CN116867916A - 无取向性电磁钢板用热轧钢板、无取向性电磁钢板用热轧钢板的制造方法、以及无取向性电磁钢板的制造方法 - Google Patents

无取向性电磁钢板用热轧钢板、无取向性电磁钢板用热轧钢板的制造方法、以及无取向性电磁钢板的制造方法 Download PDF

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Abstract

本发明的无取向性电磁钢板用热轧钢板以规定的量含有Si、Mn、Al、Ti、Nb、V、Zr作为化学成分，在与轧制方向和板厚方向平行的切断面中观察时，当量圆直径为10～200nm的AlN存在于铁素体晶粒的晶粒内及晶界，使存在于晶粒内及晶界的所述AlN的个数密度相对于观察面积为8.0个/μm2以下，且使存在于晶界的所述AlN的个数密度相对于晶界面积为40个/μm2以下。

Description

无取向性电磁钢板用热轧钢板、无取向性电磁钢板用热轧钢 板的制造方法、以及无取向性电磁钢板的制造方法
技术领域
本发明涉及能够提高磁特性的无取向性电磁钢板用热轧钢板、无取向性电磁钢板用热轧钢板的制造方法、以及无取向性电磁钢板的制造方法。
背景技术
无取向性电磁钢板主要被用于旋转机等的铁芯材料。近年来，即使在使用低等级的无取向性电磁钢板的领域中，设备的高效率化的要求也提高。因此，即使是低等级的无取向性电磁钢板，也要求在抑制成本的同时提高磁通密度，并且降低铁损。
进而，近年来旋转机的逆变器控制化发展，要求高频下的铁损的改善。因此，即使是低等级的无取向性电磁钢板，也要求降低高频下的铁损。
低等级的无取向性电磁钢板一般Si含量低且具有在制造过程中产生α-γ相变(铁素体－奥氏体相变)的化学成分。到目前为止，关于这样的低等级无取向性电磁钢板，提出了省略热轧板退火而提高磁特性的方法。
例如，专利文献1提出了一种在Ar3相变点以上结束热轧，在从Ar3相变点至Ar1相变点的温度范围以5℃/秒以下进行缓冷的方法。但是，难以在工业制造过程中实现该冷却速度。
另外，专利文献2提出了一种在钢中添加Sn，根据Sn浓度控制热轧的精轧温度，得到高磁通密度的方法。但是，该方法的Si浓度限定为0.4％以下，对得到低铁损是不充分的。
专利文献3提出了一种通过限定热轧时的加热温度、精轧温度，从而高磁通密度以及去应力退火时的晶粒生长性优异的钢板。但是，该方法由于不具有替代热轧板退火的自退火等工序，因此不能得到高磁通密度。
专利文献4提出了一种通过控制钢的化学成分和热轧条件而提高磁通密度的方法。在该专利文献4中，对于AlN在γ→α相变时的α晶界微细析出、在热轧板的自退火时晶粒生长被阻碍的技术问题，将精轧温度控制在800℃～(Ar1+20℃)、将卷曲温度控制780℃以上。但是，该方法不能解决γ→α相变时AlN析出的根本的技术问题。
在先技术文献
专利文献
专利文献1：日本国特开平06-192731号公报
专利文献2：日本国特开2006-241554号公报
专利文献3：日本国特开2007-217744号公报
专利文献4：国际公开第2013/069754号
发明内容
发明要解决的技术问题
如上所述，低等级的无取向性电磁钢板一般具有在制造过程中产生α-γ相变的化学成分。对于这样的低等级的无取向性电磁钢板，在现有技术中，尝试替代热轧板退火而在热轧后进行自退火来提高磁特性。但是，如上所述，以往技术并未充分满足磁特性。特别是，高温下的铁损的改善不充分。
本发明鉴于上述情况而完成。本发明的目的在于，提供除了一般的磁特性以外高频下的铁损特性也优异的无取向性电磁钢板用热轧钢板、无取向性电磁钢板用热轧钢板的制造方法、以及无取向性电磁钢板的制造方法。
用于解决技术问题的技术手段
本发明的主旨如下。
(1)本发明的一个方案的无取向性电磁钢板用热轧钢板，
作为化学成分，以质量％计，含有
C：0.005％以下、
Si：0.10～1.50％、
Mn：0.10～0.60％、
P：0.100％以下、
Al：0.20～1.00％、
Ti：0.0010～0.0030％、
Nb：0.0010～0.0030％、
V：0.0010～0.0030％、
Zr：0.0010～0.0030％、
N：0.0030％以下、
Sn：0～0.20％、
