CN1863934A - 高强度电磁钢板及其加工部件和它们的制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明的目的是，在例如冷轧性等与通常的电磁钢板比并不变化的情况下稳定地制造高强度、具有耐磨性、同时兼有磁通密度和铁损优异的磁特性的高强度无方向性电磁钢板。本发明提供一种高强度无方向性电磁钢板及其加工部件，其特征在于，以质量％计，含有C：0.06％或以下、Si：0.2～6.5％、Mn：0.05～3.0％、P：0.30％或以下、S或Se：0.040％或以下、Al：2.50％或以下、Cu：0.6～8.0％、N：0.0040％或以下，且在钢材内部含有直径为0.1μm或以下的由Cu构成的金属相。在其制造方法中，进行在300℃～720℃的温度区保持5秒或以上的热处理。

Description

高强度电磁钢板及其加工部件和它们的制造方法
技术领域
本发明通过使电磁钢板含有Cu，并实施适当的工序处理，从而提供使之存在微细的Cu金属相，在维持磁特性的同时具有高强度的电磁钢板、特别是无方向性电磁钢板。由本发明得到的电磁钢板适合于在要求强度的高速旋转机、和要求耐磨性的电磁开关等上使用。
背景技术
以前，旋转设备所要求的转速至高为10万rpm左右，转子(转动体)用材料使用层叠的电磁钢板。最近，要求竟达20～30万rpm的超高速旋转，产生施加在转子上的离心力大于电磁钢板的强度的可能性。而且，在转子上组入磁铁的结构的马达也变多，在转子的旋转中施加在转子材料自身上的载荷变大，在疲劳强度方面材料的强度也成为问题的情况变多。
另外，电磁开关在其用途上随着使用接触面磨损，因此希望得到不仅电磁特性，而且耐磨性也优异的磁性材料。
与这样的需求对应，最近关于强度高的无方向性电磁钢板进行了研讨，提出了几个方案。例如，在特开平1-162748号公报和特开昭61-84360号公报中提出这样的方案：将提高Si含量，而且含有Mn、Ni、Mo、Cr等的固溶体强化成分的1种、2种或更多种的板坯作为坯材，但在轧制时有可能频繁发生板断裂，造成生产效率降低、合格率降低等等，还有改善的余地，而且，由于大量含有Ni和Mo、Cr，因此成为价格极高的材料。
再有，在特开昭61-87848号公报中公开了这样的内容：用含有2.5％或以上的Si的钢水利用急冷凝固法制造高强度无方向性电磁钢板。又，在特开平8-41601号公报中公开了这样的内容：通过用2.0％或以下的低Si钢包覆2.5％或以上的高Si钢，来谋求改善轧制性。这些提案由于工艺都特殊，因此不能采用通常的电磁钢板的制造设备制造，认为难以工业性生产。
在充分利用以上的固溶元素强化的电磁钢板中，从磁特性方面看，本质上饱和磁通密度降低，因此制品板的磁通密度也不得不变低。另外，因为从结晶组织方面看，本质上细化了组织，因此就高强度化这方面来看是优选的，但另一方面，有铁损上升的问题。
另外，为提高材料的强度也考虑充分利用析出物，但从磁通密度和铁损的观点考虑，析出物也通过析出物自身的影响和结晶组织的细化，使磁特性劣化。这样，高强度电磁钢板原本应必需的磁特性显著劣化，这成为本质的问题。
特别是通过结晶组织细化或析出物来强化的材料，在加工成为马达等的电部件时，加工应变被引入到钢板中，在用于去除该加工应变的消应变退火(SRA)工序中，不能避免在其高温保持中引起的结晶组织的粗化、和析出物的粗化，从而引起强度降低。另外，高强度材料的使用，在加工制造电部件时，特别是在剪断工序中，也加快了模具磨损，因此也成为使电部件的制造成本上升的主因。
发明内容
这样，关于高强度的电磁钢板完成了很多的提案，但实际情况是，还未达到在确保必要的磁特性的同时，使用通常的电磁钢板制造设备工业性地稳定制造的地步。另外，在加工成电部件后进行的消应变退火工序中的软化、和在加工制造电部件时的模具磨损等的残留的课题也多。
本发明的目的是，与通常的电磁钢板比，在不使冷轧性等通常的制造工序有较大变化的情况下，稳定地制造高强度、具有耐磨性、同时兼有磁通密度和铁损优异的磁特性的高强度电磁钢板。
同样地，本发明的另一目的是制造一种电磁钢板，该电磁钢板在电部件的冲切等加工完了以前为比较软，通过加工成电部件后的热处理而硬化，在作为电部件使用时具有高强度和耐磨性等特性，同时兼有良好的磁特性。
本发明是为解决上述课题而完成的，通过使电磁钢板含有Cu，并对电磁钢板实施适当的热处理，从而使之含有由微细的Cu构成的金属相，在不会招致与以往的高强度电磁钢板相伴的磁特性或制造的容易度的劣化的情况下，就得到高强度、高耐磨性的电磁钢板。本发明的要旨如下。
(1)一种高强度电磁钢板及其加工部件，其特征在于，以质量％计，含有C：0.06％或以下、Si：0.2～6.5％、Mn：0.05～3.0％、P：0.30％或以下、S或Se：0.040％或以下、Al：2.50％或以下、Cu：0.6～8.0％、N：0.0400％或以下，其余量由Fe及不可避免的杂质组成，且钢材内部含有直径0.1μm或以下的由Cu构成的金属相。
(2)根据(1)所述的高强度电磁钢板及其加工部件，其特征在于，以质量％计，进一步含有从Nb：8％或以下、Ti：1.0％或以下、B：0.010％或以下、Ni：5％或以下、Cr：15.0％或以下中选择的1种、2种或更多种。
(3)根据(1)或(2)所述的高强度电磁钢板及其加工部件，其特征在于，以质量％计，进一步含有合计为0.5％或以下的选自Bi、Mo、W、Sn、Sb、Mg、Ca、Ce、La、Co的1种、2种或更多种。
(4)根据(1)～(3)的任1项所述的高强度电磁钢板及其加工部件，其中，在上述钢材内部存在的由Cu构成的金属相的数密度是20个/μm3或以上。
(5)根据(1)～(4)的任1项所述的高强度电磁钢板及其加工部件，其中，上述钢板的晶粒的平均直径是30～300μm。
(6)根据(1)～(5)的任1项所述的高强度电磁钢板及其加工部件，其中，在钢板内部残存加工组织。
(7)根据(1)～(6)的任1项所述的高强度电磁钢板及其加工部件，其中，钢板含有Nb的碳化物或氮化物。
(8)一种制造高强度电磁钢板及其加工部件的方法，其特征在于，在制造(1)～(7)的任1项所述的电磁钢板及其加工部件的过程中，进行在300℃～720℃的温度区保持5秒或以上的热处理。
(9)根据(8)所述的制造高强度电磁钢板及其加工部件的方法，其特征在于，作为上述热处理，在从最终热处理工序的750℃或以上的温度区开始的冷却过程中，在300℃～720℃的温度区保持5秒或以上。
(10)一种制造高强度电磁钢板及其加工部件的方法，其特征在于，在(8)或(9)所述的热处理之后，不在超过800℃的温度区保持20秒或以上。
(11)根据(1)～(7)的任1项所述的高强度电磁钢板及其加工部件，其特征在于，通过在形状加工后进行热处理，存在于该加工部件中的主要由Cu构成的金属相的数密度是20个/μm3或以上。
(12)根据(1)～(7)和(11)的任1项所述的高强度电磁钢板及其加工部件，其特征在于，通过在形状加工后进行热处理，存在于该加工部件内部的主要由Cu构成的金属相的平均直径是0.1μm或以下。
(13)根据(1)～(7)和(11)～(12)的任1项所述的高强度电磁钢板及其加工部件，其特征在于，通过在形状加工后进行热处理，该加工部件的晶粒的平均直径达到3～300μm。
(14)根据(1)～(7)和(11)～(13)的任1项所述的高强度电磁钢板及其加工部件，其特征在于，通过在形状加工后进行热处理，该加工部件内部的直径0.1μm或以下的主要由Cu构成的金属相的数密度增加至10倍或以上。
(15)根据(1)～(7)和(11)～(14)的任1项所述的高强度电磁钢板及其加工部件，其特征在于，通过在形状加工后进行热处理，该加工部件的拉伸强度上升30MPa或以上。
(16)根据(1)～(7)和(11)～(15)的任1项所述的高强度电磁钢板及其加工部件，其特征在于，通过进行形状加工后的热处理，该加工部件的硬度增加至1.1倍或以上。
(17)一种制造高强度电磁钢板的方法，其特征在于，在制造(11)～(16)的任1项所述的电磁钢板的过程中，在冷轧前的热轧工序中在精轧后的从750℃或以上的温度区开始的冷却过程中，使在450℃～700℃的温度区中的停留时间为300秒或以下，然后不在超过750℃的温度区保持，并进行冷轧，据此形状加工前为软质，通过形状加工后的热处理而硬化。
(18)根据(17)所述的制造高强度电磁钢板的方法，其特征在于，在热轧、冷轧之后的最终热处理工序中保持在750℃或以上，然后在从750℃或以上的温度区开始的冷却过程中，使在450～700℃的温度区中的停留时间为60秒或以下，然后不在超过750℃的温度区保持，据此形状加工前为软质，通过形状加工后的热处理而硬化。
(19)一种制造高强度电磁钢板及其加工部件的方法，其特征在于，将(1)～(7)、(11)～(16)的任1项所述的电磁钢板、或者根据(17)、(18)的任1项所述的方法制造的电磁钢板进行形状加工后，在300℃～720℃的温度区保持5秒或以上，然后经由不在超过700℃的温度区保持20秒或以上的工序，制成加工部件。
