CN111868280A

CN111868280A - 无取向电磁钢板

Info

Publication number: CN111868280A
Application number: CN201980019298.1A
Authority: CN
Inventors: 村川铁州; 藤村浩志; 鹿野智
Original assignee: Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2018-03-26
Filing date: 2019-03-25
Publication date: 2020-10-30
Anticipated expiration: 2039-03-25
Also published as: PL3783126T3; BR112020014943A2; KR20200118194A; US11111567B2; EP3783126A4; EP3783126A1; WO2019188940A1; EP3783126B1; CN111868280B; JPWO2019188940A1; TW201940714A; KR102452923B1; JP7028313B2; TWI697570B; US20210108296A1

Abstract

一种无取向电磁钢板，其特征在于，具有下述所示的化学组成：C：0.0030％以下；Si：2.00％～4.00％；Al：0.01％～3.00％；Mn：0.10％～2.00％；P：0.005％～0.200％；S：0.0030％以下；Cu：超过1.0％且3.0％以下；Ni：0.10％～3.0％；一种以上粗大析出物生成元素：总计为超过0.0005％且0.0100％以下；将Si含量的质量％设定为[Si]，将Al含量的质量％设定为[Al]，将Mn含量的质量％设定为[Mn]时，参数Q(Q＝[Si]+2[Al]‑[Mn])：2.00以上；Sn：0.00％～0.40％；Cr：0.0％～10.0％；且剩余部分：Fe及杂质，具有小于100nm的直径的Cu单质的颗粒每10μm²中为5个以上，{100}晶体取向强度为2.4以上，厚度为0.10mm～0.60mm，平均结晶粒径为70μm～200μm。

Description

无取向电磁钢板

技术领域

本发明涉及无取向电磁钢板。

本申请基于2018年3月26日在日本提交的特愿2018-058264号，主张优先权，将其内容援引至此。

背景技术

无取向电磁钢板例如被用于电机的铁心。对于无取向电磁钢板，在平行于其板面的所有方向(以下，有时称为“板面内的全体方向”)上要求优异的磁特性，例如低铁损及高磁通密度。特别是在HEV(Hybrid Electric Vehicle：混合电动汽车)用电机中使用的无取向电磁钢板在接近1万rpm的超高速旋转中要求良好的性能。

一方面要求在该转速下，具有耐受离心力的强度，高频铁损优异、且磁通密度高的材料，另一方面还要求材料的延展性以在加工时不会产生凹口。

[现有技术文献]

[专利文献]

专利文献1：日本国特开平03-126845号公报

专利文献2：日本国特开2006-124809号公报

专利文献3：日本国特开昭61-231120号公报

专利文献4：日本国特开2004-197217号公报

专利文献5：日本国特开平05-140648号公报

专利文献6：日本国特开2008-132534号公报

专利文献7：日本国特开2004-323972号公报

专利文献8：日本国特开昭62-240714号公报

专利文献9：日本国特开2011-157603号公报

专利文献10：日本国特开2008-127659号公报

发明内容

[发明要解决的技术问题]

本发明的目的在于提供一种磁特性优异、且强度及延展性均优异的无取向电磁钢板。

[用于解决技术问题的方法]

本发明的发明者们为了解决上述课题而进行了深入研究。其结果是，弄清楚了：使化学组成、厚度及平均结晶粒径适宜是重要的。还弄清楚了：对于这样的无取向电磁钢板的制造，得到热轧钢带等的向冷轧提供的钢带时，控制钢液的铸造或急速凝固中的柱状晶率及平均结晶粒径，控制冷轧的压下率，控制最终退火时的通板张力及冷却速度。

本发明的发明者们基于这样的见解而进一步反复深入研究，最终想到了以下所示的发明的各方案。

(1)本发明的一方案的无取向电磁钢板，其特征在于，具有下述所示的化学组成：以质量％计，

C：0.0030％以下；

Si：2.00％～4.00％；

Al：0.01％～3.00％；

Mn：0.10％～2.00％；

P：0.005％～0.200％；

S：0.0030％以下；

Cu：超过1.0％且3.0％以下；

Ni：0.10％～3.0％；

从由Mg、Ca、Sr、Ba、Ce、La、Nd、Pr、Zn及Cd构成的组中选择的一种以上：总计为超过0.0005％且0.0100％以下；

将Si含量的质量％设定为[Si]，将Al含量的质量％设定为[Al]，将Mn含量的质量％设定为[Mn]时，以式1表示的参数Q：2.00以上；

Sn：0.00％～0.40％；

Cr：0.0％～10.0％；且

剩余部分：Fe及杂质，

具有小于100nm的直径的Cu单质的颗粒在每10μm²为5个以上，

{100}晶体取向强度为2.4以上，

厚度为0.10mm～0.60mm，

平均结晶粒径为70μm～200μm，

Q＝[Si]+2[Al]-[Mn](式1)。

(2)也可以是，如上述(1)所述的无取向电磁钢板，

在所述化学组成中，满足

Sn：0.02％～0.40％。

(3)也可以是，如上述(1)或(2)所述的无取向电磁钢板，在所述化学组成中，满足

Cr：0.2％～10.0％。

[发明效果]

根据本发明，由于化学组成、厚度及平均结晶粒径适宜，可以提供一种磁特性优异、且强度及延展性均优异的无取向电磁钢板。

附图说明

图1是示出Cu含量为1.5％时的Ni含量与EL的关系的图。

图2是示出Cu含量为0.1％时的Ni含量与EL的关系的图。

具体实施方式

下面，针对本发明的实施方式进行详细说明。无需说明的是，本发明的解释并不限定于以下的实施方式。

首先，针对本发明的实施方式的无取向电磁钢板及其制造中使用的钢液的化学组成进行说明。详细将后述，但本发明的实施方式的无取向电磁钢板经过钢液的铸造及热轧或钢液的急速凝固、冷轧、以及最终退火等而制造。因此，无取向电磁钢板及钢液的化学组成不仅考虑无取向电磁钢板的特性，还考虑这些处理。

在下文的说明中，无取向电磁钢板或钢液所包含的各元素的含量的单位即“％”，只要没有特别说明则表示“质量％”。

另外，对于下述的数值限定范围，在该范围中包含下限值及上限值。表示“超过”或“小于”的数值，数值范围中不包含该值。与各元素的含量相关的“％”表示“质量％”。

本实施方式的无取向电磁钢板具有如下表示的化学组成：C：0.0030％以下；Si：2.00％～4.00％；Al：0.01％～3.00％；Mn：0.10％～2.00％；P：0.005％～0.200％；S：0.0030％以下；Cu：超过1.0％且3.0％以下；Ni：0.10％～3.0％；从由Mg、Ca、Sr、Ba、Ce、La、Nd、Pr、Zn及Cd构成的组中选择的一种以上：总计为超过0.0005％且0.0100％以下；将Si含量的质量％设定为[Si]，将Al含量的质量％设定为[Al]，将Mn含量的质量％设定为[Mn]时，以式1表示的参数Q：2.00以上；Sn：0.00％～0.40％；Cr：0.0％～10.0％；且剩余部分：Fe及杂质，

Q＝[Si]+2[Al]-[Mn](式1)。

作为杂质，可例示出矿石、废料等原材料中所含的杂质、在制造工序中所含的杂质。

(C：0.0030％以下)

C会提高铁损、或引起磁时效。因此，C含量越低越好。这样的现象在C含量超过0.0030％时显著。因此，C含量为0.0030％以下。C含量降低也有助于板面内的全体方向上的磁特性的均匀提高。

C含量的上限值较优选0.0020。C含量的下限值越低越好，但并不特别限定，若考虑到从钢中除去C的成本，则期待为0.0005以上。

(Si：2.00％～4.00％)

Si会增大电阻，减少涡流损耗，降低铁损，或者会增大屈服比，提高对铁芯的冲压加工性。

Si含量小于2.00％时，不能充分地得到这些作用效果。因此，Si含量设定为2.00％以上。另一方面，Si含量超过4.00％时，磁通密度降低，由于硬度的过度上升而冲压加工性降低，难以进行冷轧。因此，Si含量设定为4.00％以下。