Sb：0～0.20％，
剩余部分由Fe及杂质构成，
在与轧制方向和板厚方向平行的切断面中观察时，当量圆直径为10～200nm的AlN存在于铁素体晶粒的晶粒内及晶界，
存在于所述晶粒内及所述晶界的所述AlN的个数密度相对于观察面积为8.0个/μm2以下，且
存在于所述晶界的所述AlN的个数密度相对于晶界面积为40个/μm2以下。
(2)在如(1)所记载的无取向性电磁钢板用热轧钢板中，
作为化学成分，以质量％计，也可以含有
Sn：0.02～0.20％、
Sb：0.02～0.20％
的至少一者。
(3)本发明的一个方案的无取向性电磁钢板用热轧钢板的制造方法，是如上述(1)或(2)所记载的无取向性电磁钢板用热轧钢板的制造方法，
将板坯加热至1050℃以上1180℃以下的温度范围，
对所述加热后的板坯进行粗轧，
将所述粗轧后的粗轧材料保持在850℃以上Ar1点以下的温度范围，
将所述保持后的粗轧材料再加热至超过Ar1点且Ac1点以下的温度范围，
以精轧后的结束温度为800℃以上Ar1点以下的条件对所述刚加热后的粗轧材料进行精轧，
将所述精轧后的精轧材料在750℃以上850℃以下的温度范围内卷取，
所述板坯作为化学成分，以质量％计，含有
C：0.005％以下、
Si：0.10～1.50％、
Mn：0.10～0.60％、
P：0.100％以下、
Al：0.20～1.00％、
Ti：0.0010～0.0030％、
Nb：0.0010～0.0030％、
V：0.0010～0.0030％、
Zr：0.0010～0.0030％、
N：0.0030％以下、
Sn：0～0.20％、
Sb：0～0.20％，
剩余部分由Fe及杂质构成。
(4)本发明的无取向性电磁钢板的制造方法，是使用如上述(1)或(2)所记载的无取向性电磁钢板用热轧钢板的无取向性电磁钢板的制造方法，
对所述无取向性电磁钢板用热轧钢板不进行热轧板退火而进行冷轧，
对所述冷轧后的冷轧材料在800℃以上Ac1点以下进行最终退火。
发明效果
根据本发明的上述方案，能够提供除了一般的磁特性以外高频下的铁损特性也优异的无取向性电磁钢板用热轧钢板、无取向性电磁钢板用热轧钢板的制造方法、以及无取向性电磁钢板的制造方法。
具体实施方式
以下，对本发明的优选的实施方式进行详细说明。但是，本发明并不仅限于本实施方式所公开的构成，在不脱离本发明的主旨的范围内能够进行各种变更。另外，在以下数值限定范围中，下限值和上限值包含在该范围内。表示为“小于”或“超过”的数值，其值不包含在数值范围内。另外，只要没有特别说明，则关于各元素的含量的“％”是指“质量％”。
在本实施方式的无取向性电磁钢板用热轧钢板中，复合且不可分地控制化学成分与制造条件，控制热轧钢板中所含的AlN的形态。
例如，优选的是，在具有在制造过程中产生α-γ相变的化学成分、且替代热轧板退火而在热轧后进行自退火而制造的无取向性电磁钢板中，为了提高磁特性，在热轧后的自退火时、最终退火时，优选使晶粒充分生长。
但是，热轧钢板中所含AlN钉扎晶界移动，阻碍晶粒生长。因此，热轧钢板中所含的AlN越少越优选。
例如，在上述专利文献4中尝试了降低钢板中所含的AlN。的确，通过专利文献4所公开的技术，可能能够在某种程度上降低钢板中所含的AlN。但是，在专利文献4所公开的技术中，不能根本地抑制在γ→α相变时析出的AlN，特别是在铁素体(α)晶粒的晶界析出不少AlN。因此，在热轧后的自退火时、最终退火时晶粒不能充分生长。
在本实施方式中，复合且不可分地控制化学成分与制造条件，使存在于α相的晶粒内及晶界的AlN的个数减少，特别是使存在于α相的晶界的AlN的个数减少。结果，在热轧后的自退火时、最终退火时晶粒能够充分生长，因此能够得到除了一般的磁特性以外高频下的铁损特性也优异的无取向性电磁钢板。
此外，专利文献4中提到了最终退火后的钢板中的AlN个数密度。但是，由于推测在热轧工序中析出的AlN在最终退火中奥斯瓦尔德熟化，AlN个数密度减少，因此未必能够与本实施方式的热轧钢板中的AlN个数密度进行比较。进而，热轧后的钢板晶体组织在后续的冷轧中被加工而变形，在最终退火中再结晶及晶粒生长，因此热轧后的铁素体晶界与最终退火后的铁素体晶界未必一致。
本实施方式的无取向性电磁钢板用热轧钢板