(20)根据(19)所述的制造高强度电磁钢板及其加工部件的方法，其特征在于，作为上述热处理方法，从钢板加工成电部件后的热处理中的热处理温度到700℃的冷却过程的平均冷却速度设定为10℃/秒或以上，并在300℃～720℃的温度区保持5秒或以上，然后经由不在超过700℃的温度区保持20秒或以上的工序。
附图说明
图1是表示本发明钢板的Si含量和拉伸强度的关系的示意图。
图2是表示本发明钢板的拉伸强度和铁损的关系的示意图。
具体实施方式
首先对由本发明得到的高强度电磁钢板的成分组成进行说明。
C因为使磁特性劣化，因此将其设定为0.06％或以下。从高强度化、特别是提高屈服应力和提高中温强度、蠕变强度、提高在中温下的疲劳特性的观点考虑，C是有效的元素。另外，在改善织构上有效地起作用，也有抑制对磁性来说不优选的{111}取向的发展，促进优选的{110}和{100}、{114}等取向的发展的效果。从该观点考虑，C优选是0.04％或以下，更优选是0.0031～0.0301％，进一步优选是0.0051～0.0221％，更进一步优选是0.0071～0.0181％，再优选是0.0081～0.0151％。如果在本发明范围内，则通过缓冷、低温保持等的热历史等，也能够抑制到磁时效也不会有多大问题的程度。
另一方面，在特别是对于磁时效的要求非常严格的场合，在直到板坯的阶段之前，从脱氧效率的观点考虑，也能够含有更高的C，并通过制成卷材后的脱碳退火，将C减少到0.0040％或以下。在该场合下，从制造成本的观点考虑，在钢水阶段利用脱气设备降低C量是有利的，如果C为0.0020％或以下，则磁时效抑制的效果显著，在为了高强度化而不使用碳化物等非金属析出物的场合，进一步优选为0.0015％或以下，更进一步优选为0.0010％或以下。
Si提高钢的固有电阻并减少涡流，降低铁损，同时提高抗张力，但添加量小于0.2％时，其效果小。如果增大Si含量，则能够不使磁特性劣化，并且特别地降低铁损同时提高强度。将优选含有1.0％或以上、进一步优选含有2.0％或以上的Si的钢作为对象。另外，当超过6.5％时，使钢脆化，而且使制品的磁通密度降低，因此将Si设定为6.5％或以下，优选为3.5％或以下。为了进一步减少脆化的担心，优选为3.2％或以下，如果为2.8％或以下，则也与其他的元素量保持均衡，但关于脆化，几乎不需要考虑。
Mn由于提高钢的强度，因此可以积极添加，但在充分利用微细金属相作为高强度化的主要措施的本发明钢中，并不为了该目的而特别必需。出于提高固有电阻或通过使硫化物粗化而促进晶粒长大从而降低铁损的目的而添加，但过剩的添加使磁通密度降低，因此将Mn设定为0.05～3.0％。优选为0.5％～1.2％。
P是提高抗张力的效果显著的元素，但与上述的Mn同样，在本发明钢中未必有添加的必要。当超过0.30％时，脆化严重，在工业规模下的热轧、冷轧等处理变得困难，因此将P的上限设定为0.30％。
S易与本发明钢必需的元素Cu结合，形成Cu硫化物，给在本发明中变得重要的以Cu为主体的金属相的形成行为造成影响，有时使强化效率降低，因此在大量含有的场合必须注意。另外，也能够根据热处理条件积极地形成微细的Cu硫化物，促进高强度化。所生成的硫化物有时使磁特性、特别是铁损劣化，特别是在无方向性电磁钢板的情况下，S的含量低为好，将其限定为0.040％或以下。优选是0.020％或以下，更优选是0.010％或以下。Se也有与S大致同样的效果。
Al通常作为脱氧剂而添加，但抑制Al的添加并利用Si谋求脱氧也是可能的。特别是在无方向性电磁钢板的情况下，在Al量为0.005％左右或以下的Si脱氧钢中，由于不生成AlN，因此也有降低铁损的效果。相反积极地添加，在促进AlN粗化的同时，由于固有电阻增加，从而也能降低铁损，但当超过2.50％时，脆化成为问题，因此设定为2.50％或以下。
Cu是本发明中必需的元素。作为使钢板中形成以Cu为主体的金属相，并且在不给磁特性造成坏影响的范围下用于谋求高强度化的范围，将其限定在0.6～8.0％。进一步优选是0.8～6.0％。当Cu的含量低时，高强度化效果变小，同时用于得到高强度化效果的热处理条件被限定在狭窄的范围，制造条件的管理、生产调整的自由度变小。另外，当Cu含量高时，对磁特性的影响变大，特别是不仅铁损的上升显著，而且也担心热轧时钢板的裂纹、缺陷变得严重。
特别是超过了在钢中的固溶极限时的Cu，虽然作为固溶Cu有助于高强度化，但是与本发明中的主目标Cu金属相比较，效率变差。另外，过剩的Cu根据热历史在不希望的工序中在钢中形成金属相，例如在热轧中等在高温下形成比较粗大的Cu金属相，因此也有时对其后的微细金属相的形成产生不优选的作用，给磁特性造成坏影响。特别优选的Cu含量是1.0～5.0％。进一步优选是1.5～4.0％，再优选是2.0～3.5％。
N由于与C同样使磁特性劣化，因此将其设定为0.0400％或以下。在Al为0.005％左右或以下的Si脱氧钢中，除了与C同样地高强度化、特别是提高屈服应力和提高中温强度、蠕变强度、提高在中温下的疲劳特性以外，从改善织构的观点考虑，N是有效的元素。从该观点考虑，N优选是0.0031～0.0301％，更优选是0.0051～0.0221％，进一步优选是0.0071～0.0181％，再优选是0.0081～0.0151％。但是，在Al为0.010％左右或以上的场合，当含有大量的N时，就形成微细的AlN，使磁特性显著劣化，因此必须避免。在Al脱氧钢中，应该将N设定为0.0040％或以下，在不期待由氮化物带来的强度上升的本发明钢中，越低越优选，如果设定为0.0027％或以下时，则磁时效和在含Al钢中的AlN导致的特性劣化的抑制效果显著，进一步优选为0.0022％、再优选为0.0015％或以下。
迄今的在高强度电磁钢板中为高强度化而被利用着的大部分的元素，不仅添加成本被视为问题，而且，给磁特性造成很大的坏影响，因此在本发明中，未必有为了高强度化的目的而添加的必要。在特意作为强化元素而添加的场合，从兼顾成本上升和磁特性劣化的角度出发，添加Nb、Ti、B、Ni、Cr的1种、2种或更多种，但其添加量设定为：Nb为8％或以下，优选为0.02％或以下，Ti为1.0％或以下，优选为0.010％或以下，B为0.010％或以下，Ni为5.0％或以下，Cr为15％或以下，优选为10.0％或以下左右。
特别地可以知道，Ni对防止在本发明钢中为必需元素的Cu导致的热轧时的表面粗糙(Cu鳞状折叠)是有效的，也能够兼有该目的而积极地添加。B在晶粒边界偏析，有抑制由的P晶粒边界偏析导致的脆化的效果，但在本发明钢中，由于象以往的固溶强化主体的高强度电磁钢板那样，脆化不特别成问题，因此在该目的下的添加不重要。索性出于通过固溶B对织构的影响而提高磁通密度的目的来添加。当超过0.010％时，显著地脆化，因此将Ni的上限设定为0.010％。
Nb和Ti在钢板中形成碳化物、氮化物或硫化物等微细的析出物，是对高强度化有效的元素，但同时使磁特性、特别是铁损显著劣化。在不利用微细的碳、氮化物等作为高强度化的主要措施的本发明钢中，Nb和Ti倒成为有害的元素。因此，将上限设定为：Nb为8％或以下，优选为0.02％或以下，Ti为1.0％或以下，优选为0.010％。两者都进一步优选为0.0050％或以下、更进一步优选为0.0030％或以下，这时能够得到良好的铁损。
已知Ni对防止在本发明钢中为必需元素的Cu导致的热轧时的表面粗糙(Cu鳞状折叠)是有效的，也能够兼有该目的而积极地添加。另外，由于对磁特性的坏影响比较小，且在高强度化上也可看到效果，因此是大多在高强度电磁钢板中使用的元素。以防止Cu鳞状折叠为目的的场合，将Cu量的1/8至1/2左右作为目标而添加。而且，象本发明钢那样充分利用Cu金属相而高强度化的钢板中，通过复合地含有Ni，金属Cu相的分散对抑制磁特性劣化以及高强度化来说成为非常优选的。其原因不明确，但估计是，Ni在金属Cu相中的固溶等带来的影响、和某些与Ni、Cu关联的金属相的形成。另外，对提高耐蚀性也有效，但考虑添加成本和对磁特性的坏影响，将Ni的上限优选设定为5％，进一步优选为2.5％。
Cr是为了提高耐蚀性、和在高频带下的磁特性而添加的元素，但仍然考虑添加成本和对磁特性的坏影响，将Cr的上限优选设定为15％，特别地优选为10.0％。
另外，关于其他的微量元素，除了矿石和废料等不可避免地含有的程度的量以外，即使出于各种各样的目的而添加，本发明的效果也并不受到任何损害。关于这些微量元素的不可避免的含量，通常各元素都为0.005％或以下左右，但能够出于各种各样的目的而添加至0.01％左右或以上。该场合也能够从兼顾成本和磁特性的角度出发，含有合计0.5％或以下的从Bi、Mo、W、Sn、Sb、Mg、Ca、Ce、La、Co、其他稀土类元素中选择的1种、2种或更多种。