Si含量的下限值优选为2.30％，较优选为2.50％。Si含量的上限值优选为3.70％，较优选为3.50％。

(Al：0.01％～3.00％)

Al会增大电阻，减少涡流损耗，降低铁损。

Al也有助于提高相对于饱和磁通密度的磁通密度B50的相对大小。在此，所谓磁通密度B50，是指5000A/m的磁场中的磁通密度。Al含量小于0.01％时，不能充分地得到这些作用效果。因此，Al含量设定为0.01％以上。另一方面，Al含量超过3.00％时，磁通密度降低，或降低屈服比，降低冲压加工性。因此，Al含量设定为3.00％以下。

Al含量的下限值优选为0.10％，较优选为0.20％。Al含量的上限值优选为2.50％，较优选为2.00％。

(Mn：0.10％～2.00％)

Mn会增大电阻，减少涡流损耗，降低铁损。如果含有Mn，则一次再结晶而得到的织构容易成为与板面平行的面为{100}面的结晶(以下，有时称为“{100}结晶”)发达的织构。{100}结晶是适于板面内的全体方向上的磁特性的均匀提高的晶体。

另外，Mn含量越高，MnS的析出温度升高，析出来的MnS变得越大。因此，Mn含量越高，则阻碍最终退火中的再结晶及晶粒生长的粒径为100nm左右的微细MnS越难以析出。

Mn含量含量小于0.10％时，不能充分地得到这些作用效果。因此，Mn含量设定为0.10％以上。另一方面，Mn含量超过2.00％时，在最终退火中不能充分地使晶粒成长，铁损增大。因此，Mn含量设定为2.00％以下。

Mn含量的下限值优选为0.15％，较优选为0.20％。Mn含量的上限值优选为1.50％，较优选为1.00％。

(P：0.005％～0.200％)

P具有提高无取向电磁钢板的强度的效果。P含量小于0.005％时，不能得到提高强度的效果。另外，P含量超过0.200％时，加工性低，因此P含量设定为0.005％～0.200％。

P含量的下限值优选为0.008％，较优选为0.010％。P含量的上限值优选为0.180％，较优选为0.150％。

(S：0.0030％以下)

S不是必须元素，例如在钢中作为杂质而含有。

S通过微细MnS的析出而阻碍最终退火中的再结晶以及晶粒生长。因此，S含量越低越好。这样的阻碍再结晶以及晶粒生长的铁损的增加及磁通密度的降低在S含量超过0.0030％时显著。因此，S含量设定为0.0030％以下。

S含量的上限值优选为0.0025％，较优选为0.0020％。S含量的下限值越低越好，因此没有特别的限制，但由于与从钢中除去S的成本徒然相关，期待为0.0005以上。

(Cu：超过1.0％且3.0％以下)

Cu是为了获得高强度的无取向电磁钢板而必须的元素。

Cu含量为1.0％以下时，强度不足。另外，Cu含量超过3.0％时，韧性显著降低，容易断裂。因此，Cu含量设定为超过1.0％且3.0％以下。

Cu含量的下限值优选为1.2％，较优选为1.5％。Cu含量的上限值优选为2.5％，较优选为2.0％。

(Ni：0.10％～3.0％)

Ni是为了提高延展性而必要的元素。

详细将后述，特别是在{100}晶体取向强度为2.4以上，含有Cu超过1.0％且3.0％以下，且含有从由Mg、Ca、Sr、Ba、Ce、La、Nd、Pr、Zn及Cd构成的组中选择的一种以上超过0.0005％且0.0100％以下的情况下，通过在0.10％～3.0％的范围添加Ni，发挥提高延展性的效果。

Ni小于0.10％时得不到该效果。另一方面，Ni含量高于3.0％时，相反延展性降低。因此，Ni含量设定为0.10％～3.0％。

另外，Ni含量的下限值优选为0.15％，较优选为0.20％。Ni含量的上限值优选为2.5％，较优选为2.2％。

(从由Mg、Ca、Sr、Ba、Ce、La、Nd、Pr、Zn及Cd构成的组中选择的一种以上：总计为高于0.0005％且0.0100％以下)

Mg、Ca、Sr、Ba、Ce、La、Nd、Pr、Zn及Cd在钢液的铸造或急速凝固时与钢液中的S反应而生成硫化物或氧硫化物或者它们两者的析出物。

下面，有时将Mg、Ca、Sr、Ba、Ce、La、Nd、Pr、Zn及Cd总称为“粗大析出物生成元素”。

包含粗大析出物生成元素的析出物的粒径为1μm～2μm左右，远远大于MnS、TiN、AlN等的微细析出物的粒径(100nm左右)。因此，在晶界生成的这些微细析出物附着在粗大析出物生成元素的析出物上，变得难以阻碍最终退火中的再结晶及晶粒生长。

粗大析出物生成元素的含量总计为0.0005％以下时，不能充分地得到这些作用效果。因此，粗大析出物生成元素的含量设定为总计超过0.0005％。另一方面，粗大析出物生成元素的含量总计为超过0.0100％时，硫化物或硫氧化物或这二者的总量过剩，阻碍最终退火中的再结晶以及晶粒生长。因此，粗大析出物生成元素的含量设定为总计为0.0100％以下。

粗大析出物生成元素的含量的下限值优选为0.0010％，较优选为0.0020％。粗大析出物生成元素的含量的上限值优选为0.0090％，较优选为0.0080％。

(参数Q：2.00以上)

为了抑制铁素体-奥氏体相变(α-γ相变)的发生，参数Q的值设定为2.00以上。

以式1表示的参数Q小于2.00时，可能发生铁素体-奥氏体相变(α-γ相变)。因此，在钢液的铸造或急速凝固时，临时生成的柱状晶由于α-γ相变而被破坏，或平均结晶粒径减小。另外，最终退火时还有时会发生α-γ相变。因此，参数Q小于2.00时，不能得到期望的磁特性。

参数Q为2.00以上时不会α-γ相变，上限没有特别的限定，但由本发明的Si、Al、及Mn的规定范围自然为10以下。

参数Q的下限值优选为2.50。

Sn和Cr并不是必须元素，是在无取向电磁钢板中以规定量为限度而可以适当含有的任意元素。

(Sn：0.00％～0.40％)

Sn使适于提高磁特性的结晶通过一次再结晶而发达。因此，如果包含Sn，则容易通过一次再结晶得到适于均匀提高板面内的所有方向上的磁特性的{100}晶体发达的织构。Sn会抑制最终退火时的钢板的表面的氧化及氮化、或抑制晶粒的大小的不均。因此，可以含有Sn。

为了充分地得到它们的作用效果，优选地，设定为Sn：0.02％以上。另一方面，Sn高于0.40％时，上述作用效果饱和而徒增成本，在最终退火中晶粒的生长被抑制。因此，Sn含量设定为0.40％以下。

Sn含量的下限值较优选为0.05％。Sn含量的上限值优选为0.30％，较优选为0.20％。

(Cr：0.0％～10.0％)

Cr降低高频铁损。高频铁损的降低有助于旋转机械的高速化旋转，高速化旋转有助于旋转机械的小型化及高效化。Cr增大电阻，减少涡流损耗，降低高频铁损等的铁损。Cr还有助于降低应力感受性、伴随形成铁芯时被导入的压缩应力的磁特性的降低以及伴随高速旋转时作用的压缩应力的磁特性的降低的减轻。因此，也可以含有Cr。

为了充分地得到它们的作用效果，优选地，设定为Cr：0.2％以上。另一方面，在Cr含量高于10.0％时，磁通密度降低，或者成本升高。因此，Cr含量设定为10.0％以下。

Cr含量的下限值较优选为0.4％。Cr含量的上限值优选为5.0％，较优选为3.0％。

所谓剩余部分包含的杂质，是指在工业上制造钢时，从作为原料的矿石或废料、或者制造环境等混入的杂质。为了充分地发挥本实施方式的效果，优选限制这些杂质。另外，优选杂质的含量少，因此无需限制下限值，杂质的下限值可以为0％。