作为化学成分，以质量％计，含有
C：0.005％以下、
Si：0.10～1.50％、
Mn：0.10～0.60％、
P：0.100％以下、
Al：0.20～1.00％、
Ti：0.0010～0.0030％、
Nb：0.0010～0.0030％、
V：0.0010～0.0030％、
Zr：0.0010～0.0030％、
N：0.0030％以下、
Sn：0～0.20％、
Sb：0～0.20％，
剩余部分由Fe及杂质构成，
在与轧制方向和板厚方向平行的切断面中观察时，当量圆直径为10～200nm的AlN存在于铁素体晶粒的晶粒内及晶界，
存在于上述晶粒内及上述晶界的上述AlN的个数密度相对于观察面积为8.0个/μm2以下，且
存在于上述晶界的上述AlN的个数密度相对于晶界面积为40个/μm2以下。
<热轧钢板的化学成分>
首先，关于本实施方式的无取向性电磁钢板用热轧钢板，说明钢的化学成分的限定理由。
在本实施方式中，热轧钢板含有基本元素作为化学成分，根据需要含有选择元素，剩余部分由Fe及杂质构成。
C：0.005％以下
C是使铁损劣化，还成为磁时效的原因的有害的元素。C含量为0.005％以下。C含量优选为0.003％以下。C含量越低越优选，下限也可以为0％。但是，考虑到工业生产性，C含量也可以超过0％。也可以为0.0015％以上、0.0020％以上、或0.0025％以上。
Si：0.10～1.50％
Si是使钢的固有电阻增加、使铁损降低的元素。因此，Si含量的下限为0.10％。另一方面，过剩的添加会使磁通密度降低。因此，Si含量的上限为1.50％。优选的是，Si含量的下限也可以为0.50％，Si含量的上限也可以为1.20％。
Mn：0.10～0.60％
Mn提高钢的固有电阻提高，并且使硫化物粗大化而无害化。因此，Mn含量的下限为0.10％。另一方面，过剩的添加会使钢脆化，另外导致成本上升。因此，Mn含量的上限为0.60％。
P：0.100％以下
P有时也提高钢板的硬度，但导致钢的脆化。P含量为0.100％以下。P含量优选为0.08％。P含量越低越优选，下限也可以为0％。但是，考虑到工业生产性，P含量也可以为0.001％以上。
Al：0.20～1.00％
Al是脱氧元素，同时是提高固有电阻、使α-γ相变点上升以及生成AlN的元素。因此，Al含量的下限为0.20％。另一方面，过剩的添加会导致磁通密度降低、加工性降低。因此，Al含量的上限为1.00％。Al含量的上限优选为0.80％。
Ti：0.0010～0.0030％
Ti是生成氮化物的元素，但与AlN不同，即使是γ相也充分地作为氮化物析出。在本实施方式中，为了抑制γ→α相变时AlN在α晶界微细析出，Ti作为氮化物生成元素是重要的。因此，Ti含量的下限为0.0010％。另一方面，过剩的添加会生成碳化物，使最终退火时的晶粒生长恶化。因此，Ti含量的上限为0.0030％。
Nb：0.0010～0.0030％
Nb是生成氮化物的元素，但与AlN不同，即使是γ相也充分地作为氮化物析出。在本实施方式中，为了抑制γ→α相变时AlN在α晶界微细析出，Nb作为氮化物生成元素是重要的。因此，Nb含量的下限为0.0010％。另一方面，过剩的添加会生成碳化物，使最终退火时的晶粒生长恶化。因此，Nb含量的上限为0.0030％。
V：0.0010～0.0030％
V是生成氮化物的元素，但与AlN不同，即使是γ相也充分地作为氮化物析出。在本实施方式中，为了抑制γ→α相变时AlN在α晶界微细析出，V作为氮化物生成元素是重要的。因此，V含量的下限为0.0010％。另一方面，过剩的添加会生成碳化物，使最终退火时的晶粒生长恶化。因此，V含量的上限为0.0030％。
Zr：0.0010～0.0030％
Zr是生成氮化物的元素，但与AlN不同，即使是γ相也充分地作为氮化物析出。为了抑制γ→α相变时AlN在α晶界微细析出，Zr作为氮化物生成元素是重要的。因此，Zr含量的下限为0.0010％。另一方面，过剩的添加会生成碳化物，使最终退火时的晶粒生长恶化。因此，Zr含量的上限为0.0030％。
N：0.0030％以下、
N是生成AlN的元素，对于晶粒生长不优选。本实施方式中作为能够将N无害化的容许上限，N含量为0.0030％以下。N含量越低越优选，下限也可以为0％。但是，考虑到工业生产性，N含量也可以为0.0001％以上。例如，在N含量为0.0001％以上时，容易生成AlN，容易阻碍晶粒生长。