含有上述成分的钢，与通常的电磁钢板一样在转炉中熔炼，通过连铸制成板坯，接着经由热轧、热轧退火、冷轧、最终退火等工序而制造。在这些工序之外还经由绝缘被膜的形成和脱碳工序等也毫不损害本发明的效果。另外，不是采用通常的工序，而是利用采用急冷凝固法进行的薄带的制造、和省略热轧工序的薄板坯、连铸法等的工序来制造也没有问题。
在本发明中为了在钢板内形成特征性的特异的金属相，经由以下的热历史是有效的。那就在于，在制造制品板的过程中，在300℃～720℃的温度区保持5秒或以上。温度范围优选为300～650℃，更优选为350～600℃，进一步优选为400～550℃，再优选为420～500℃。保持时间与保持温度之间保持均衡，优选越是低温保持越长的时间，另一方面，不优选在高温下保持长时间。优选在650℃左右保持1分～5小时，在550℃左右保持3分～20小时，在450℃左右保持10分或以上。
在该热处理之后，优选经由不在超过800℃的温度区保持20秒或以上的工序。
通过经由以上的工序，高效率地形成在成分、尺寸及数密度方面具有特征性的Cu金属相，能够几乎不损害磁特性并谋求高强度化。另一方面，在经由无意识地生成这样的金属相的通常的热处理条件的场合，添加的Cu的大半，作为强化能力低、磁特性劣化效果大的固溶Cu或Cu硫化物、和虽然为Cu金属相但是强化能力小、对磁特性的坏影响也大的比较粗大的Cu金属相而存在。
由于经由该热处理工序之后，钢材高强度化，因此该热处理工序在轧制工序之后进行，且与出于再结晶退火等其他目的而必需的热处理同时地进行，这从生产效率的观点考虑是有利的。即，如果为冷轧电磁钢板，则在冷轧后的最终热处理工序中的从750℃或以上的温度区开始的冷却过程中，在300℃～720℃的温度区保持5秒或以上为好，如果为热轧电磁钢板，则在热轧后的最终热处理工序中的从750℃或以上的温度区开始的冷却过程中，在300℃～720℃的温度区保持5秒或以上为好。与这样的热处理相当的效果，也取决于钢成分、特别是Cu、Ni量等，但也有时再结晶退火后的空冷程度的冷却速度的热历史也显现一些效果。
另外，有时根据作为目的的特性等而进一步施加热处理，但该场合下，不在超过800℃的温度区保持20秒或以上为好。当进行温度或时间超过上述值的热处理时，有时所形成的Cu金属相再固溶，或反而集结，形成粗大的金属相。特别是在金属相粗化的场合，铁损的劣化变得显著。
因为本发明不利用由结晶组织细化产生的强化，因此即使实施：通过使在冲切钢板加工成马达部件等时，使导入到材料中的应变回复，使晶粒生长，从而谋求磁性的回复和提高的SRA(消应变退火)和出于其他目的而进行的一些热处理实施，强度的劣化也小。
另外，为了在将电磁钢板加工成电部件后的钢板内形成在本发明中作为特征的特异的金属相，经由以下的热历史是重要的。那就是在制造制品板的过程及加工成电部件后的热处理过程中，控制在300℃～720℃的温度区的保持时间及其后的热历史。
即，作为在进行最终的加工工序、即用于将电磁钢板制成电部件而利用的冲切和组装之前，主要对钢板施予的热处理，关于热轧时的精轧后冷轧前的热历史及冷轧后的退火工序中的各个热历史，使从750℃或以上的温度区开始的冷却过程中的在450℃～700℃的温度区中的停留时间分别为300秒或60秒或以后，其后不在超过750℃的温度区保持为好。
硬化在针对电磁钢板的最终的加工工序、即用于将电磁钢板制成电部件而利用的冲切和组装之后进行，在300℃～720℃的温度区保持5秒或以上，然后进行不在超过700℃的温度区保持20秒或以上的热处理，由此能实现。该热处理与在更高的温度下的热处理接续而在冷却过程中进行的场合，优选：达到在450℃～700℃的温度区中的保持之前的直到700℃为止的冷却过程的平均冷却速度为10℃/秒或以上，进一步优选：达到在500℃～650℃的温度区中的保持之前的直到650℃为止的冷却过程的平均冷却速度为10℃/秒或以上。从生产效率的观点考虑，优选该热处理在出于去除违反意图地导入到材料内的应变的目的而进行的所谓的消应变退火工序的冷却过程、或烧烤在加工时附着于钢板上的油使之挥散的热处理等中完成，达到在300℃～720℃的温度区中的保持之前的700℃或以上的最高到达温度及在该温度区中的保持时间，能够只从应变的去除和晶粒的长大这些观点考虑而决定，对本发明的效果毫不造成影响。
用于硬化的在300℃～720℃的温度区中的保持温度范围，优选是300℃～650℃，进一步优选是350～600℃，更进一步优选是400～550℃，再优选是420～500℃。保持时间与保持温度之间保持均衡，优选越是低温保持越长的时间，另一方面，不优选在高温下保持长时间。优选在650℃左右保持1分～5小时，在550℃左右保持3分～20小时，在450℃左右保持10分或以上，这样就能够得到足够的硬化效果。
通过经由该工序，在优选的工序中高效率地形成在成分、尺寸及数密度方面具有特征性的金属相，几乎不损害磁特性并能够谋求硬化。根据本发明，钢通过用于硬化的热处理，拉伸强度能够上升30Mpa或以上，或者硬度能够上升10％或以上。强度或硬度的上升为上述值以下的，认为在热处理前已经被硬化，或者本来不具备由热处理带来的强化能力。
在热处理前已经被硬化的场合，制造马达部件等的冲切加工针对硬的材料进行，因此在模具磨损方面不令人满意。另外，即使进行热处理也不硬化的场合，其后作为马达使用中的强度不足，达不到本发明的目的。为了得到更令人满意的效果，将由热处理带来的拉伸强度上升值设定为60Mpa或以上，硬度增加值设定为20％或以上，进一步优选拉伸强度上升值为100Mpa或以上，硬度增加值为30％或以上，更进一步优选拉伸强度上升值为150MPa或以上，硬度增加值为40％或以上，再优选拉伸强度上升值为200MPa或以上，硬度增加值为50％或以上。
另一方面，在经由无意识地生成在本发明中受控的金属相的通常的热处理条件的场合，根据钢成分不同也有时引起只能探测效果的金属相的生成，但添加的Cu的大半，是作为强化能力低、磁特性劣化效果大的固溶Cu或Cu硫化物或直径超过0.1μm的粗大金属相而存在。
如以上那样形成的金属相主要由Cu构成。它能够用电子显微镜等的衍射图和所附设的X射线分析仪器等鉴定。当然根据化学分析等那以外的方法也能够鉴定。在本发明中，将该以Cu为主体的金属相的直径设定为0.1μm或以下，更优选为0.01μm或以下。当为上述值以上时，高强度化的效率降低，不仅需要大量的金属相，而且对磁特性的坏影响也大。从高强度化效率和磁特性的观点出发，其直径优选为0.008μm或以下，更优选为0.005μm或以下，进一步优选为0.002μm或以下。当太微细，小于0.001μm时，即使具有现实的最高精度的分析仪器，也难以将金属相尺寸及金属相量定量化，但当由X射线分析仪器等进行鉴定时，根据机械特性和硬度等能间接地说明其存在。本发明是限定于含有相当量的Cu、且通过在本发明中记述的相当的热处理而明确硬化的电磁钢板的发明，在本发明中，在记述为Cu金属相的相的形态和种类方面不受限制，这是不言而喻的。
Cu金属相的数密度由于Cu含量和金属相的尺寸的关系而可取的范围受到限制，但优选为0.2个/μm3或以上、1个/μm3或以上、5个/μm3或以上，更优选为20个/μm3或以上，进一步优选为50个/μm3或以上、100个/μm3或以上、200个/μm3或以上，更进一步优选为500个/μm3或以上、1,000个/μm3或以上、2,000个/μm3或以上，若这样，则在高强度化方面变得非常有效。特别优选是5,000个/μm3或以上、10,000个/μm3或以上、20,000个/μm3，进一步特别优选是200,000个/μm3，再优选是2,000,000个/μm3。
从使高强度化和磁特性并存的观点考虑，该金属相尺寸和数密度的控制是非常重要的。其原因是因为不仅它们分别对强度和磁特性造成影响，而且使它们变化时的强度或磁特性变化的行为不同。即，需要控制在强度上升效果高、磁特性劣化效率低的区域。为此，在上述的300～720℃的温度范围中适当控制时间和即将进入该温度区之前的冷却速度等是有效的。此影响在如果为通常的条件下，则与一般的析出物形成一样，越是高冷速、低温，金属相尺寸越变得微细且高密度，经过长时间，尺寸粗化。
另外，因为在本发明中，作为高强度化的主要的措施不利用结晶组织的细化，因此从磁特性的观点考虑，晶体粒径能够调整至最佳的范围。有助于高强度化的以Cu为主体的金属相的尺寸和密度，不仅通过成分，而且能够主要通过上述的在720℃或以下的热处理来控制，因此晶体粒径能够通过该热处理以前的、例如再结晶退火的最高到达温度及在其温度区中的保持时间而与强度独立地进行控制。通常通过在800～1100℃左右热处理20秒～5分左右，而将晶体粒径控制在3～300μm。进一步优选是8～200μm。一般地说，在使用钢板时的励磁电流的频率高的场合，优选使晶粒微细。
