化至低Si浓度的表层部；Si浓度不连续地变化的边界部；以及，Si浓度实质上不沿板厚方向变化的包含板厚中心的内层部。
渗硅处理条件是为了得到本发明的电磁钢板的重要要素之一。作为使Si渗透(渗硅)的方法，可以是目前公知的方法，也可举出气相渗硅法、液相渗硅法、固相渗硅法等。另外，此时使用的Si系的气体没有特别限定。例如优选为选自四氯化硅、三氯硅烷、二氯硅烷、甲硅烷、乙硅烷中1种或2种以上的气体。这里，通过在非氧化气体氛围中加热钢板并使用四氯化硅气体进行的气相渗硅法进行说明。
在气相渗硅法中，通过调整氮、氩这样的非氧化气体氛围中的四氯化硅气体浓度、反应温度、反应时间，而且调整接下来的不含四氯化硅气体的非氧化气体氛围中的扩散温度、扩散时间，从而能够控制对钢板的添加Si的量、Si浓度分布。为了在短时间将给定的Si量添加于钢板，优选在高温且高浓度的四氯化硅条件下进行制造，为了精度良好地调整Si添加量、Si浓度分布，优选在低温且低Si浓度的四氯化硅条件下进行制造。
在奥氏体相的高温区域中进行渗硅处理的本发明中，通过调整渗硅处理条件、扩散处理条件，可改变表层部的晶粒的形态。例如，以往，从渗硅处理的效率的观点考虑，非氧化气体氛围中的四氯化硅浓度为50～75mol％左右。但是，在这样提高四氯化硅浓度时，渗硅速度增加，相变成铁素体相的表层晶粒沿板厚方向生长，容易成为长径比b/a小的形态。在以超过45mol％的四氯化硅浓度进行了渗硅处理的情况下，容易形成表层部的晶粒的平均长径比b/a低于0.7的表层晶粒。反之，在降低四氯化硅浓度时，表层晶粒沿与板面平行的方向生长，容易成为长径比大的形态。在以低于10mol％的四氯化硅浓度进行了渗硅处理的情况下，容易形成表层部的晶粒的平均长径比b/a超过4.0的表层晶粒。因此，将Si梯度钢板的表层晶粒的长径比b/a设为0.7以上且4.0以下，为了抑制剪切加工时产生缺陷、将铁损不均抑制得很小，四氯化硅浓度设为10mol％以上且低于45mol％。
在以低于1100℃进行渗硅处理时，无法对表层部赋予足够的拉伸应力，涡流的降低效果受到限制。另一方面，在以超过1250℃的温度进行渗硅处理时，在表层部的Si浓度最高的部分产生液相，成为钢板发生断裂、褶皱、翘曲的原因。因此，渗硅处理的温度设为1100～1250℃的范围。
在渗硅处理后，进行在1100～1250℃下、于不含Si的非氧化气体氛围中保持一定时间直至作为铁素体相的表层部达到给定厚度的扩散处理。即，扩散处理进行至作为铁素体相的表层部的厚度达到板厚的10～40％。
渗硅处理/扩散处理后的冷却以5～30℃/秒的平均冷却速度进行至400℃。在低于5℃/秒的情况下，内部应力松弛，无法获得足够的涡流损耗降低效果。另一方面，在以超过30℃/秒的速度进行了快速冷却的情况下，钢板内层部成为在各种方向上导入了应变的组织，软磁特性大幅变差。因此，为了获得良好的直流磁特性，需要至少将平均冷却速度设为5～30℃/秒的范围冷却至400℃。
实施例1
以下，通过实施例对本发明进行详细说明。
将含有表1所示的成分、且余量由Fe及不可避免的杂质构成的钢块加热至1100℃，实施热轧直至板厚为2.3mm，然后，通过冷轧轧制至板厚为0.2mm。从该冷轧板上切取宽度50mm×长度150mm的渗硅处理用的试验片。接着，将试验片在氩气氛围中从室温区域输送至产生奥氏体相的1100～1225℃的温度区域，并进行加热，接着，将以体积比计含有8～66％的四氯化硅的氩气通入炉内，在与上述相同的温度下进行了1～6分钟的渗硅处理。然后，切换成不含四氯化硅而仅含氩的非氧化气体氛围，在1100～1250℃的温度区域进行了2～30分钟的扩散处理。这里，渗硅量、即钢板中的Si添加量通过气体氛围中的四氯化硅浓度和处理时间进行调整。另外，通过来自表面的Si扩散从奥氏体相相变成铁素体相的表层部的厚度通过渗硅处理及扩散处理的时间进行调整，随后利用EPMA(电子射线显微分析仪)确认了钢板截面的Si浓度分布。按照每个实验编号，在相同的处理条件下各制作12片相同形态的试样。