Sn：0～0.20％
Sb：0～0.20％
Sn、Sb改善冷轧再结晶后的织构，并提高其磁通密度。因此，Sn、Sb也可以根据需要含有。例如，Sn含量和Sb含量的下限优选为0.02％，更优选为0.03％。另一方面，过剩的添加会使钢脆化。因此，Sn含量和Sb含量的上限为0.20％。Sn含量和Sb含量的上限优选为0.10％。
Sn和Sb只要含有至少一者，就可得到上述效果。因此，作为化学成分，以质量％计，优选含有Sn：0.02～0.20％或Sb：0.02～0.20％的至少一者。
上述的本实施方式的热轧钢板的化学成分对应于在制造过程中产生α-γ相变的化学成分。
另外，在本实施方式中，作为化学成分，也可以含有杂质。此外，“杂质”意味着即使含有也不损害本实施方式的效果的元素，是指在工业上制造钢板时从作为原料的矿石、废料或从制造环境等中混入的元素。杂质的合计含量的上限例如可以为5％。
上述化学成分通过一般的分析方法进行测定即可。例如，化学成分使用ICP-AES(Inductively Coupled Plasma-Atomic Emission Spectrometry：电感耦合等离子体原子发射光谱法)进行测定即可。具体而言，通过利用岛津制作所制ICPS-8100等(测定装置)，以基于预先制作的校准曲线的条件对从钢板采集的35mm见方的试验片进行测定，从而确定化学成分。此外，C使用燃烧－红外线吸收法进行测定即可，N使用惰性气体熔融－热导法进行测定即可。
通过铸造以热轧钢板成为上述说明的成分组成的方式调整的钢水，由此形成板坯。此外，板坯的铸造方法没有特别限定。另外，在研究开发中，即使通过真空熔化炉等形成钢锭，对于上述成分，也能够确认与形成板坯的情况同样的效果。
<热轧钢板中所含的AlN>
关于本实施方式的无取向性电磁钢板用热轧钢板，说明热轧钢板中所含的AlN的限定理由。
如上所述，在本实施方式中，复合且不可分地控制化学成分与制造条件，控制热轧钢板中所含的AlN的形态。特别是，在本实施方式中，抑制AlN在α晶粒的晶界析出。
在本实施方式的无取向性电磁钢板用热轧钢板中，在与轧制方向和板厚方向平行的切断面中观察时，当量圆直径为10～200nm的AlN存在于铁素体晶粒(α晶粒)的晶粒内及晶界，
存在于晶粒内及晶界的AlN的个数密度(合计的个数密度)相对于观察面积为8.0个/μm2以下，且
存在于晶界的AlN的个数密度(晶界中的个数密度)相对于晶界面积为40个/μm2以下。
在本实施方式中，作为对晶粒生长最造成影响的AlN的尺寸，控制当量圆直径10～200nm的AlN。在本实施方式的无取向性电磁钢板用热轧钢板中，上述尺寸的AlN包含于α晶粒的晶粒内及晶界。
存在于α晶粒的晶粒内及晶界的上述尺寸的AlN的个数密度相对于观察面积超过8.0个/μm 2时，自退火、最终退火时的晶粒生长变得不充分。结果，作为无取向性电磁钢板，导致磁通密度、铁损特性降低。存在于α晶粒的晶粒内及晶界的上述尺寸的AlN的个数密度相对于观察面积为8.0个/μm2以下。另一方面，存在于α晶粒的晶粒内及晶界的上述尺寸的AlN的个数密度越少越优选，下限也可以相对于观察面积为0个/μm2。但是，实际上难以使该个数密度为0个/μm2，在工业上，存在于α晶粒的晶粒内及晶界的上述尺寸的AlN的个数密度有时相对于观察面积为0.1个/μm2以上。
另外，为了改善高频下的铁损特性，仅控制存在于α晶粒的晶粒内及晶界的上述尺寸的AlN的个数密度(合计的个数密度)并不充分，优选控制存在于α晶粒的晶界的上述尺寸的AlN的个数密度(晶界中的个数密度)。
存在于α晶粒的晶界的上述尺寸的AlN的个数密度相对于晶界面积超过40个/μm 2时，自退火、最终退火时的晶粒生长变得不充分。结果，作为无取向性电磁钢板，导致高频下的铁损特性降低。存在于α晶粒的晶界的上述尺寸的AlN的个数密度相对于晶界面积为40个/μm2以下。该个数密度优选为35个/μm2以下。另一方面，存在于α晶粒的晶界的上述尺寸的AlN的个数密度越少越优选，下限也可以相对于晶界面积为0个/μm2。但是，实际上难以使该个数密度为0个/μm2，在工业上，存在于α晶粒的晶界的上述尺寸的AlN的个数密度有时相对于晶界面积为0.5个/μm2以上。