本发明是电磁钢板具有与以往开发出来的材料完全不同的特性的发明。图1和图2是就电磁钢板从成分、强度及磁特性的观点出发表示出本发明的特征。如图1所示，通常电磁钢板主要根据Si含量灵活地形成磁特性。从磁特性的观点考虑，Si为增大材料的电阻、降低铁损而添加，但同时具有大的固溶强化能力，因此在高Si的高级材料中，强度也变高。可是，当达到超过3％的Si量、或者配合Si、Al、Mn等强化元素也超过6.5％时，轧制性显著地劣化，因此在通常的制造工序中钢板的制造变得困难。
作为避免轧制的措施，也思考着通过急冷凝固从熔融状态的钢直接得到薄膜的方法，但在成本和特性方面，使实用化受到限制。为此，强度与3％Si钢相当或在其以上的高强度材料，通过以与Nb等的添加相伴随的碳氮化物为主的析出物及也配合了低温退火的结晶组织的细化，来谋求高强度化。可是，这样的碳氮化物或微细的结晶组织，从磁特性、特别是铁损的方面考虑并不优选，如图2那样，不能避免铁损大幅度上升。但是，只要不显著损害磁特性，也可以在本发明的钢板中含有这些碳氮化物，或者在一部分中残存着加工组织。换言之，将本发明的由Cu金属相带来的硬化的效果合并用于以往就有的、由碳氮化物强化的高强度钢、或由加工组织强化的高强度钢，能够谋求进一步的高强度化。特别是大量含有Cu的本发明钢，也有时根据成分和热历史的不同，再结晶温度变高，在低温度的退火条件下残留加工组织。
本发明是通过使钢板内分散与以往高强度钢不同的金属相，而谋求高强度化。该金属相能够与晶体粒径独立地进行控制，因此，换言之，因为能够在与引起晶粒长大的通常750℃或以上的温度区不同的、为更低温度区的300～720℃左右下控制形成，因此从强度和磁特性的各自的控制的观点看，自由度大，如图2那样，不使磁特性那么地劣化就能够高强度化。
另外，如图1所示，通过将本技术适用于低Si钢，也能够得到磁通密度比以往钢高的材料。椐认为是因为，通常使用的Si、Al、Mn等大部分的固溶强化元素，使钢的饱和磁通密度降低等等，因此在特定磁场下的磁通密度的降低不能避免，与之相对，在本发明中为实现高强度化而利用的Cu金属相，降低饱和磁通密度的效果非常小。另外也认为其原因是，Cu金属相与碳氮化物等析出物比较，难以成为磁畴壁移动的障碍。这尤其对提高在低磁场中的磁特性有效。
再者，本发明的效果，不取决于通常在电磁钢板表面形成的表面被膜的有无及种类，而且不取决于制造工序，因此能够适用于无方向性或有方向性的电磁钢板。
用途也不特别限定，除了在家电或汽车等中使用的马达的转子用途以外，还适用于要求强度和磁特性的所用的用途。
实施例
(实施例1)
将在表1中示出了成分的钢制成250mm厚的板坯，将以下的工序作为基本的工序，制造了制品板。基本工序条件是：板坯加热温度：1100℃、精轧板厚：2.0mm、卷绕温度：500℃的热轧工序，精轧板厚：0.5mm的冷轧工序，在850℃下的再结晶退火工序。关于制品板，利用JIS 5号试验片测定了机械特性，以及通过55mm见方的SST试验测定了磁通密度B10和铁损W10/400。机械特性和磁特性是以卷材的轧制方向和与该方向垂直的方向的平均值而求出的。表2(表1的接续)示出了结果。
由表2所示的结果明确知道，采用本发明的条件制造的试样，在冷轧工序中的轧制性良好，为硬质的，而且磁特性也优异。
                                                        表1
No.                                             成分(wt％)        析出处理工序      析出处理后的高温处理
  C   Si   Mn   P   S   Al   N   Cu 其他   温度(℃)   保持时间(分)   温度(℃)   保持时间(秒)
  1   0.0020   1.1   0.32   0.021   0.0030   0.002   0.0024   0.006*   -   -   -   -   -
  2   0.0049   1.1   0.33   0.121   0.0023   0.003   0.0039   0.007*   Ni：1.5Nb：0.03   -   -   -   -
  3   0.0008   1.2   0.13   0.016   0.0023   0.001   0.0023   0.93   -   650   60   -   -
  4   0.0015   1.3   0.32   0.015   0.0010   0.002   0.0017   1.41   -   700   120   -   -
  5   0.0016   1.1   0.30   0.020   0.0026   0.005   0.0015   1.14   -   550   10   -   -
  6   0.0022   1.2   0.44   0.021   0.0260   0.002   0.0014   1.40   Ni：1.3   500   60   -   -
  7   0.0022   1.2   0.44   0.021   0.0260   0.002   0.0059   1.40   Ni：1.3   500   60   -   -
  8   0.0022   1.2   0.44   0.021   0.0260   0.002   0.0165   1.40   Ni：1.3   500   60   -   -
  9   0.0022   1.2   0.44   0.021   0.0053   0.002   0.0014   1.83   Ti：0.03   450   120   -   -
  10   0.0022   1.2   0.44   0.021   0.0021   0.002   0.0014   2.41   -   400   150   -   -
  11   0.0022   1.2   0.44   0.021   0.0021   0.002   0.0105   2.41   -   400   150   -   -
  12   0.0022   1.2   0.44   0.021   0.0021   0.002   0.0211   2.41   -   400   150   -   -
  13   0.0027   1.1   0.80   0.020   0.0005   0.003   0.0020   2.74   -   300   1000   -   -
  14   0.0091   1.1   0.80   0.020   0.0005   0.003   0.0020   2.74   -   300   1000   -   -
  15   0.0018   1.3   0.30   0.016   0.0013   0.002   0.0022   8.53*   -   500   120   -   -
 *在本发明的保护范围之外的构成
                                                             表2
  No.        由Cu构成的金属相   晶粒平均直径(μm)   机械特性        磁特性   冷轧性   评价
  平均直径(μm)   数密度(个/μm3)   硬度Hv   YP(MPa)   TS(MPa)   EI(％)   B10(T)   W10/100(W/kg)
  1   -   -   100   140   276   475   35   1.63   35.0   ◎   D
  2   -   -   25   240   518   682   14   1.30   52.9   △   D
  3   0.35*   0.2   120   216   448   573   32   1.62   37.3   ◎   D
  4   0.22*   2.5   160   250   533   623   25   1.60   34.8   ◎   D
  5   0.008   30   180   245   545   690   28   1.60   32.5   ◎   C
  6   0.005   200   90   265   588   756   19   1.62   34.1   ◎   B
  7   0.005   200   90   270   622   765   17   1.64   33.1   ◎   B
  8   0.005   200   85   276   673   769   14   1.64   33.5   ◎   B
  9   0.002   2000   70   288   576   699   25   1.58   36.1   ◎   B