上述的钢成分通过钢的一般的分析方法测定即可。例如，钢成分通过JISG1211-1258记载的方法测定即可。

接着，针对本发明的实施方式的无取向电磁钢板的织构进行说明。

在本实施方式的无取向电磁钢板中，{100}晶体取向强度为2.4以上。{100}晶体取向强度小于2.4时，会发生磁通密度的降低及铁损的增加，或者产生在平行于板面的方向间的磁特性的偏差。

此外，{100}强度越高越好，因此上限并不特别限定。

{100}晶体取向强度可以通过X射线衍射法或电子背散射衍射(electron backscatter diffraction:EBSD)法来测量。由于X射线及电子射线从试样的反射角等在每个晶体取向上不同，因此可以以无规取向试样为基准以该反射强度等求得晶体取向强度。

具体而言，{100}晶体取向强度可以作为相对于无规取向试样的{100}晶体取向的反射强度(I(100))的对象试样的{100}晶体取向的反射强度(i(100))，即，作为i(100)/I(100)求得。

接着，针对本发明的实施方式的无取向电磁钢板的Cu单质的颗粒进行说明。在本实施方式的无取向电磁钢板中，具有小于100nm的粒径(颗粒直径)的Cu单质的颗粒每10μm²为5个以上。

在此，Cu单质的颗粒中，其粒子径小于100nm的颗粒可以提高机械强度，且具有不使磁特性恶化的作用。另一方面，Cu单质的颗粒中，其粒子径为100nm以上的颗粒虽机械强度提高，但具有使磁特性恶化的作用。

通过这样的方式起作用的具有小于100nm的直径的Cu单质的颗粒在每10μm²小于5个时，机械强度的提高会不充分，或招致磁特性的恶化。因此，具有小于100nm的粒径的Cu单质的颗粒每10μm²为5个以上。此外，具有小于100nm的粒径的Cu单质的颗粒越多越能够不对铁损造成坏影响地提高强度，因此上限并不特别规定。

较优选地，具有小于100nm的直径的Cu单质的颗粒每10μm²为100个以上。

小于100nm的颗粒例如可以通过透射型电子显微镜(TEM)观察。扫描式电子显微镜(SEM)中，虽然因机种而不同，但小于100nm的颗粒观察变得困难。TEM观察时的试样调整例如使用将观察位置薄膜化的方法、或将析出物转印在有机膜上的复制法。Cu单质的颗粒的观测通过复制法难以观察，因此优选使用薄膜化的试样调整法。

本实施方式的Cu单质的颗粒的直径具体而言通过TEM观察10μm²以上的范围，在该观察范围中对个数计数，以测量的面积平均。TEM的观察范围较优选为20μm²以上的范围，更优选为30μm²以上的范围。颗粒的成分确定为TEM的衍射图案中代表性的成分。

接着，针对本发明的实施方式的无取向电磁钢板的平均结晶粒径进行说明。

本实施方式的无取向电磁钢板的平均结晶粒径为70μm～200μm。平均结晶粒径小于70μm时，铁损W10/400高。在此，所谓铁损W10/400，是1.0T的磁通密度、400Hz的频率的铁损。另一方面，平均结晶粒径大于200μm时，诱发铁损W10/400的恶化或加工时的断裂。

在本实施方式中，所谓结晶粒径，表示晶粒的当量圆直径。

平均结晶粒径表示一个的结晶粒径。例如可以进行EBSD的测定，在5mm²的范围进行观察，通过程序(例如，OIM Analysis：取向成像显微技术分析)求得观察视野的平均结晶粒径。

接着，针对本发明的实施方式的无取向电磁钢板的厚度进行说明。

本实施方式的无取向电磁钢板的厚度例如为0.10mm以上0.60mm以下。无取向电磁钢板的厚度超过0.60mm时，无法得到优异的高频铁损。因此，无取向电磁钢板的厚度设定为0.60mm以下。

无取向电磁钢板的厚度小于0.10mm时，稳定性低的无取向电磁钢板的表面的磁特性相比于稳定性高的内部的磁特性而言是支配性的。另外，无取向电磁钢板的厚度小于0.10mm时，最终退火的退火生产线的通板变的困难，或者规定大小的铁芯所需要的无取向电磁钢板的数量增加，而会引起伴随工序数的增加的生产性的降低以及制造成本的上升。因此，无取向电磁钢板的厚度为0.10mm以上。

无取向电磁钢板的厚度的下限值较优选为0.20mm。无取向电磁钢板的厚度的上限值较优选为0.50mm。

接着，针对本发明的实施方式的无取向电磁钢板的磁特性和机械特性进行说明。本实施方式的无取向电磁钢板例如可以呈现以下磁特性：环磁性测定中的磁通密度B50：1.63T以上、且铁损W10/400：将无取向电磁钢板的厚度设为t(mm)时以11×[0.45+0.55×{0.5×(t/0.20)+0.5×(t/0.20)²}]W/kg以下表示。

在环磁性测定中，对从无取向电磁钢板采得的环状的试样，例如外径为5英寸(12.70cm)、内径为4英寸(10.16cm)的环状的试样进行励磁，使磁通量流经试样的整周。由环磁性测定所得的磁特性反映板面内的全体方向的结构。

另外，本实施方式的无取向电磁钢板可以得到强度(拉伸强度TS)为590MPa以上，且总伸长率(EL)为10％以上的机械特性。

在此，机械特性能够以JIS Z 2241所述的方法进行试验。使用的试验片是试验片的平行部符合钢板的轧制方向的JIS Z 2201记载的JIS5号试验片。下面，将拉伸试验时的拉伸强度记为TS，将总伸长率记为EL。

接着，针对本实施方式的无取向电磁钢板的化学组成、磁特性和机械特性的关系进行说明。如前所述，为了得到良好的磁特性，本实施方式的无取向电磁钢板需要将{100}晶体取向强度设为2.4以上，并且兼顾强度和延展性。{100}晶体取向强度越高而越理想，因此并不特别规定上限。

为了获取高强度的无取向电磁钢板，需要将Cu含量设定为高于1.0％。另外，为了减少铁损，需要易于晶粒生长的条件，即，需要含有粗大析出物生成元素为超过0.0005％且0.0100％以下。

如图1所示，在{100}晶体取向强度为2.9的条件下，比较以0.004％包含上述的粗大析出物生成元素即Mg的情况(图1的图表的“◆”的数据)和不包含Mg的情况(图1的图表的“◇”的数据)可知，Ni含量少时，在包含粗大析出物生成元素即Mg的情况下，EL降低。

另一方面，如图2所示，在Cu含量少的情况下，未发现这样的倾向。即，即使在改变Ni含量的情况下，粗大析出物生成元素即Mg的有无、{100}晶体取向强度不影响EL。

由上述结果可知，在含有Cu含量超过1.0％的情况下，含有粗大析出物生成元素时，Cu含量和Ni含量的关系会变化。

如上所述，为了兼顾强度和延展性，且得到良好的磁特性，由图1可知，重要的是满足粗大析出物生成元素为超过0.0005％且0.0100％以下；Cu超过1.0％且3.0％以下；Ni为0.10％～3.0％；且{100}晶体取向强度为2.4以上的所有条件。

作为上述的实施方式的无取向电磁钢板的制造方法，并没有特别的限定，但可以举出以下的(1)高温热轧板退火+冷轧强压下法、(2)薄板坯连续铸造法、(3)润滑热轧法、以及(4)带铸法(Strip casting method)等。

此外，在任一方法中，关于板坯等的开始材料的化学组成，为上述的项目所记载的化学组成。下面，将例示上述的无取向电磁钢板的制造方法的实施方式。

(1)高温热轧板退火+冷轧强压下法

首先，通过炼钢工序制造板坯。通过再加热炉加热板坯后，通过热轧工序连续性地粗轧及终轧，得到热轧卷材。热轧条件没有特别的限制。

也可以是一般的制造方法，即将加热到1000～1200℃的板坯在700～900℃完成最终热轧，并以500～700℃卷取的制造方法。

接着，对热轧卷材的钢板，实施热轧板退火。通过热轧板退火，使其再结晶，使晶粒粗大地生长至结晶粒径300～500μm。

热轧板退火可以是连续退火，也可以是间歇式退火。从成本的观点出发，优选热轧板退火以连续退火实施。为实施连续退火，需要在高温短时间内使晶粒生长，通过调整Si等的含量使得上述的参数Q的值成为2.00以上，从而成为高温下不会引起铁素体-奥氏体相变的成分。