热轧钢板中所含的AlN可以使用TEM-EDS(Transmission Electron Microscope-Energy Dispersive X-ray Spectroscopy：透射电子显微镜－能量色散X射线光谱法)来确定。例如，从热轧钢板采集与轧制方向和板厚方向平行的截面为观察面的薄膜试样，基于TEM-EDS的观察及定量分析结果，在观察视野中确定Al与N的原子比大致为1:1的析出物即可。将所确定的AlN的面积换算为圆时的直径定义为当量圆直径。确定观察视野(观察面积)中存在的当量圆直径为10～200nm的AlN，求出存在于α晶粒的晶粒内及晶界的AlN的个数密度(合计的个数密度)以及存在于α晶粒的晶界的AlN的个数密度(晶界中的个数密度)即可。例如，观察视野为至少10μm×10μm的范围即可。存在于晶界的AlN的个数设为存在于从晶界到夹着晶界向各晶粒内0.2μm为止的距离的AlN的个数即可，晶界面积设为通过TEM-EDS观察得到的像中的晶界的总距离乘以0.4μm而得到的值即可。此外，为了导出当量圆直径，也可以用扫描仪等读入通过TEM-EDS观察得到的像，并使用市售的图像分析软件进行分析。
<热轧钢板的制造方法>
接着，说明本实施方式的无取向性电磁钢板用热轧钢板的制造方法。
本实施方式的无取向性电磁钢板用热轧钢板的制造方法是上述的热轧钢板的制造方法，具体如下：
将板坯加热至1050℃以上1180℃以下的温度范围，
对上述加热后的板坯进行粗轧，
将上述粗轧后的粗轧材料保持在850℃以上Ar1点以下的温度范围，
将上述保持后的粗轧材料再加热至超过Ar1点且Ac1点以下的温度范围，
以精轧后的结束温度为800℃以上Ar1点以下的条件对上述刚加热后的粗轧材料进行精轧，
将上述精轧后的精轧材料在750℃以上850℃以下的温度范围内卷取，
上述板坯作为化学成分，以质量％计，含有
C：0.005％以下、
Si：0.10～1.50％、
Mn：0.10～0.60％、
P：0.100％以下、
Al：0.20～1.00％、
Ti：0.0010～0.0030％、
Nb：0.0010～0.0030％、
V：0.0010～0.0030％、
Zr：0.0010～0.0030％、
N：0.0030％以下、
Sn：0～0.20％、
Sb：0～0.20％，
剩余部分由Fe及杂质构成。
在本实施方式中，在热轧的精轧后对卷材进行自退火，指向提高作为无取向性电磁钢板的磁特性。例如，在本实施方式中，在热轧时将板坯加热温度设为1050℃～1180℃，进行粗轧，将粗轧材料保持为850℃～Ar1点，将保持后的粗轧材料加热至超过Ar1点且Ac1点以下，进行精轧，并将精轧材料在750℃～850℃下卷取。通过这些制造条件，能够优选地抑制AlN向α相的晶界析出。结果，在自退火时、最终退火时晶粒优选地生长，作为无取向性电磁钢板能够得到优异的铁损和磁通密度。
板坯的化学成分与上述的热轧钢板的化学成分相同。在无取向性电磁钢板的制造中，在从板坯到得到热轧钢板的过程中化学成分几乎没有变化。上述板坯的化学成分对应于在制造过程中产生α-γ相变的化学成分。
为了防止析出物再固溶而微细析出，使铁损不劣化，板坯加热温度设为1180℃以下。但是，若板坯加热温度过低，则变形阻力变高、热轧的负荷增加，因此设为1050℃以上。板坯加热温度的下限优选为1080℃。板坯加热温度的上限优选为1150℃、更优选为1130℃。
粗轧的条件没有特别限定。应用公知的粗轧条件即可。
将粗轧后的粗轧材料保持在Ar1点以下从而使其相变为α相。Ar1点是指冷却时向α相的相变结束的温度。在本实施方式中，由于作为化学成分必须含有Ti、Nb、V以及Zr，因此在γ相中生成Ti、Nb、V以及Zr的氮化物，钢中的AlN的存在个数变少，且钢中的固溶N的含量减少。但是，一部分的N是仍然固溶于钢中的状态。因此，将粗轧后的粗轧材料保持在Ar1点以下从而使钢组织相变为N溶解度小的α相的单相组织。结果，钢中固溶的N作为氮化物(例如AlN)大量析出。通过实施这样的加热循环并控制固溶N量，能够抑制在精轧之后氮化物大量析出。