  10   0.001   400   120   276   622   789   26   1.60   29.7   ◎   A
  11   0.001   400   115   298   725   792   20   1.63   30.1   ◎   A
  12   0.001   400   120   302   755   815   22   1.61   27.6   ◎   A
  13   0.001   ＞10000   100   310   788   923   20   1.57   37.2   ◎   A
  14   0.001   ＞10000   100   325   882   944   15   1.59   35.9   ◎   A
  15   0.35*   2.3   70   249   547   704   25   1.40   48.8   ○   D
评价：                              冷轧性：
A：开发钢(非常良好)                 ◎：良好(完全没有问题)
B：开发钢(良好)                     ○：良好(需要微调整，但没有问题)
C：开发钢(稍微良好)                 △：一般(如果调整条件，则板能通过)
D：比较钢                           ×：困难(板断裂的危险大)
(实施例2)
将在表3中示出了成分的钢制成250mm厚的板坯，将以下的工序作为基本的工序，制造了制品板。基本工序条件是：板坯加热温度：1100℃、精轧板厚：2.0mm、卷绕温度：700℃的热轧工序，980℃的温度×30秒的热轧板退火工序，精轧板厚：0.2mm的冷轧工序，在1000℃下的再结晶退火工序。关于制品板，利用JIS 5号试验片测定了机械特性，以及通过55mm见方的SST试验测定了磁通密度B50和铁损W15/50。机械特性和磁特性是以卷材的轧制方向和与该方向垂直的方向的平均值而求出的。表4(表3的接续)示出了结果。
由表4所示的结果明确知道，采用本发明的条件制造的试样在冷轧工序中的轧制性良好，为硬质的，而且磁特性也优异。
                                                       表3
No.                                             成分(wt％)       析出处理工序       析出处理后的高温处理
  C   Si   Mn   P   S   Al   N   Cu 其他   温度(℃)   保持时间(分)   温度(℃)   保持时间(秒)
  16   0.0021   3.1   0.18   0.014   0.0005   0.51   0.0018   0.008*   -   -   -   -   -
  17   0.0088   3.1   0.20   0.014   0.0017   0.56   0.0012   0.026*   Ni：2.5Nb：0.03   -   -   -   -
  18   0.0009   2.8   0.19   0.005   0.0024   0.57   0.0011   0.97   -   750   120   -   -
  19   0.0021   3.1   0.20   0.007   0.0012   0.52   0.0006   1.37   -   700   0.5   -   -
  20   0.0021   3.1   0.21   0.005   0.0049   0.54   0.0011   1.66   -   600   2   -   -
  21   0.0011   2.9   0.19   0.014   0.0068   0.56   0.0008   1.52   Cr：4.5   500   5   1050   30
  22   0.0021   2.5   0.16   0.004   0.0023   0.52   0.0023   3.31   -   450   120   -   -
  23   0.0051   2.5   0.16   0.004   0.0023   0.52   0.0023   3.31   -   450   120   -   -
  24   0.0112   2.5   0.16   0.004   0.0023   0.52   0.0023   3.31   -   450   120   -   -
  25   0.0145   2.5   0.16   0.004   0.0023   0.52   0.0023   3.31   -   450   120   -   -
  26   0.0205   2.5   0.16   0.004   0.0023   0.52   0.0023   3.31   -   450   120   -   -
  27   0.0013   3.1   0.24   0.012   0.0130   0.88   0.0010   2.85   Ni：1.4   400   600   -   -
  28   0.0255   3.1   0.24   0.012   0.0130   0.88   0.0010   2.85   Ni：1.4   400   600   -   -
  29   0.0009   2.8   0.21   0.008   0.0012   0.55   0.0013   5.12   Ni：2.0   350   1800   1000   40
  30   0.0015   3.1   0.18   0.009   0.0023   0.55   0.0011   8.72*   -   450   120   -   -
*在本发明的保护范围之外的构成
                                                        表4
  No.        由Cu构成的金属相   晶粒平均直径(μm)                   机械特性        磁特性   冷轧性   评价
  平均直径(μm)   数密度(个/μm3)   硬度Hv   YP(MPa)   TS(MPa)   EI(％)   B50(T)   W15/50(W/kg)
  16   -   -   120   176   390   530   17   1.68   2.4   △   D
  17   -   -   20   320   804   833   14   1.64   10.6   ×   D
  18   0.55*   0.2   210   315   833   881   13   1.69   4.4   ○   D
  19   0.01   1.2   130   315   789   905   13   1.67   3.2   △   C
  20   0.004   2000   110   309   738   938   14   1.65   2.5   △   B
  21   0.008   2000   95   397   944   1119   11   1.69   2.5   ○   B
  22   0.002   ＞10000   210   355   790   980   14   1.70   2.4   ◎   A
  23   0.002   ＞10000   200   360   820   985   12   1.72   2.4   ◎   A
  24   0.002   ＞10000   190   363   890   1023   12   1.73   2.3   ◎   A
  25   0.002   ＞10000   190   372   874   1030   11   1.71   2.3   ◎   A
  26   0.002   ＞10000   180   380   886   1032   12   1.69   2.4   ◎   A
  27   0.001   5000   180   379   1055   1205   10   1.71   2.1   ◎   A
  28   0.001   5000   180   399   1150   1210   8   1.73   2.1   ◎   A
  29   0.003   600   130   325   856   898   16   1.67   2.7   △   B