接着，对钢板实施冷轧前的酸洗。

酸洗是为了除去钢板表面的氧化皮而必要的工序。根据除去氧化皮的状况，选择酸洗条件。此外，代替酸洗，也可以通过研磨机除去氧化皮。另外，还可以实施水洗。

接着，对钢板实施冷轧。

在此，在Si含量高的高级无取向电磁钢板中，使结晶粒径过于粗大时，钢板会脆化，产生冷轧下的脆性断裂的担忧。因此，通常将冷轧前的钢板的平均结晶粒径限制在200μm以下。另一方面，在本制造方法中，将冷轧前的平均结晶粒径设定为300～500μm，接着以压下率90～97％实施冷轧。压下率(％)可以作为“压下率＝(1-(冷轧后板厚)/(冷轧前板厚))×100”计算。

此外，代替冷轧，出于避免脆性断裂的观点，也可以以材料的延展性/脆性转变温度以上的温度，实施温轧。

其后，实施最终退火后，ND//＜100＞再结晶晶粒生长。由此，{100}面强度增加，{100}方位晶粒的存在概率升高。

接着，对钢板实施最终退火。

最终退火需要为了获得得到期望的磁特性的结晶粒径而决定条件，但只要是通常的无取向电磁钢板的最终退火条件的范围即可。

最终退火可以是连续退火，也可以是间歇退火。从成本的观点出发，最终退火优选以连续退火实施。

在本制造方法中，通过最终退火，产生一次再结晶以及晶粒生长，可以将平均结晶粒径设为70μm～200μm。通过该最终退火，可得到适于板面内的全体方向上的磁特性均匀地提高的{100}结晶发达的织构。在最终退火中，例如，优选将保持温度设定为900℃以上1000℃以下，将保持时间设定为10秒钟以上60秒钟以下。

在本制造方法中，作为Cu的析出处理，还可以进行500～700℃的退火。在该退火中，通过改变退火温度、或退火时间，可以改变析出量或析出物的直径。

经过以上的工序，可得到上述的本发明的实施方式的无取向电磁钢板。

(2)薄板坯连续铸造法

在薄板坯连续铸造法中，通过炼钢工序制造30～60mm厚度的板坯，省略热轧工序的粗轧。用薄板坯使柱状晶充分地发达，期待将通过热轧加工柱状晶而得到的{100}＜011＞方位留在热轧板中。

在该过程中，柱状晶以{100}面平行于钢板面的方式成长。由于该目的，期待不实施连续铸造中的电磁搅拌。另外，期待尽可能降低促进凝固核生成的钢液中的细微夹杂物。

而且，将薄板坯通过再加热炉加热后，在热轧工序连续性地终轧，得到热轧卷材。

其后，对热轧卷材的钢板，与上述“(1)高温热轧板退火+冷轧强压下法”同样地，实施热轧板退火、酸洗、冷轧、最终退火等。其中，关于冷轧，可以以压下率为80～97％实施。

(3)润滑热轧法

首先，通过炼钢工序制造板坯。将板坯通过再加热炉加热后，通过热轧工序连续性地粗轧和终轧，得到热轧卷材。

通常热轧是无润滑地实施，但在本实施方式的方法中，以适当的润滑条件进行热轧。若以适当的润滑条件实施热轧，被导入钢板表层附近的剪切变形降低。由此，能够使通常在钢板中央发达的被称作α纤维的具有RD//＜011＞取向的加工组织在钢板表层附近发达。

例如，如特开平10-036912号的记载，热轧时作为润滑剂在热轧辊冷却水中混入0.5～20％的油脂，将最终热轧辊和钢板的平均摩擦系数设定为0.25以下，从而可以使α纤维发达。热轧的温度条件可以不进行特别指定，可以是与上述“(1)高温热轧板退火+冷轧强压下法”同样的温度。

其后，对热轧卷材的钢板，与上述“(2)薄板坯连续铸造法”同样地，实施热轧板退火、酸洗、冷轧、最终退火等。通过上述的方法，在热轧卷材的钢板中使α纤维发达至钢板表层附近时，通过其后的热轧板退火，{h11}＜1/h12＞方位晶粒、尤其是{100}＜012＞～{411}＜148＞方位晶粒再结晶。在酸洗该钢板后，进行冷轧，实施最终退火时，{100}＜012＞～{411}＜148＞方位晶粒再结晶。由此，{100}面强度增加，{100}方位晶粒的存在概率升高。

(4)带铸法

首先，在炼钢工序中，通过带铸，制造1～3.5mm厚度的热轧卷材。

在带铸中，通过使钢液在水冷却的一对辊间迅速冷却，可以直接得到相当于热轧卷材的厚度的钢板。此时，通过使接触于水冷辊的钢板最表面与钢液的温度差充分高，凝固在表面的晶粒在钢板垂直方向上生长，形成柱状晶。

通过上述那样的带铸，可以使具有上述化学组成的钢液急速凝固在移动更新的冷却体的表面。由此，可以得到柱状晶的比例以面积分率计为80％以上、且平均结晶粒径为0.1mm以上的钢带。

柱状晶的比例为80％以上，从而可以得到通过最终退火而{100}晶体发达的织构。在本制造方法中，为了将柱状晶的比例设定为80％以上，例如，可以采用使注入移动更新的冷却体的表面的钢液的温度为比凝固温度高25℃以上的条件。特别地，在使注入移动更新的冷却体的表面的钢液的温度为比凝固温度高40℃以上的情况下，由于能够使柱状晶的比例为大致100％因而较优选。

在这样的柱状晶的比例为80％以上的条件下使钢液凝固的情况下，容易生成Mg、Ca、Sr、Ba、Ce、La、Nd、Pr、Zn或Cd的硫化物或硫氧化物、或这二者，抑制MnS等的微细硫化物的生成，因而较优选。

在具有BCC结构的钢中，柱状晶以{100}面平行于钢板面的方式生长。柱状晶的比例增加时，{100}面强度增加，{100}取向粒的存在概率升高。而且，为了增加{100}面强度，重要的是，通过相变、加工或再结晶，尽可能不从{100}变化。具体而言，重要的是，通过使其含有作为铁素体促进元素的Si，且限制作为奥氏体促进元素的Mn的含量，不经过高温下的奥氏体相生成，从刚凝固后至室温为止成为铁素体单相。

即使产生奥氏体-铁素体相变，一部分{100}面得以维持，通过将Si等的含量调整为参数Q的值为2.00以上，可以形成高温下也不会引起铁素体-奥氏体相变的成分。

另外，钢带的平均结晶粒径越小，则晶粒的数目越多，晶体晶界的面积越广。在最终退火的再结晶中，晶体从晶粒内及晶粒界生长。

从晶粒内生长的晶体为对于磁特性而言优选的{100}晶体，而从晶粒界生长的晶体为{111}<112>晶体等对于磁特性而言不优选的结晶。因此，钢带的平均结晶粒径越大，则在最终退火中对于磁特性优选的{100}晶体越容易发达，特别是在钢带的平均结晶粒径为0.1mm以上的情况下，容易得到优异的磁特性。因此，钢带的平均结晶粒径优选设定为0.1mm以上。

接着，热轧通过带铸所得的热轧卷材的钢板，其后，将所得的热轧板退火(热轧板退火)。此外，也可以是，不实施热轧，直接实施下一工序。另外，也可以是，也不实施热轧板退火，直接实施下一工序。

在此，在通过热轧在钢板中导入30％以上的形变的情况下，若以550℃以上的温度实施热轧板退火，则从形变导入部发生再结晶，结晶取向有时会变化。因此，在通过热轧导入了30％以上的形变的情况下，不实施热轧板退火，或者以不会再结晶的温度实施。

接着，对钢板实施酸洗后等之后，实施冷轧。

冷轧是在本制造方法中为了获得期望的产品厚度而必须的工序。其中，冷轧的压下率过大时，产品中得不到期望的晶体取向。因此，冷轧的压下率优选设定为90％以下，较优选设为85％以下，更加优选设定为80％以下。冷轧的压下率的下限不需要特别设定，但根据冷轧前的钢板的板厚和期望的产品厚度决定压下率的下限。