本发明人等进行研究，结果得知在粗轧后且精轧前析出的AlN最终难以成为存在于α相的晶界的AlN。详细的理由现在不明确，但认为即使在粗轧后且精轧前AlN在晶界析出，根据由精轧引起的动态及静态的组织变化，AlN的存在位置(晶界或晶粒内)会变化。因此，认为最终存在于α相的晶界的AlN的个数变少。即，在本实施方式中，重要的是，在粗轧后且精轧前使钢中固溶的N作为氮化物(例如AlN)大量析出，在精轧之后不使该氮化物再固溶。例如，认为若在精轧之后氮化物再固溶，则在精轧后的冷却过程中钢中再固溶的N优先作为AlN在α相的晶界析出。
根据上述的理由，粗轧后的粗轧材料保持在Ar1点以下。另一方面，若保持温度过低，则氮化物难以析出且难以生长。因此，粗轧后的粗轧材料保持在850℃以上。
将粗轧后的粗轧材料冷却至850℃以上Ar1点以下的温度范围的冷却速度没有特别限制。但是，粗轧结束后，优选以平均冷却速度0.1～2℃/sec将粗轧材料冷却至850℃以上Ar1点以下的温度范围。平均冷却速度小于0.1℃/sec时生产效率差，超过2℃/sec时有时氮化物难以析出或难以生长。
保持在850℃以上Ar1点以下的温度范围的粗轧材料再加热至超过Ar1点且Ac1点以下的温度范围。如上所述，Ar1点是指冷却时向α相的相变结束的温度。Ac1点是指升温时向γ相的相变开始的温度。保持在850℃以上Ar1点以下的温度范围的粗轧材料相变为α相的单相组织，但在该温度下，粗轧材料的精轧温度和卷取温度变得过低。因此，为了使精轧温度和卷取温度上升，使卷取成卷材的状态下的自退火效果增大，将上述保持后的粗轧材料再加热。再加热温度超过Ac1点时，产生从α相向γ相的相变，N在钢中再固溶，再固溶后的N在精轧后的冷却过程中作为氮化物(例如AlN)析出。特别是，在α相的晶界大量析出，结果，阻碍自退火时、最终退火时的晶粒生长。因此，再加热温度设为Ac1点以下。另一方面，为了使精轧温度和卷取温度上升而得到充分的自退火效果，再加热温度为超过Ar1点。此外，只要在该温度范围内则可以多次加热。另外，再加热的方法、方式没有特别限制，使用感应加热等即可。此外，Ar1和Ac1的温度通过实验求出即可。
对再加热至超过Ar1点且Ac1点以下的温度范围的粗轧材料进行精轧。精轧的结束温度设为800℃以上Ar1点以下。如上所述，Ar1点是指冷却时向α相的相变结束的温度。若精轧的结束温度低于800℃，则不能确保充分的卷取温度。因此，精轧的结束温度为800℃以上。另一方面，若精轧的结束温度超过Ar1点，则在精轧材料中γ相作为钢组织而部分残留，在精轧后的卷取时产生γ→α相变，固溶于γ相中的N在α相的晶界析出，结果，阻碍自退火时、最终退火时的晶粒生长。因此，精轧的结束温度设为Ar1点以下。
精轧材料的卷取温度设为750℃以上850℃以下。卷曲温度小于750℃时，在自退火中晶粒无法充分生长。因此，卷取温度为750℃以上。另一方面，若卷取温度超过850℃，则精轧材料的表层氧化皮(表面氧化物)过多，酸洗中的去污性变差。因此，卷取温度为850℃以下。
满足上述制造条件而制造的热轧钢板的存在于α相的晶粒内及晶界的AlN的个数少，特别是存在于α相的晶界的AlN的个数少。结果，在热轧后的自退火时、最终退火时晶粒能够充分生长，因此能够得到除了一般的磁特性以外高频下的铁损特性也优异的无取向性电磁钢板。
<无取向性电磁钢板的制造方法>
以下，对本实施方式的无取向性电磁钢板的制造方法进行说明。
本实施方式的无取向性电磁钢板的制造方法，是使用上述的热轧钢板的无取向性电磁钢板的制造方法，
对满足上述制造条件而制造的热轧钢板不进行热轧板退火而进行冷轧，
对上述冷轧后的冷轧材料在800℃以上Ac1点以下进行最终退火。
满足上述制造条件而制造的热轧钢板在酸洗后进行冷轧，并进行最终退火。冷轧的条件没有特别限定。应用公知的冷轧条件即可。
最终退火温度设为800℃以上Ac1点以下。最终退火温度小于800℃时，未再结晶组织残留，磁特性变差。因此，最终退火温度为800℃以上。另一方面，若最终退火温度超过Ac1点，则产生α→γ相变，磁特性恶化。因此，最终退火温度设为Ac1点以下。
此外，最终退火时间优选为10秒以上600秒以下。若最终退火时间为上述时间，则能够使晶粒充分生长。
满足上述制造条件而制造的无取向性电磁钢板除了一般的磁特性以外高频下的铁损特性也优异。