  30   0.25*   200   60   267   690   793   20   1.53   3.8   ×   D
评价：                           冷轧性：
A：开发钢(非常良好)              ◎：良好(完全没有问题)
B：开发钢(良好)                  ○：良好(需要微调整，但没有问题)
C：开发钢(稍微良好)              △：一般(如果调整条件，则板能通过)
D：比较钢                        ×：困难(板断裂的危险大)
(实施例3)
将在表5中示出了成分的钢制成250mm厚的板坯，将以下的工序作为基本的工序，制造了制品板。基本工序条件是：板坯加热温度1100℃、精轧板厚2.0mm、卷绕温度300℃或以下的热轧工序，精轧板厚0.2mm的冷轧工序，在再结晶温度或以上的再结晶退火工序。然后，作为冲切加工后的析出热处理的模拟试验，通过在750℃附近的热处理来进行了组织调整和金属相析出控制。在兼作消应变退火的场合，是通过750℃×2小时的热处理后的冷却过程进行了析出热处理。关于热处理前后的板，利用JIS 5号试验片测定了机械特性，以及通过55mm见方的SST试验测定了磁通密度B10和铁损W10/400。机械特性和磁特性是以卷材的轧制方向和与该方向垂直的方向的平均值而求出的。另外，关于冲切模具的磨损，用新制造出的冲切模具冲切钢板，用相应于冲切次数而在钢板上产生的毛边的大小的变化来评价。模具的磨损大的，在比较少的冲切次数下钢板的毛边就变大。表6(表5的接续)示出了结果。
由表6所示的结果明确知道，因为采用本发明的条件制造的试样在析出热处理前为软质，因此在冷轧工序中的轧制性良好，且冲切模具的磨损小，在析出处理后变为硬质，且磁特性也优异。
                                                             表5
  No. 成分(wt％) 钢板热历史 析出热处理     由Cu构成的金属相析出热处理前
  C   Si   Mn   P   S   Al   N   Cu   其他   热轧*1   热轧*2   工序   温度(℃)   保持时间(分)   平均直径(μm)   数密度(个/μm3)
  31   0.0025   1.11   0.48   0.044   0.0016   0.004   0.0008   0.007*   -   100   30   A   500   60   -   -
  32   0.0061   1.02   0.50   0.076   0.0014   0.002   0.0016   0.02*   Ni:2.5Nb:0.03   30   30   A   500   60   -   -
  33   0.0007   1.11   0.49   0.052   0.0007   0.002   0.0006   0.53*   -   30   20   A   500   60   -   -
  34   0.0016   1.03   0.46   0.048   0.0017   0.001   0.0025   0.89   -   60   60   A   500   60   0.11   0.1
  35   0.0006   1.12   0.46   0.052   0.0005   0.004   0.0020   0.64   -   30   5   A   500   60   -   -
  36   0.0021   1.01   0.50   0.061   0.0093   0.004   0.0028   0.88   -   40   5   A   500   60   0.004   0.01
  37   0.0023   1.16   0.48   0.069   0.0310   0.004   0.0020   1.14   -   20   30   B   500   60   -   -
  38   0.0074   1.16   0.48   0.069   0.0310   0.004   0.0020   1.14   -   20   30   B   500   60   -   -
  39   0.0156   1.16   0.48   0.069   0.0310   0.004   0.0020   1.14   -   20   30   B   500   60   -   -
  40   0.0013   1.08   0.53   0.043   0.0017   0.003   0.0017   2.40   Ca:0.005   60   30   A   500   60   -   -
  41   0.0007   1.16   0.52   0.072   0.0011   0.004   0.0009   2.33   Ti:0.03   20   20   B   650   1   -   -
  42   0.0006   1.17   0.52   0.071   0.0015   0.005   0.0021   2.83   -   30   20   A   400   300   0.03   0.15
  43   0.0096   1.17   0.52   0.071   0.0015   0.005   0.0021   2.83   -   30   20   A   400   300   0.03   0.15
  44   0.0020   1.11   0.49   0.066   0.0007   0.001   0.0025   4.25   Ni:1.9   20   10   A   350   300   0.06   0.2
  45   0.0021   1.09   0.50   0.064   0.0013   0.001   0.0012   8.64*   -   30   30   A   350   300   1.3   0.03
钢板热历史
*1：热轧精轧后的冷却过程中的在450～700℃的温度区中的停留时间(秒)
*2：在冷轧后的最终退火中的冷却过程中的在450～700℃的温度区中的停留时间(秒)
析出热处理
A：加工成马达后的消应变退火工序中的冷却过程
B：加工成马达后只进行析出热处理
*在本发明的保护范围之外的构成
                                                          表6
No.        由Cu构成的金属相析出热处理后   晶粒平均直径(μm)   析出热处理前后的机械特性及其变化      析出热处理后的磁特性   冷轧性   冲切模具的磨损   评价
  前   后   比   前   后   差
  平均直径(μm )   数密度(个/μm3)   硬度Hv   硬度Hv   硬度Hv   TS(MPa)   TS(MPa)   TS(MPa)   B10(T)   W10/400(W/kg)
  31   -   -   100   121   118   0.97   391   361   -30   1.65   10.2   ◎   ○   C
  32   -   -   70   200   154   0.77   630   465   -165   1.25   31.3   △   ×   C
  33   0.002   0.02   130   125   0.96   398   387   -11   1.60   15.5   ◎   ○   C
  34   0.11*   0.1   120   118   120   1.02   378   363   -15   1.61   11.2   ◎   ○   C
  35   0.004   10   150   133   166   1.25   422   502   80   1.69   11.8   ◎   ○   B
  36   0.002   200   120   122   212   1.74   408   579   171   1.63   8.3   ◎   ○   A
  37   0.004   200   100   146   241   1.65   443   616   173   1.65   9.2   ◎   ○   A
  38   0.004   200   95   165   295   1.79   453   650   197   1.67   9.3   ◎   ○   A