此外，在本制造方法中，将冷轧的压下率设定为小于40％时，有时会难以确保无取向电磁钢板的厚度的精度和平坦度。因此，冷轧的压下率优选设为40％以上。

另外，在未得到作为层叠钢板所求得的表面性状及平坦度的情况下，需要冷轧，因此可以在该目的下以最小的压下率进行冷轧。冷轧可以通过反向轧机实施，也可以通过串列式冷轧机实施。

此外，代替冷轧，出于避免脆性断裂的观点，也可以以材料的延展性/脆性转移温度以上的温度，实施温轧。

此外，代替上述的带铸，也可以是，进行钢液的铸造和热轧，得到热轧结晶组织的柱状晶的比例以面积分率计为80％以上，且平均结晶粒径为0.1mm以上的钢带，对其进行与上述的带铸同样的冷轧、最终退火等。

为了将柱状晶的比例设定为80％以上，例如，优选将凝固时的铸坯的一表面与另一表面之间的温度差设定为40℃以上。该温度差能够通过铸模的冷却结构、材质、模具锥度、保护渣等来控制。

此外，在本制造方法中，酸洗、最终退火等可以与上述“(1)高温热轧板退火+冷轧强压下法”同样地实施。

经过以上的工序，得到上述的本发明的实施方式的无取向电磁钢板。

在上述的实施方式的无取向电磁钢板中，柱状晶具有对于无取向电磁钢板的磁特性、特别是板面内的所有方向上的磁特性的均匀提高而言优选的{100}<0vw>织构。

所谓{100}<0vw>织构是指与板面平行的面为{100}面且轧制方向为<0vw>取向的晶体发达的织构(v及w为任意的实数(v及w均为0的情况除外))。

柱状晶的比例为80％以上，从而通过最终退火可以得到{100}结晶发达的织构，因而优选。柱状晶的比例可以通过显微镜观察来确定。

在这种柱状晶的比例为80％以上的条件下铸造钢液的情况下，容易生成Mg、Ca、Sr、Ba、Ce、La、Nd、Pr、Zn或Cd的硫化物或硫氧化物或这二者，抑制MnS等微细硫化物的生成，因此较优选。

柱状晶率例如能够按照以下的步骤测量。

首先，研磨钢带截面，用苦味酸系的腐蚀液对截面蚀刻来使凝固组织露出。在此，钢带截面可以是平行于钢带长度方向的L截面，也可以是垂直于钢带长度方向的C截面，但通常为L截面。

在该截面中，在枝晶在板厚方向上发达并贯穿整个板厚的情况下，判断为柱状晶率100％。并且，在截面中，在枝晶之外看见粒状的黑组织(等轴晶粒)的情况下，将用从钢板的整个厚度减去该粒状组织的厚度后的值除以钢板的整个厚度而得到的值作为钢板的柱状晶率。

并且，上述的实施方式的无取向电磁钢板例如可以通过无取向电磁钢板的制造方法制造，该制造方法包括制造板坯的工序、粗轧该板坯的工序、对进行了粗轧的钢板终轧得到热轧卷材的工序、对该热轧卷材进行热轧板退火的工序、对热轧板退火后的钢板进行冷轧或温轧的工序、对冷轧或温轧后的钢板进行最终退火的工序。

在得到上述热轧卷材的工序中，可以省略粗轧，也可以通过带铸得到热轧卷材。可以对热轧卷材进行使用上述润滑剂的润滑热轧。另外，该制造方法还可以包含除去热轧退火后的钢板的氧化皮的工序。

另外，在上述的各制造方法中，优选的是，将粗大析出物生成元素预先投入到炼钢工序中的铸造前的最后的钢包的底部，在该钢包中注入包含粗大析出物生成元素以外的元素的钢液，使粗大析出物生成元素溶解于钢液中。由此，能够使粗大析出物生成元素难以从钢液中飞散，另外，能够促进粗大析出物生成元素与S的反应。

炼钢工序中的铸造前的最后的钢包例如为连续铸造机的中间包正上方的钢包。

[实施例]

接着，针对本发明的实施方式的无取向电磁钢板，示出实施例并进行具体说明。以下所示的实施例仅为本发明的实施方式的无取向电磁钢板的一个示例，本发明的无取向电磁钢板并不限定于下述的例子。

(第一试验)

在第一试验中，通过以下的方法制作无取向电磁钢板。

准备了具有表1所示的化学组成的250mm厚度的板坯。接着，对上述板坯，实施热轧，分别制作了6.5mm厚度和2.0mm厚度的热轧板。

板坯再加热温度以1200℃、终轧温度以850℃、卷取温度以650℃进行。

将所得的热轧板以1050℃退火30分后，通过酸洗除去表层氧化皮。其后，分别冷轧上述的热轧板，使得成为0.65mm及0.20mm的厚度。冷轧中的压下率在任一热轧板中均设为90％。在最终退火中，以升温速度20℃/秒加热钢带，到达1000℃后，在均热15秒后进行空气冷却。

表1至表20中的“---”表示该元素的含量小于检测边界，剩余部分为Fe和杂质。

并且，作为Cu的析出处理，将钢板加热到600℃，在均热1分后进行空气冷却。此外，试样No.12省略了Cu的析出处理。并且，测量了各无取向电磁钢板的、具有小于100nm的直径的Cu单质的颗粒的每10μm²的个数、{100}晶体取向强度I、及平均结晶粒径r。在表2中示出该结果。

针对各试样，测量了各无取向电磁钢板的磁特性和机械特性。对该测定，使用了外径为5英寸、内径为4英寸的环试验片。即，进行了环磁性测定。在表2中示出该结果。

铁损W10/400如果为以式2表示的评价基准W0(W/kg)以下，则表示为优异的值。即，厚度为0.20mm时11.0(W/kg)以下、厚度为0.65mm时46.7(W/kg)以下评价为优异。另外，磁通密度B50为1.63T以上评价为优异。

W0＝11×[0.45+0.55×{0.5×(t/0.20)+0.5×(t/0.20)²}](式2）

关于机械特性，HEV用马达中使用的无取向电磁钢板需要耐受接近1万rpm的超高速旋转，因此以TS≧590MPa、EL≧10％作为良好的基准。

【表1】

【表2】

如表1和表2所示，在试样No.1～No.10、No.14～No.16、No.19和No.32～No.44中，由于化学组成处于本发明的范围内，且其他条件处于本发明的范围内，因此在磁特性和机械特性方面得到了良好的结果。

在试样No.11中，由于几乎不含粗大析出物生成元素，因此铁损W10/400高。

在试样No.12中，由于Cu含量过少，因此拉伸强度(TS)不足。

在试样No.13中，由于Cu含量过多，因此在试验中产生了断裂。

在试样No.17中，由于板厚过厚，因此铁损W10/400高。

在试样No.18中，由于不包含规定量的Al，参数Q小于2.00，因此拉伸强度(TS)低，铁损W10/400高。

在试样No.20中，由于Si含量少，因此铁损W10/400高。

在试样No.21中，由于Si含量多，因此因此在试验中产生了断裂。

在试样No.22中，由于Mn含量少，因此铁损W10/400高。

在试样No.23中，由于Mn含量多，因此得到了铁损W10/400高、磁通密度B50差的结果。

在试样No.24中，由于Al含量多，因此在试验中产生了断裂。

在试样No.25中，由于P含量少，因此得到了拉伸强度(TS)低、磁通密度B50差的结果。

在试样No.26中，由于P含量多，因此在试验中产生了断裂。

在试样No.27中，由于S含量多，因此铁损W10/400高。

在试样No.28中，由于Mg含量多，铁损W10/400高。

在试样No.29中，由于Sn含量过多，因此在试验中产生了断裂。

在试样No.30中，由于Cr含量过多，因此得到了总伸长率EL低、铁损W10/400高、磁通密度B50差的结果。

在试样No.31中，由于平均结晶粒径大，因此拉伸强度(TS)及总伸长率EL低，铁损W10/400高。

(第二试验)