结束了渗硅处理及扩散处理的试样随后在氮气氛围中输送至室温区域，由此，以平均冷却速度15℃/秒冷却至400℃以下，在到达100℃以下时取出。通过处理前后的质量变化，确认了在相同的条件下制作的试样的渗硅量相同。
在各个实验编号的试样各12片中，将1片再次在氩气氛围中进行加热，在900℃的铁素体相区域进行追加热处理，直至板厚方向Si分布达到均匀。
另外，对于1片用密封条包覆板表面的一面，通过使用了氢氟酸的化学抛光除去从相反侧的表面至板厚中心，根据翘曲形态确认了产生的在表层部成为拉伸应力、在内层部成为压缩应力的应力分布。
剩余10片试样利用薄板专用的精密剪切机，适当保持刀片的间隙，然后从板宽的两端各剪切10mm，切取宽度30mm的磁特性评价用单板试样。磁测定使用能够对宽度30mm×长度100mm的试样进行励磁并进行磁性评价的单板试验框，通过根据JIS C2550的方法(爱泼斯坦试验方法)测定了铁损(W1/10k)。
另外，利用微观组织研究用的高速旋转刀具切断测定后的试样，进行了利用光学显微镜的组织观察、利用EPMA的板厚方向的Si浓度分布调查。
由此，测量了内层部的平均Si浓度、钢板表面的Si浓度、表层部的平均Si浓度、表层部厚度相对于板厚之比、表层部的晶粒的平均长径比、边界部的Si浓度差、饱和磁通密度Bs、以磁通密度0.1T、10kHz进行了励磁时的高频铁损W1/10k的平均值m、其标准偏差σ、以及变动系数σ/m。另外，测定将Si浓度均匀化而成的试样(Si均匀材料)的铁损W1/10k，对于每个实验编号计算出上述测定的Si倾斜材料的铁损平均值相对于Si均匀材料的铁损之比。将得到的结果示于表2。
根据表2可知，对于表层部的晶粒的平均长径比为0.7以上且4.0以下的本发明例而言，高频的铁损均低，铁损的变动系数小，为2.4～5.5％，抑制了铁损的不均。
另一方面可知，对于表层部的晶粒的平均长径比低于0.7或大于4.0的比较例而言，变动系数超过了10％，铁损的不均增大。
另外，其它试样的铁损平均值相对于将Si浓度均匀化而成的试样的铁损值之比为0.9以下。这表明，与将Si浓度进行了均匀化的情况相比，赋予Si浓度分布、形成了在表层部成为拉伸应力、在内层部成为压缩应力的应力分布的本发明例为低铁损。
实施例2
将含有表3所示的成分、且余量由Fe及不可避免的杂质构成的钢块加热至1100℃，实施热轧直至板厚为2.3mm，然后，通过冷轧轧制至板厚为0.5～0.08mm。从该冷轧板上切取宽度50mm×长度150mm的渗硅处理用的试验片。接着，将试验片在氩气氛围中从室温区域输送至产生奥氏体相的1200℃的温度区域，并进行加热，接着，将以体积比含有8～57％的四氯化硅的氩气通入炉内，在与上述相同的温度下进行了1～10分钟的渗硅处理。然后，切换成不含四氯化硅而仅含氩的非氧化气体氛围，在1200℃的温度区域进行了2～40分钟的扩散处理。这里，渗硅量、即钢板中的Si添加量通过气体氛围中的四氯化硅浓度和处理时间进行调整。另外，通过来自表面的Si扩散从奥氏体相相变成铁素体相的表层部的厚度通过渗硅处理及扩散处理的时间进行调整，随后利用EPMA(电子射线显微分析仪)确认了钢板截面的Si浓度分布。各制作11片相同形态的试样。