  39   0.004   200   100   177   312   1.76   460   670   210   1.68   9.1   ◎   ○   A
  40   0.001   3000   70   123   187   1.51   386   538   152   1.62   9.2   ◎   ○   A
  41   0.003   1000   70   149   211   1.42   457   600   143   1.59   11.4   ◎   ○   B
  42   0.001   ＞10000   80   150   251   1.68   454   692   238   1.62   12.4   ◎   ○   A
  43   0.001   ＞10000   85   165   292   1.77   460   725   265   1.65   12.0   ◎   ○   A
  44   0.002   6000   70   135   277   2.05   440   784   344   1.56   12.0   ◎   ○   A
  45   1.05*   0.11   70   135   146   1.08   420   420   0   1.43   24.5   ○   ○   C
冷轧性
◎：良好(完全没有问题)
○：良好(需要微调整，但没有问题)
△：可以(如果调整条件，则板能通过)
×：困难(板断裂的危险大)
冲切模具的磨损
○：小(良好)
×：大(不良)
评价
A：开发钢(非常良好)
B：开发钢(良好)
C：比较钢
(实施例4)
将在表7中示出了成分的钢制成250mm厚的板坯，将以下的工序作为基本的工序，制造了制品板。基本工序条件是：板坯加热温度1100℃、精轧板厚2.0mm、卷绕温度300℃或以下的热轧工序，980℃×30秒的热轧板退火工序，精轧板厚0.35mm的冷轧工序，在再结晶温度或以上的再结晶退火工序。然后，作为冲切加工后的析出热处理的模拟试验，通过在750℃附近的热处理来进行了组织调整和金属相析出控制。在兼作消应变退火的场合，是通过750℃×2小时的热处理后的冷却过程进行了析出热处理。关于热处理前后的板，利用JIS 5号试验片测定了机械特性，以及通过55mm见方的SST试验测定了磁通密度B50和铁损W15/50。机械特性和磁特性是以卷材的轧制方向和与该方向垂直的方向的平均值而求出的。另外，关于冲切模具的磨损，用新制造出的冲切模具冲切钢板，用相应于冲切次数而在钢板上产生的毛边的大小的变化来评价。模具的磨损大的，在比较少的冲切次数下钢板的毛边就变大。表8(表7的接续)示出了结果。
由表8所示的结果明确知道，因为采用本发明的条件制造的试样在析出热处理前为软质，因此在冷轧工序中的轧制性良好，且冲切模具的磨损小，在析出处理后变为硬质，且磁特性也优异。
                                                        表7
  No. 成分(wt％) 钢板热历史 析出热处理    由Cu构成的金属相析出热处理前
  C   Si   Mn   P   S   Al   N   Cu   其他   热轧*1   热轧*2   工序   温度(℃)   保持时间(分)   平均直径(μm)   数密度(个/μm3)
  46   0.0017   2.94   0.28   0.014   0.0010   0.47   0.0018   0.03*   -   40   20   B   550   10   -   -
  47   0.0065   2.86   0.34   0.013   0.0015   0.49   0.0025   0.03*   Ni:2.5Nb:0.03   30   10   B   550   10   -   -
  48   0.0024   2.86   0.34   0.014   0.0007   0.54   0.0022   0.48*   -   100   20   B   550   10   -   -
  49   0.0016   2.85   0.28   0.015   0.0014   0.54   0.0013   0.66   -   30   30   B   550   10   -   -
  50   0.0013   2.88   0.34   0.019   0.0017   0.46   0.0011   0.96   -   30   20   B   550   10   0.05   0.02
  51   0.0011   2.88   0.31.   0.017   0.0004   0.50   0.0021   1.16   Se:0.012   120   20   B   550   10   0.04   0.01
  52   0.0288   2.88   0.31   0.017   0.0004   0.50   0.0021   1.16   Se:0.012   120   20   B   550   10   0.04   0.01
  53   0.0011   2.88   0.31   0.017   0.0004   0.50   0.0021   1.16   Se:0.012   120   20   A   550   20   0.04   0.03
  54   0.0024   2.89   0.27   0.018   0.0016   0.53   0.0016   1.90   -   30   5   A   550   20   0.12   0.04
  55   0.0023   2.91   0.25   0.011   0.0012   0.55   0.0028   1.93   Nb:0.03   20   10   B   600   5   -   -
  56   0.0014   2.92   0.31   0.016   0.0007   0.45   0.0022   1.88   Ca:0.005   60   20   A   450   900   0.02   0.03
  57   0.0005   2.87   0.29   0.014   0.0013   1.20   0.0022   2.60   -   900   10   A   450   300   0.35   0.2
  58   0.0014   2.90   0.25   0.018   0.0005   1.05   0.0016   3.95   Ni:2.5   20   10   A   450   150   0.04   0.04
  59   0.0010   2.91   0.31   0.013   0.0006   1.51   0.0028   4.89   -   20   5   B   720   0.3   0.06   0.02
  60   0.0132   2.91   0.31   0.013   0.0006   1.51   0.0028   4.89   -   20   5   B   720   0.3   0.06   0.02
  61   0.0023   2.91   0.32   0.019   0.0015   0.48   0.0029   8.33*   -   20   30   A   450   60   1.7   0.02
析出热处理
A：加工成马达后的消应变退火工序中的冷却过程
B：加工成马达后只进行析出热处理钢板热历史
*1：热轧精轧后的冷却过程中的在450-700℃的温度区中的停留时间(秒)
*2：在冷轧后的最终退火中的冷却过程中的在450～700℃的温度区中的停留时间(秒)
*在本发明的保护范围之外的构成
                                                  表8
  No.      由Cu构成的金属相析出热处理后   晶粒平均直径(μm)           析出热处理前后的机械特性及其变化   析出热处理后的磁特性   冷轧性   冲切模具的磨损   评价
  前   后   比   前   后   差
平均直径(μm) 数密度(个/μm3)   硬度Hv   硬度Hv   硬度Hv   TS(MPa)   TS(MPa)   TS(MPa)   B50(T)   W15/500(W/kg)
  46   -   -   150   176   182   1.04   530   530   0   1.65   2.5   ◎   ○   C