在第二试验中，铸造具有表3所示的化学组成的钢液制造板坯，在其以后的工序中，通过与第一试验相同的方法制作了无取向电磁钢板。其中，热轧板厚限定为2.0mm，冷轧板厚限定为0.20mm。对制造条件进行各种变更，制作了{100}晶体取向强度I不同的无取向电磁钢板。而且，测量了各无取向电磁钢板的、具有小于100nm的直径的Cu单质的颗粒的每10μm²的个数、{100}晶体取向强度I、及平均结晶粒径r。在表4中示出该结果。

另外，通过与第一试验同样的程序，也测量了铁损W10/400、磁通密度B50、拉伸强度(TS)及总伸长率(EL)。在表4中示出该结果。

【表3】

【表4】

如表3和表4所示，在试样No.203～No.208和No.265～No.270中，化学组成处于本发明的范围内，且其他条件处于本发明的范围内，因此在磁特性和机械特性方面得到了良好的结果。

在试样No.201和No.202中，由于Ni含量过少，因此总伸长率(EL)不足。

在试样No.209中，由于Ni含量过多，因此总伸长率(EL)不足。

在试样No.210～No.218中，由于{100}晶体取向强度I过低，因此磁通密度B50不足。

在试样No.219～No.227中，由于几乎不含粗大析出物生成元素，因此铁损W10/400差。

在试样No228～No.236中，由于Cu含量过少，因此拉伸强度(TS)不足。

在试样No.237～No.245中，由于Cu含量过少，并且{100}晶体取向强度I过低，因此拉伸强度(TS)和磁通密度B50不足。

在试样No.246～No.254中，由于几乎不含粗大析出物生成元素，并且Cu含量过少，因此铁损W10/400差，拉伸强度(TS)不足。

在试样No.255中，由于Si含量少，因此铁损W10/400高。

在试样No.256中，由于Si含量多，因此在试验中发生了断裂。

在试样No.257中，由于Mn含量少，因此铁损W10/400高。

在试样No.258中，由于Mn含量多，因此得到了铁损W10/400高、磁通密度B50差的结果。

在试样No.259中，由于Al含量多，因此在试验中发生了断裂。

在试样No.260中，由于P含量少，因此得到了拉伸强度(TS)低、磁通密度B50差的结果。

在试样No.261中，由于P含量多，因此在试验中发生了断裂。

在试样No.262中，由于S含量多，因此铁损W10/400高。

在试样No.263中，由于Mg含量多，因此铁损W10/400高。

在试样No.264中，由于平均结晶粒径大，因此拉伸强度(TS)及总伸长率EL低，铁损W10/400高。

(第三试验)

准备具有表5所示的化学组成的30mm厚度的板坯。

接着，对上述板坯实施热轧，制作6.5mm厚度和2.0mm厚度的热轧板。板坯再加热温度以1200℃、终轧温度以850℃、卷取温度以650℃进行。其后，通过酸洗除去表层氧化皮。其后，以形成0.20mm、或0.65mm的厚度的方式进行冷轧。最终退火以升温速度20℃/秒加热钢带，到达1000℃后，均热15秒后进行空气冷却。并且，作为Cu的析出处理，将钢板加热到600℃，均热1分后进行空气冷却。

此外，试样No.312省略了Cu的析出处理。而且，测量了各无取向电磁钢板的、具有小于100nm的直径的Cu单质的颗粒的每10μm²的个数、{100}晶体取向强度I、及平均结晶粒径r。在表6中示出该结果。另外，通过与第一试验同样的程序，还测量了铁损W10/400、磁通密度、拉伸强度(TS)及总伸长率(EL)。在表6中示出该结果。

【表5】

【表6】

如表5和表6所示，在试样No.301～No.310、No.314～No.316、No.319和No.332～No.344中，化学组成处于本发明的范围内，且其他条件处于本发明的范围内，因此在磁特性和机械特性方面得到了良好的结果。

在试样No.311中，由于几乎不含粗大析出物生成元素，因此铁损W10/400高。

在试样No.312中，由于Cu含量过少，因此拉伸强度(TS)不足。

在试样No.313中，由于Cu含量过多，因此在试验中发生了断裂。

在试样No.317中，由于板厚过厚，因此铁损W10/400高。

在试样No.318中，由于不含规定量的Al，参数Q小于2.00，因此拉伸强度(TS)低，铁损W10/400高。

在试样No.320中，由于Si含量少，因此铁损W10/400高。

在试样No.321中，由于Si含量多，因此在试验中发生了断裂。

在试样No.322中，由于Mn含量少，因此铁损W10/400高。

在试样No.323中，由于Mn含量多，因此得到了铁损W10/400高、磁通密度B50差的结果。

在试样No.324中，由于Al含量多，因此在试验中发生了断裂。

在试样No.325中，由于P含量少，因此得到了拉伸强度(TS)低、磁通密度B50差的结果。

在试样No.326中，由于P含量多，因此在试验中发生了断裂。

在试样No.327中，由于S含量多，因此铁损W10/400高。

在试样No.328中，由于Mg含量多，因此铁损W10/400高。

在试样No.329中，由于Sn含量过多，因此在试验中发生了断裂。

在试样No.330中，由于Cr含量过多，因此得到总伸长率EL低、铁损W10/400高、磁通密度B50差的结果。

在试样No.331中，由于平均结晶粒径大，因此拉伸强度(TS)及总伸长率EL低，铁损W10/400高。

(第四试验)

在第四试验中，准备了具有表7所示的化学组成的30mm厚度的板坯。

接着，对上述板坯实施热轧，制作2.0mm厚度的热轧板。该时的板坯再加热温度以1200℃、终轧温度以850℃、卷取温度以650℃进行。其后，通过酸洗除去表层氧化皮。其后，冷轧为0.20mm。

对制造条件进行各种变更，制作了{100}晶体取向强度I不同的无取向电磁钢板。而且，还测量了各无取向电磁钢板的、具有小于100nm的直径的Cu单质的颗粒的每10μm²的个数、{100}晶体取向强度I、及平均结晶粒径r。在表8中示出该结果。

另外，通过与第一试验同样的程序，还测量了铁损W10/400、磁通密度、拉伸强度(TS)和总伸长率(EL)。在表8中示出该结果。

【表7】

【表8】

如表7和表8所示，在试样No.403～No.408和No.465～No.470中，化学组成处于本发明的范围内，且其他条件处于本发明的范围内，因此在磁特性和机械特性方面得到了良好的结果。

在试样No.401和No.402中，由于Ni含量过少，因此总伸长率(EL)不足。

在试样No.409中，由于Ni含量过多，因此总伸长率(EL)不足。

在试样No.410～No.418中，由于{100}晶体取向强度I过低，因此磁通密度B50不足。

在试样No.419～No.427中，由于几乎不含粗大析出物生成元素，因此铁损W10/400差。

在试样No.428～No.436中，由于Cu含量过少，并且{100}晶体取向强度I过低，因此拉伸强度(TS)和磁通密度B50不足。

在试样No.437～No.445中，由于Cu含量过少，因此拉伸强度(TS)不足。

在试样No.446～No.454中，由于几乎不含粗大析出物生成元素，并且Cu含量过少，因此铁损W10/400差，拉伸强度(TS)和磁通密度B50不足。

在试样No.455中，由于Si含量少，因此铁损W10/400高。

在试样No.456中，由于Si含量多，因此在试验中发生了断裂。

在试样No.457中，由于Mn含量少，因此铁损W10/400高。

在试样No.458中，由于Mn含量多，因此得到了铁损W10/400高、磁通密度B50差的结果。

在试样No.459中，由于Al含量多，因此在试验中发生了断裂。

在试样No.460中，由于P含量少，因此得到了拉伸强度(TS)低、磁通密度B50差的结果。

在试样No.461中，由于P含量多，因此在试验中发生了断裂。

在试样No.462中，由于S含量多，因此铁损W10/400高。

在试样No.463中，由于Mg含量多，因此铁损W10/400高。

在试样No.464中，由于平均结晶粒径大，因此拉伸强度(TS)及总伸长率EL低，铁损W10/400高。

(第五试验)