将结束了以上处理的试样在氮气氛围中输送至室温区域，由此，以冷却速度15℃/秒冷却至400℃以下，在冷却至100℃以下时取出。通过处理前后的质量变化，确认了在各条件下制作的试样的渗硅量相同。
在各个实验编号的试样各11片中，对于1片用密封条包覆板表面的一面，通过使用了氢氟酸的化学抛光除去从相反侧的表面至板厚中心，根据翘曲形态确认了产生的在表层部成为拉伸应力、在内层部成为压缩应力的应力分布。
剩余10片试样利用薄板专用的精密剪切机，适当保持刀片的间隙，然后从板宽的两端各剪切10mm，切取宽度30mm的磁特性评价用单板试样。磁测定使用能够对宽度30mm×长度100mm的试样进行励磁并进行磁性评价的单板试验框，通过根据JIS C2550的方法(爱泼斯坦试验方法)测定了铁损(W1/10k)。
另外，利用微观组织研究用的高速旋转刀具切断测定后的试样，进行了利用光学显微镜的组织观察、利用EPMA的板厚方向的Si浓度分布调查。
由此，测量了钢板表面的Si浓度、表层部的平均Si浓度、表层部厚度相对于板厚之比、表层部的晶粒的平均长径比、边界部的Si浓度差、以磁通密度0.1T、10kHz进行了励磁时的高频铁损W1/10k的平均值m、其标准偏差σ、以及变动系数σ/m。将得到的结果示于表4。
根据表4可知，对于将表层部的晶粒的长径比设为0.7以上且4.0以下的本发明例而言，高频的铁损均低，铁损的变动系数小，为5％左右，铁损的不均小，与此相对，对于表层晶粒的长径比低于0.7或大于4.0的比较例而言，产生了铁损的变动系数超过10％的很大的不均。
实施例3
将含有表5所示的成分、且余量由Fe及不可避免的杂质构成的钢块加热至1100℃，实施热轧直至板厚为2.3mm，然后，通过冷轧轧制至板厚为0.2mm。从该冷轧板切取宽度50mm×长度150mm的渗硅处理用的试验片。接着，将试验片在氩气氛围中从室温区域输送至产生奥氏体相的1100～1250℃的温度区域，并进行加热，接着，将以体积比含有10～30％的四氯化硅的氩气通入炉内，在与上述相同的温度下进行了1～6分钟的渗硅处理。然后，切换成不含四氯化硅而仅含氩的非氧化气体氛围，在1100～1250℃的温度区域中进行了2～30分钟的扩散处理。这里，渗硅量、即钢板中的Si添加量通过气体氛围中的四氯化硅浓度和处理时间进行调整。另外，通过来自表面的Si扩散从奥氏体相相变成铁素体相的表层部的厚度通过渗硅处理及扩散处理的时间进行调整，随后利用EPMA(电子射线显微分析仪)确认了钢板截面的Si浓度分布。各制作12片相同形态的试样。
将结束了以上处理的试样在氮气氛围中输送至室温区域，由此，以冷却速度15℃/秒冷却至400℃以下，在冷却至100℃以下时取出。通过处理前后的质量变化，确认了在各条件下制作的试样的渗硅量相同。
在各个实验编号的试样各12片中，将1片再次在氩气氛围中进行加热，在900℃的铁素体相区域进行追加热处理，直至板厚方向Si分布达到均匀。
另外，对于1片用密封条包覆板表面的一面，通过使用了氢氟酸的化学抛光除去从相反侧的表面至板厚中心，根据翘曲形态确认了产生的在表层部成为拉伸应力、在内层部成为压缩应力的应力分布。
剩余10片试样利用薄板专用的精密剪切机，适当保持刀片的间隙，然后从板宽的两端各剪切10mm，切取宽度30mm的磁特性评价用单板试样。磁测定使用能够对宽度30mm×长度100mm的试样进行励磁并进行磁性评价的单板试验框，通过根据JIS C2550的方法(爱泼斯坦试验方法)测定了铁损(W1/10k)。