  47   -   -   60   250   222   0.89   768   662   -106   1.20   8.7   △   ×   C
  48   0.01   0.1   130   168   166   0.99   530   552   22   1.68   2.7   ◎   ○   C
  49   0.003   0.1   130   168   193   1.15   515   611   96   1.68   2.5   ◎   ○   B
  50   0.002   20   170   174   220   1.27   543   710   167   1.71   2.2   ◎   ○   B
  51   0.003   3000   130   171   255   1.49   529   783   254   1.69   2.3   ◎   ○   A
  52   0.003   3000   110   213   322   1.51   583   830   247   1.70   2.5   ◎   ○   A
  53   0.004   1000   120   171   267   1.57   529   779   250   1.68   2.5   ◎   ○   A
  54   0.004   80   120   169   224   1.33   521   609   88   1.66   2.4   ◎   ○   B
  55   0.001   ＞10000   90   167   280   1.68   518   816   298   1.62   2.7   ◎   ○   A
  56   0.002   100   180   179   311   1.74   531   857   326   1.66   2.4   ◎   ○   A
  57   0.006   100   100   218   256   1.17   690   744   54   1.64   3.0   △   ○   B
  58   0.003   4000   140   230   350   1.52   710   1150   440   1.65   2.2   ○   ○   B
  59   0.002   ＞10000   150   171   358   2.09   515   1155   640   1.67   2.2   ◎   ○   A
  60   0.002   ＞10000   150   201   408   2.03   604   1175   571   1.70   2.1   ◎   ○   A
  61   0.76*   0.05   120   230   245   1.07   654   705   51   1.40   6.0   ○   ○   C
冷轧性
◎：良好(完全没有问题)
○：良好(需要微调整，但没有问题)
△：可以(如果调整条件，则板能通过)
×：困难(板断裂的危险大)
冲切模具的磨损
○：小(良好)
×：大(不良)
评价
A：开发钢(非常良好)
B：开发钢(良好)
C：比较钢
如以上说明的那样，本发明能够稳定地制造硬质、磁特性优异的高强度电磁钢板。另外，根据本发明，经由不使结晶组织细化且不产生板断裂等故障的稳定的工序条件，并且，在电磁钢板的制造过程中在钢板内几乎不生成微细的主要由Cu构成的金属相，在加工成电部件后的热处理过程中在电磁钢板内生成微细的主要由Cu构成的金属相，由此能够提供在加工制造电部件时具有良好的加工性，且在作为电部件使用时为硬质且磁特性良好的电磁钢板。据此，不使磁特性劣化，并能确保强度、疲劳强度、耐磨性，因此实现了在超高速旋转马达或转子上组装了磁铁的马达及电磁开关用材料的高效率化、小型化、长寿命化等。

Claims (20)

1.一种高强度电磁钢板及其加工部件，其特征在于，以质量％计，含有C：0.06％或以下、Si：0.2～6.5％、Mn：0.05～3.0％、P：0.30％或以下、S或Se：0.040％或以下、Al：2.50％或以下、Cu：0.6～8.0％、N：0.0400％或以下，其余量由Fe及不可避免的杂质组成，且在钢材内部含有直径为0.1μm或以下的由Cu构成的金属相。
2.根据权利要求1所述的高强度电磁钢板及其加工部件，其特征在于，以质量％计，进一步含有从Nb：8％或以下、Ti：1.0％或以下、B：0.010％或以下、Ni：5％或以下、Cr：15.0％或以下之中选择的1种、2种或更多种。
3.根据权利要求1或2所述的高强度电磁钢板及其加工部件，其特征在于，以质量％计，进一步含有合计为0.5％或以下的选自Bi、Mo、W、Sn、Sb、Mg、Ca、Ce、La、Co的1种、2种或更多种。
4.根据权利要求1～3的任1项所述的高强度电磁钢板及其加工部件，其中，在所述钢材内部存在的由Cu构成的金属相的数密度是20个/μm3或以上。
5.根据权利要求1～4的任1项所述的高强度电磁钢板及其加工部件，其中，所述钢板的晶粒的平均直径是30～300μm。
6.根据权利要求1～5的任1项所述的高强度电磁钢板及其加工部件，其中，在钢板内部残存有加工组织。
7.根据权利要求1～6的任1项所述的高强度电磁钢板及其加工部件，其中，钢板含有Nb的碳化物或氮化物。
8.一种制造高强度电磁钢板及其加工部件的方法，其特征在于，在制造权利要求1～7的任1项所述的电磁钢板及其加工部件的过程中，进行在300℃～720℃的温度区保持5秒或以上的热处理。
9.根据权利要求8所述的制造高强度电磁钢板及其加工部件的方法，其特征在于，作为所述热处理，在最终热处理工序的从750℃或以上的温度区开始的冷却过程中，在300℃～720℃的温度区保持5秒或以上。
10.一种制造高强度电磁钢板及其加工部件的方法，其特征在于，在权利要求8或9所述的热处理之后，不在超过800℃的温度区保持20秒或以上。
11.根据权利要求1～7的任1项所述的高强度电磁钢板及其加工部件，其特征在于，通过在形状加工后进行热处理，存在于该加工部件中的主要由Cu构成的金属相的数密度是20个/μm3或以上。
12.根据权利要求1～7和11的任1项所述的高强度电磁钢板及其加工部件，其特征在于，通过在形状加工后进行热处理，存在于该加工部件内部的主要由Cu构成的金属相的平均直径是0.1μm或以下。
13.根据权利要求1～7和11～12的任1项所述的高强度电磁钢板及其加工部件，其特征在于，通过在形状加工后进行热处理，该加工部件的晶粒的平均直径达到3～300μm。
14.根据权利要求1～7和11～13的任1项所述的高强度电磁钢板及其加工部件，其特征在于，通过在形状加工后进行热处理，该加工部件内部的直径为0.1μm或以下的主要由Cu构成的金属相的数密度增加至10倍或以上。
15.根据权利要求1～7和11～14的任1项所述的高强度电磁钢板及其加工部件，其特征在于，通过在形状加工后进行热处理，该加工部件的拉伸强度上升30MPa或以上。
16.根据权利要求1～7和11～15的任1项所述的高强度电磁钢板及其加工部件，其特征在于，通过进行形状加工后的热处理，该加工部件的硬度增加至1.1倍或以上。
17.一种制造高强度电磁钢板的方法，其特征在于，在制造权利要求11～16的任1项所述的电磁钢板的过程中，在冷轧前的热轧工序中在精轧后的从750℃或以上的温度区开始的冷却过程中，使在450℃～700℃的温度区中的停留时间为300秒或以下，然后不在超过750℃的温度区保持，并进行冷轧，据此形状加工前为软质，通过形状加工后的热处理而硬化。
18.根据权利要求17所述的制造高强度电磁钢板的方法，其特征在于，在热轧、冷轧之后的最终热处理工序中保持在750℃或以上，然后在从750℃或以上的温度区开始的冷却过程中，使在450℃～700℃的温度区中的停留时间为60秒或以下，然后不在超过750℃的温度区保持，据此形状加工前为软质，通过形状加工后的热处理而硬化。
19.一种制造高强度电磁钢板及其加工部件的方法，其特征在于，将权利要求1～7、11～16的任1项所述的电磁钢板、或者根据权利要求17、18的任1项所述的方法制造的电磁钢板进行形状加工后，在300℃～720℃的温度区保持5秒或以上，然后经由不在超过700℃的温度区保持20秒或以上的工序，制成加工部件。
20.根据权利要求19所述的制造高强度电磁钢板及其加工部件的方法，其特征在于，作为上述热处理方法，从钢板加工成电部件后的热处理中的热处理温度到700℃的冷却过程的平均冷却速度设定为10℃/秒或以上，在300℃～720℃的温度区保持5秒或以上，然后经由不在超过700℃的温度区保持20秒或以上的工序。
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