准备了具有表9所示的化学组成的250mm厚度的板坯。接着，对上述板坯，实施热轧，分别了制作6.5mm厚度和2.0mm厚度的热轧板。

板坯再加热温度以1200℃、终轧温度以850℃、卷取温度以650℃进行。而且，热轧时在该冷却水中添加10％的油脂，实施润滑轧制。将该热轧板以950℃进行1分退火后，通过酸洗除去表层氧化皮。

其后，分别冷轧为0.65mm和0.20mm。冷轧压下率在任一热轧板均设为90％。最终退火以升温速度20℃/秒加热钢带，到达1000℃后，在均热15秒后进行空气冷却。并且，作为Cu的析出处理，将钢板加热到600℃，在均热1分后进行空气冷却。

此外，试样No.512省略了Cu的析出处理。

而且，测量了各无取向电磁钢板的、具有小于100nm的直径的Cu单质的颗粒的每10μm²的个数、{100}晶体取向强度I、以及平均结晶粒径r。在表10中示出该结果。另外，通过与第一试验同样的程序，还测量了铁损W10/400、磁通密度、拉伸强度(TS)及总伸长率(EL)。在表10中示出该结果。

【表9】

【表10】

如表9和表10所示，在试样No.501～No.510、No.514～No.516、No.519和No.532～No.544中，由于化学组成处于本发明的范围内，且其他条件处于本发明的范围内，因此在磁特性和机械特性方面得到了良好的结果。

在试样No.511中，由于几乎不含粗大析出物生成元素，因此铁损W10/400高。

在试样No.512中，由于Cu含量过少，因此拉伸强度(TS)不足。

在试样No.513中，由于Cu含量过多，因此在试验中发生了断裂。

在试样No.517中，由于板厚过厚，因此铁损W10/400高。

在试样No.518中，由于不包含规定量的Al、参数Q小于2.00，因此拉伸强度(TS)低、铁损W10/400高。

在试样No.520中，由于Si含量少，因此铁损W10/400高。

在试样No.521中，由于Si含量多，因此在试验中发生了断裂。

在试样No.522中，由于Mn含量少，因此铁损W10/400高。

在试样No.523中，由于Mn含量多，因此得到了铁损W10/400高、磁通密度B50差的结果。

在试样No.524中，由于Al含量多，因此在试验中发生了断裂。

在试样No.525中，由于P含量少，因此得到了拉伸强度(TS)低、磁通密度B50差的结果。

在试样No.526中，由于P含量多，因此在试验中发生了断裂。

在试样No.527中，由于S含量多，因此铁损W10/400高。

在试样No.528中，由于Mg含量多，因此铁损W10/400高。

在试样No.529中，由于Sn含量过多，因此在试验中发生了断裂。

在试样No.530中，由于Cr含量过多，因此得到了总伸长率EL低、铁损W10/400高、磁通密度B50差的结果。

在试样No.531中，由于平均结晶粒径大，因此拉伸强度(TS)及总伸长率EL低，铁损W10/400高。

(第六试验)

在第六试验中，准备了具有表11所示的化学组成的250mm厚度的板坯。接着，对上述板坯实施热轧，制作2.0mm厚度的热轧板。该时的板坯再加热温度以1200℃、终轧温度以850℃、卷取温度以650℃进行。

而且，热轧时在该冷却水中添加10％的油脂，实施润滑轧制。将该热轧板以950℃进行1分钟退火后，通过酸洗除去表层氧化皮。

其后，冷轧为0.20mm。该时的冷轧压下率在任一热轧板中均设定为90％。最终退火以升温速度20℃/秒加热钢带，到达1000℃后，在均热15秒后进行空冷。并且，作为Cu的析出处理，将钢板加热到600℃，在均热1分后进行空冷。

此时，对制造条件进行各种变更，制作了{100}晶体取向强度I不同的无取向电磁钢板。而且，测量了各无取向电磁钢板的、具有小于100nm的直径的Cu单质的颗粒的每10μm²的个数、{100}晶体取向强度I、及平均结晶粒径r。在表12中示出该结果。

另外，通过与第一试验同样的程序，还测量了铁损W10/400、磁通密度、拉伸强度(TS)及总伸长率(EL)。在表12中示出该结果。

【表11】

【表12】

如表11和表12所示，在试样No.603～No.608和No.665～No.670中，由于化学组成处于本发明的范围内，且其他条件处于本发明的范围内，因此在磁特性和机械特性方面得到了良好的结果。

在试样No.601和No.602中，由于Ni含量过少，因此总伸长率(EL)不足。

在试样No.609中，由于Ni含量过多，因此总伸长率(EL)不足。

在试样No.610～No.618中，由于{100}晶体取向强度I过低，因此磁通密度B50不足。

在试样No.619～No.627中，由于几乎不含粗大析出物生成元素，因此铁损W10/400差。

在试样No.628～No.636中，由于Cu含量过少，并且{100}晶体取向强度I过低，因此拉伸强度(TS)和磁通密度B50不足。

在试样No.637～No.645中，由于Cu含量过少，因此拉伸强度(TS)不足。

在试样No.646～No.654中，由于几乎不含粗大析出物生成元素，Cu含量过少，并且{100}晶体取向强度I过低，因此铁损W10/400差，拉伸强度TS和磁通密度B50不足。

在试样No.655中，由于Si含量少，因此铁损W10/400高。

在试样No.656中，由于Si含量多，因此在试验中发生了断裂。

在试样No.657中，由于Mn含量少，因此铁损W10/400高。

在试样No.658中，由于Mn含量多，因此得到了铁损W10/400高、磁通密度B50差的结果。

在试样No.659中，由于Al含量多，因此在试验中发生了断裂。

在试样No.660中，由于P含量少，因此得到拉伸强度(TS)低、磁通密度B50差的结果。

在试样No.661中，由于P含量多，因此在试验中发生了断裂。

在试样No.662中，由于S含量多，因此铁损W10/400高。

在试样No.663中，由于Mg含量多，因此铁损W10/400高。

在试样No.664中，由于平均结晶粒径大，因此拉伸强度(TS)及总伸长率EL低，铁损W10/400高。

(第七试验)

分别准备具有下述表13所示的化学组成的1.0mm厚度和3.25mm厚度的热轧卷材。该热轧卷材在一对辊之间流动钢液，使其凝固而制作，得到柱状晶的比例以面积分率计为80％以上，且平均结晶粒径为0.1mm以上的钢带。接着，对上述热轧卷材，通过酸洗除去表层氧化皮。

其后，冷轧为0.20mm和0.65mm。最终退火以升温速度20℃/秒加热钢带，到达1000℃后，在均热15秒后进行空冷。并且，作为Cu的析出处理，将钢板加热到600℃，在均热1分后进行空冷。此外，试样No.712省略了Cu的析出处理。

而且，测量了各无取向电磁钢板的、具有小于100nm的直径的Cu单质的颗粒的每10μm²的个数、{100}晶体取向强度I、及平均结晶粒径r。在表14中示出该结果。另外，通过与第一试验同样的程序，还测量了铁损W10/400、磁通密度、拉伸强度(TS)及总伸长率(EL)。在表14中示出该结果。

【表13】

【表14】

如表13和表14所示，在试样No.701～No.710、No.714～No.716、No.719和No.732～No.744中，由于化学组成处于本发明的范围内，且其他条件处于本发明的范围内，因此在磁特性和机械特性方面得到了良好的结果。

在试样No.711中，由于几乎不含粗大析出物生成元素，因此铁损W10/400高。

在试样No.712中，由于Cu含量过少，因此拉伸强度(TS)不足。

在试样No.713中，由于Cu含量过多，因此在试验中发生了断裂。

在试样No.717中，由于板厚过厚，因此铁损W10/400高。

在试样No.718中，由于不包含规定量的Al，参数Q小于2.00，因此拉伸强度(TS)低，铁损W10/400高。

在试样No.720中，由于Si含量少，因此铁损W10/400高。

在试样No.721中，由于Si含量多，因此在试验中发生了断裂。

在试样No.722中，由于Mn含量少，因此铁损W10/400高。

在试样No.723中，由于Mn含量多，因此得到了铁损W10/400高、磁通密度B50差的结果。

在试样No.724中，由于Al含量多，因此在试验中发生了断裂。

在试样No.725中，由于P含量少，因此得到了拉伸强度(TS)低、磁通密度B50差的结果。

在试样No.726中，由于P含量多，因此在试验中发生了断裂。

在试样No.727中，由于S含量多，因此铁损W10/400高。

在试样No.728中，由于Mg含量多，因此铁损W10/400高。

在试样No.729中，由于Sn含量过多，因此在试验中发生了断裂。

在试样No.730中，由于Cr含量过多，因此得到了总伸长率EL低、铁损W10/400高、磁通密度B50差的结果。

在试样No.731中，由于平均结晶粒径大，因此拉伸强度(TS)及总伸长率EL低，铁损W10/400高。

(第八试验)