无取向性电磁钢板的铁损越低越优选，例如，铁损W15/50优选为小于5.2W/kg，铁损W10/200优选为小于18.0W/kg。另外，无取向性电磁钢板的磁通密度越高越优选，例如，磁通密度B50优选为1.69T以上，磁通密度B25优选为1.62T以上。
此外，磁通密度等电磁钢板的磁特性能够通过公知的方法进行测定。例如，电磁钢板的磁特性能够通过基于JIS C2550:2011所规定的爱泼斯坦试验的方法、或者JIS C2556:2015所规定的单板磁特性试验法(Single Sheet Tester：SST)等进行测定。此外，在研究开发中，在通过真空熔化炉等形成钢锭的情况下，难以采集与实机制造同等尺寸的试验片。在该情况下，例如，也可以采集试验片使其为宽度55mm×长度55mm，进行基于单板磁特性试验法的测定。进而，也可以对所得到的结果乘以校正系数，以便得到与基于爱泼斯坦试验的方法同等的测定值。在本实施方式中，通过依据单板磁特性试验法的测定法进行测定。
[实施例1]
通过实施例进一步具体地说明本发明的一个方案的效果，实施例中的条件是为了确认本发明的实施可能性及效果而采用的一个条件例，本发明并不限定于该条件例。只要不脱离本发明的主旨、达到本发明的目的，则本发明可以采用各种条件。
<实施例1>
将具有表1A～表1B所记载的化学成分的板坯在表2A～表2B所记载的热轧标记的制造条件下，热轧至厚度为2.5mm，卷取热轧钢板。
[表1A]
[表1B]
[表2A]
[表2B]
所制造的热轧钢板的化学成分与板坯的化学成分同等。从所制造的热轧钢板的板宽方向中央部切出试验片，以能够观察与轧制方向和板厚方向平行的截面的方式制作透射型电子显微镜(TEM)用试样，通过透射型电子显微镜(TEM)观察视野10μm×10μm的范围，如上述那样计算当量圆直径为10～200nm的AlN的个数密度。将其结果示于表3A～表3C。
[表3A]
[表3B]
[表3C]
另外，对热轧钢板进行酸洗后，冷轧至0.5mm而制成冷轧钢板，在表4所记载的最终退火标记的条件下实施最终退火，得到无取向性电磁钢板。
[表4]
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从最终退火后的无取向性电磁钢板与轧制方向和板宽方向平行地切出55mm见方的试验片，通过依据单板磁特性试验法(JIS C 2556:2015)的测定法进行铁损和磁通密度的测定，求出L方向和C方向的平均值。
对于铁损，除了作为以往的一般的评价指标的W15/50以外，还测定了作为在高频下使用时的铁损的W10/200。此外，W15/50是指将无取向性电磁钢板以50Hz激发至1.5T而得到的铁损，W10/200是指将无取向性电磁钢板以200Hz激发至1.0T而得到的铁损。
磁通密度测定了B50和B25。此外，B50是指以50Hz对无取向性电磁钢板赋予5000A/m的磁场时的磁通密度，B25是指以50Hz对无取向性电磁钢板赋予2500A/m的磁场时的磁通密度。
将W15/50小于5.2W/kg、W10/200小于18.0W/kg、B50为1.69T以上且B25为1.62T以上的情况判断为合格。将其结果一并示于表3A～表3C。
如表3A～表3C所示，本发明例满足化学组成和AlN个数密度，因此磁特性优异。与此相对，如表3A～表3C所示，比较例不满足化学组成或AlN个数密度的任意一者，因此制造性或磁特性不优异。
此外，在比较例No.d30和No.d31中，板坯成分中的Ti、Nb、V以及Zr的含量不满足优选的范围，且在粗轧后未将粗轧材料保持在850℃以上Ar1点以下的温度范围内，并且在粗轧后未将粗轧材料加热至超过Ar1点且Ac1点以下的温度范围。在比较例No.d30和No.d31中，在粗轧和精轧时由于注意以钢板温度不降低的方式实施轧制，因此在粗轧后即使不进行再加热精轧结束温度也为800℃以上。在比较例No.d30和No.d31中，虽然精轧结束温度为800℃以上，但由于未实施粗轧后的保持和再加热，因此作为热轧钢板AlN个数密度未被优选地控制。结果，在比较例No.d30和No.d31中，作为无取向性电磁钢板，满足W15/50，但W10/200不优异。
<实施例2>