另外，利用微观组织研究用的高速旋转刀具切断测定后的试样，进行了利用光学显微镜的组织观察、利用EPMA的板厚方向的Si浓度分布调查。
由此，测量了内层部的平均Si浓度、钢板表面的Si浓度、表层部的平均Si浓度、表层部厚度相对于板厚之比、表层部的晶粒的平均长径比、边界部的Si浓度差、饱和磁通密度Bs、以磁通密度0.1T、10kHz进行了励磁时的高频铁损W1/10k的平均值m、其标准偏差σ、以及变动系数σ/m。另外，测定将Si浓度均匀化而成的试样(Si均匀材料)的铁损W1/10k，对于每个实验编号计算出上述测定的Si倾斜材料的铁损平均值相对于Si均匀材料的铁损之比。将得到的结果示于表6。
作为优选条件的表层部厚度相对于板厚之比ds/d0低于10％或大于40％的试样虽然铁损降低，但与ds/d0为10～40％的试样相比，其效果小。另一方面，对于边界部的Si浓度差为0.1％的试样而言，铁损相对于Si均匀化而成的试样接近于1，赋予了Si浓度分布而带来的低铁损化基本上消失。
可知，对于ds/d0为10％以上且40％以下、边界部的Si浓度差为0.2％以上、且表层部的晶粒的平均长径比为0.7以上且4.0以下的本发明例而言，与将Si浓度均匀化的情况相比，达到了10％以上的低铁损化，铁损的不均也抑制得很小，变动系数为低于10％。

Claims (6)

1.一种电磁钢板，其具有：以钢板的板厚中心为对称面、且从钢板表面沿板厚深度方向从高Si浓度连续变化至低Si浓度的表层部；Si浓度不连续地变化的边界部；以及，Si浓度实质上不沿板厚方向变化的包含板厚中心的内层部，
所述电磁钢板具有在所述表层部成为面内拉伸应力、在所述内层部成为面内压缩应力的应力分布，
所述表层部的晶粒的平均长径比：板面平行方向相对于板面垂直方向(深度方向)的尺寸比为0.7以上且4.0以下，
其中，所述平均长径比为50个以上的晶粒的长径比的平均值，在表层部的晶粒超过边界部而到达内层部的情况下，测量晶粒在包括内层部在内的板面垂直方向(深度方向)上的尺寸。
2.根据权利要求1所述的电磁钢板，其中，所述表层部的厚度为板厚的10～40％的范围。
3.根据权利要求1或2所述的电磁钢板，其中，以质量％计，所述表层部的平均Si浓度为2.5～6.5％，所述内层部的平均Si浓度为2.0％以下。
4.根据权利要求1～3中任一项所述的电磁钢板，其中，在所述表层部，沿与板面平行的方向具有50～200MPa的拉伸应力，在所述内层部，沿与板面平行的方向具有50～200MPa的压缩应力。
5.根据权利要求1～4中任一项所述的电磁钢板，其板厚为0.03～0.5mm。
6.一种电磁钢板的制造方法，该方法包括：
在非氧化气体氛围中，对钢板加热至1100～1250℃，形成奥氏体相，
接着，在包含10mol％以上且低于45mol％的四氯化硅的非氧化气体氛围中，于1100～1250℃的温度下，使Si从钢板表面渗透，将钢板表层变成铁素体相，
接着，在内层部残留有奥氏体相的状态下，于不含Si的非氧化气体氛围中，在1100～1250℃的温度下保持一定时间，直至作为铁素体相的表层部相对于板厚达到10～40％的厚度，
接着，以5～30℃/秒的平均冷却速度冷却至400℃，
所述钢板以质量％计具有以下成分组成：
C：0.020％以下、Si：0.15～2.0％、Mn：0.05～2.00％、P：0.1％以下、S：0.01％以下、Al：0.1％以下、N：0.01％以下，且余量由Fe及不可避免的杂质构成。
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