在第八试验中，准备了具有表15所示化学组成的1.0mm厚度的热轧卷材。该热轧卷材是在一对辊之间流动钢液，使其凝固，得到柱状晶的比例以面积分率计为80％以上、且平均结晶粒径为0.1mm以上的钢带。接着，对上述热轧卷材，通过酸洗除去表层氧化皮。

其后，冷轧为0.20mm。最终退火以升温速度20℃/秒加热钢带，到达1000℃后，在均热15秒后进行空气冷却。并且，作为Cu的析出处理，将钢板加热到600℃，均热1分钟后进行空气冷却。

此时，对制造条件进行各种变更，制作了{100}晶体取向强度I不同的无取向电磁钢板。而且，测量了各无取向电磁钢板的、具有小于100nm的直径的Cu单质的颗粒的每10μm²的个数、{100}晶体取向强度I、以及平均结晶粒径r。在表16中示出该结果。

另外，通过与第一试验同样的程序，还测量了铁损W10/400、磁通密度、拉伸强度(TS)及总伸长率(EL)。在表16中示出该结果。

【表15】

【表16】

如表15和表16所示，在试样No.803～No.808和No.865～No.870中，由于化学组成处于本发明的范围内，且其他条件处于本发明的范围内，因此在磁特性和机械特性方面得到了良好的结果。

在试样No.801和No.802中，由于Ni含量过少，因此总伸长率(EL)不足。

在试样No.809中，由于Ni含量过多，因此总伸长率(EL)不足。

在试样No.810～No.818中，由于{100}晶体取向强度I过低，因此磁通密度B50不足。

在试样No.819～No.827中，由于几乎不含粗大析出物生成元素，因此铁损W10/400差。

在试样No.828～No.836中，由于Cu含量过少，因此拉伸强度(TS)不足。

在试样No.837～No.845中，由于Cu含量过少，并且{100}晶体取向强度I过低，因此拉伸强度(TS)和磁通密度B50不足。

在试样No.846～No.854中，由于几乎不含粗大析出物生成元素，Cu含量过少，因此铁损W10/400差，拉伸强度TS不足。

在试样No.855中，由于Si含量少，因此铁损W10/400高。

在试样No.856中，由于Si含量多，因此在试验中发生了断裂。

在试样No.857中，由于Mn含量少，因此铁损W10/400高。

在试样No.858中，由于Mn含量多，因此得到了铁损W10/400高、磁通密度B50差的结果。

在试样No.859中，由于Al含量多，因此在试验中发生了断裂。

在试样No.860中，由于P含量少，因此得到了拉伸强度(TS)低、磁通密度B50差的结果。

在试样No.861中，由于P含量多，因此在试验中发生了断裂。

在试样No.862中，由于S含量多，因此铁损W10/400高。

在试样No.863中，由于Mg含量多，因此铁损W10/400高。

在试样No.864中，由于平均结晶粒径大，因此拉伸强度(TS)及总伸长率EL低，铁损W10/400高。

(第九试验)

在第九试验中，铸造具有表17所示的化学组成的钢液制作板坯，进行该板坯的热轧，得到柱状晶的比例为以面积分率计为80％以上，且平均结晶粒径为0.1mm以上的钢带。

接着，进行钢带的冷轧、最终退火和Cu的析出处理，制作了厚度0.20mm和0.65mm的各种无取向电磁钢板。此外，冷轧在冷轧温度50℃、冷轧压下率80％进行，最终退火以升温速度20℃/秒加热钢带，到达1000℃后，均热15秒后进行空气冷却。并且，作为Cu的析出处理，将钢板加热到600℃，在均热1分钟后进行空气冷却。此外，试样No.912省略了Cu的析出处理。而且，测量了各无取向电磁钢板的、Cu单质的小于100nm的颗粒的每10μm²的个数、{100}晶体取向强度I、以及平均结晶粒径r。在表18中示出该结果。

并且，测定了各无取向电磁钢板的磁特性和机械特性。在该测定中，使用了外径为5英寸、内径为4英寸的环试验片。即，进行了环磁性测定。在表18中示出该结果。铁损W10/400如果在以式2表示的评价基准W0(W/kg)以下，则表示为优异的值。也就是说，厚度为0.20mm时为11.0(W/kg)以下、厚度为0.65mm时为46.7(W/kg)以下评价为优异。另外，磁通密度B50为1.63T以上评价为优异。

W0＝11×[0.45+0.55×{0.5×(t/0.20)+0.5×(t/0.20)²}](式2）

在此，机械特性通过JIS所述的方法进行了试验。使用的试验片是试验片的平行部符合钢板的轧制方向的JIS5号试验片。

尤其是HEV用马达中使用的无取向电磁钢板需要耐受接近1万rpm的超高速旋转，因此以TS≧590MPa、EL≧10％作为良好的基准。

【表17】

【表18】

如表17和表18所示，在试样No.901～No.910、No.914～No.916中，由于化学组成处于本发明的范围内，且其他条件处于本发明的范围内，因此在磁特性和机械特性方面得到了良好的结果。

在试样No.911中，由于几乎不含粗大析出物生成元素，因此铁损W10/400高。

在试样No.912中，由于Cu含量过少，因此拉伸强度(TS)不足。

在试样No.913中，由于Cu含量过多，因此在试验中发生了断裂。

在试样No.917中，由于板厚过厚，因此铁损W10/400高。

(第十试验)

在第十试验中，铸造具有表19所示的化学组成的钢液，制作板坯，进行该板坯的热轧，得到柱状晶的比例以面积分率计为80％以上、且平均结晶粒径为0.1mm以上的钢带。此外，剩余部分为Fe和杂质。接着，进行钢带的冷轧、最终退火和Cu的析出处理，制作厚度0.20mm的各种无取向电磁钢板。此时，对制造条件进行各种变更，制作了{100}晶体取向强度I不同的无取向电磁钢板。而且，测量了各无取向电磁钢板的、Cu单质的小于100nm的颗粒的每10μm²的个数、{100}晶体取向强度I、以及平均结晶粒径r。在表20中示出该结果。

另外，通过与第九试验同样的程序，还测量了铁损W10/400、磁通密度B50、拉伸强度(TS)及总伸长率(EL)。在表20中示出该结果。

【表19】

【表20】

如表19和表20所示，在试样No.923～No.928中，由于化学组成处于本发明的范围内，且其他条件处于本发明的范围内，因此在磁特性和机械特性方面得到了良好的结果。

在试样No.921和No.922中，由于Ni含量过少，因此总伸长率(EL)不足。

在试样No.929中，由于Ni含量过多，因此总伸长率(EL)不足。

在试样No.930～No.938中，由于{100}晶体取向强度I过低，因此磁通密度B50不足。

在试样No.939～No.947中，由于几乎不含粗大析出物生成元素，因此铁损W10/400差。

在试样No.948～No.956中，由于Cu含量过少，因此拉伸强度(TS)不足。

在试样No.957～No.965中，由于Cu含量过少，并且{100}晶体取向强度I过低，因此拉伸强度(TS)和磁通密度B50不足。

在试样No.966～No.974中，由于几乎不含粗大析出物生成元素，并且Cu含量过少，因此铁损W10/400差，拉伸强度(TS)不足。

[工业上的可利用性]

根据本发明，可以提供一种磁特性优异、且强度及伸长率均优异的无取向电磁钢板。因此，本发明在工业上的利用价值高。

Claims

1.一种无取向电磁钢板，其特征在于，具有下述所示的化学组成：以质量％计，