将具有表1A～表1B所记载的化学成分的板坯在表2A～表2B所记载的热轧标记的制造条件下，热轧至厚度为2.5mm，卷取热轧钢板。
所制造的热轧钢板的化学成分与板坯的化学成分同等。从所制造的热轧钢板的板宽方向中央部切出试验片，以能够观察与轧制方向和板厚方向平行的截面的方式制作透射型电子显微镜(TEM)用试样，通过透射型电子显微镜(TEM)观察视野10μm×10μm的范围，如上述那样计算当量圆直径为10～200nm的AlN的个数密度。将其结果示于表5。
[表5]
另外，对热轧钢板进行酸洗后，冷轧至0.5mm而制成冷轧钢板，在表4所记载的最终退火标记的条件下实施最终退火，得到无取向性电磁钢板。
从最终退火后的无取向性电磁钢板与轧制方向和板宽方向平行地切出55mm见方的试验片，通过依据单板磁特性试验法(JIS C 2556:2015)的测定法进行铁损和磁通密度的测定，求出L方向和C方向的平均值。
对于铁损，除了作为以往的一般的评价指标的W15/50以外，还测定了作为在高频下使用时的铁损的W10/200。磁通密度测定了B50和B25。
与实施例1同样，将W15/50小于5.2W/kg、W10/200小于18.0W/kg、B50为1.69T以上且B25为1.62T以上的情况判断为合格。将其结果一并示于表5。
如表5所示，本发明例满足化学组成和AlN个数密度，因此磁特性优异。
工业可利用性
根据本发明的上述方案，能够提供除了一般的磁特性以外高频下的铁损特性也优异的无取向性电磁钢板用热轧钢板、无取向性电磁钢板用热轧钢板的制造方法、以及无取向性电磁钢板的制造方法。因此，工业可利用性高。

Claims (4)

1.一种无取向性电磁钢板用热轧钢板，其特征在于，
作为化学成分，以质量％计，含有
C：0.005％以下、
Si：0.10～1.50％、
Mn：0.10～0.60％、
P：0.100％以下、
Al：0.20～1.00％、
Ti：0.0010～0.0030％、
Nb：0.0010～0.0030％、
V：0.0010～0.0030％、
Zr：0.0010～0.0030％、
N：0.0030％以下、
Sn：0～0.20％、
Sb：0～0.20％，
剩余部分由Fe及杂质构成，
在与轧制方向和板厚方向平行的切断面中观察时，当量圆直径为10～200nm的AlN存在于铁素体晶粒的晶粒内及晶界，
存在于所述晶粒内及所述晶界的所述AlN的个数密度相对于观察面积为8.0个/μm2以下，且
存在于所述晶界的所述AlN的个数密度相对于晶界面积为40个/μm2以下。
2.如权利要求1所述的无取向性电磁钢板用热轧钢板，其特征在于，
作为化学成分，以质量％计，含有
Sn：0.02～0.20％、
Sb：0.02～0.20％的至少一者。
3.一种无取向性电磁钢板用热轧钢板的制造方法，是如权利要求1或2所述的无取向性电磁钢板用热轧钢板的制造方法，其特征在于，
将板坯加热至1050℃以上1180℃以下的温度范围，
对所述加热后的板坯进行粗轧，
将所述粗轧后的粗轧材料保持在850℃以上Ar1点以下的温度范围，
将所述保持后的粗轧材料再加热至超过Ar1点且Ac1点以下的温度范围，
以精轧后的结束温度为800℃以上Ar1点以下的条件对所述刚加热后的粗轧材料进行精轧，
将所述精轧后的精轧材料在750℃以上850℃以下的温度范围内卷取，
其中，所述板坯作为化学成分，以质量％计，含有
C：0.005％以下、
Si：0.10～1.50％、
Mn：0.10～0.60％、
P：0.100％以下、
Al：0.20～1.00％、
Ti：0.0010～0.0030％、
Nb：0.0010～0.0030％、
V：0.0010～0.0030％、
Zr：0.0010～0.0030％、
N：0.0030％以下、
Sn：0～0.20％、
Sb：0～0.20％，
剩余部分由Fe及杂质构成。
4.一种无取向性电磁钢板的制造方法，是使用如权利要求1或2所述的无取向性电磁钢板用热轧钢板的无取向性电磁钢板的制造方法，其特征在于，
对所述无取向性电磁钢板用热轧钢板不进行热轧板退火而进行冷轧，
对所述冷轧后的冷轧材料在800℃以上Ac1点以下进行最终退火。
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