TW201329244A - 無方向性電磁鋼板的製造方法 - Google Patents

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Abstract

本發明提供一種再利用性優異並且於鋼板表面無缺陷的高磁通密度且低鐵損的無方向性電磁鋼板。在將包含：於Ca/S≧0.80下含有以質量%計，C：0.005%以下、Si：1.5%以上4.5%以下、Al：0.005%以下、Mn：0.01%以上0.10%以下、Ca：0.0010%以上0.0050%以下、S：0.0030%以下及N：0.0030%以下且剩餘部分為Fe及不可避免的雜質的成分組成的鋼坯以1050℃以上1150℃以下進行加熱後，以精軋結束後的溫度成為800℃以上900℃以下的方式實施熱軋，以500℃以上650℃以下進行捲取，繼而，以950℃以上鋼坯加熱溫度以下實施熱軋板退火，以冷間或溫間實施軋製，之後進而在含有10 vol%以上的氫且露點-20℃以下的環境下以950℃以上的溫度進行最終退火。

Description

無方向性電磁鋼板的製造方法
本發明是關於一種主要用作電氣設備的鐵心材料的無方向性電磁鋼板的製造方法，尤其是當然改善鐵損或磁通密度等磁氣特性、進而欲有利地實現提高再利用性或抑制鋼板的表面缺陷的製造方法。
近年來，於以電力為代表的節省能源的世界性的動向中，對電氣設備亦強烈要求其高效率化。又，就使電氣設備小型化的觀點而言，尤其是對鐵心材料的小型化的要求亦提高。進而，最近根據對環境的考慮而對電氣設備中的鐵心材料的再利用化的應對亦成為當務之急。
於所述電氣設備的高效率化或鐵心材料的小型化中有效的是，改善成為鐵心的原材料的電磁鋼板的磁氣特性。此處於先前的無方向性電磁鋼板的領域中，作為減少磁氣特性中尤其是鐵損的方法，通常使用提高Si或Al、Mn等的含量以增大電阻降低渦流損耗的方法。然而，於該方法中存在無法避免磁通密度降低的本質問題。
另一方面，不僅提高Si或Al等的含量並減少C或S、或者如專利文獻1所記載添加B或如專利文獻2所記載添加Ni等增加合金成分亦為通常已知的方法。
於添加該等合金成分的方法中，雖然改善鐵損但磁通密度的改善效果小，從而並非可令人滿意的方法。又，隨 著合金添加，鋼板的硬度上升從而加工性劣化，因此將此種無方向性電磁鋼板進行加工並用於電氣設備時的通用性不足，其用途極其受到限定。
進而，提出若干變更製造製程並改善製品板中的結晶方位的積體度即集合組織而提高磁氣特性的方法。例如，於專利文獻3中揭示以下方法：以200℃~500℃的溫度範圍對含有Si：2.8 mass%~4.0 mass%(質量%)及Al：0.3 mass%~2.0 mass%的鋼實施溫軋，使{100}<OVW>組織成長。而且，於專利文獻4中揭示以下方法：藉由在對含有Si：1.5 mass%~4.0 mass%及Al：0.1 mass%~2.0 mass%的鋼進行熱軋後，將1000℃以上、1200℃以下的熱軋板退火與壓下率：80%~90%的冷軋進行組合，而使{100}組織成長。
先前技術文獻
專利文獻
專利文獻1：日本專利特開昭58-151453號公報
專利文獻2：日本專利特開平3-281758號公報
專利文獻3：日本專利特開昭58-181822號公報
專利文獻4：日本專利特開平3-294422號公報
專利文獻5：日本專利第3888033號公報
專利文獻6：日本專利第4126479號公報
專利文獻7：日本專利第4258951號公報
專利文獻8：日本專利第4258952號公報
然而，利用該等方法的磁氣特性的改善效果尚非可令 人滿意的效果，進而於加工性及再利用性方面亦有改善的餘地。即，於以下方面有改善的餘地：若於鋼中含有某種程度以上的Al，則首先鋼板的硬度提昇而阻礙加工性，又，於對鐵心材料進行再利用或者在使用者進行刮削(scraping)處理時會有損害電爐的電極之虞。
進而，於使用鐵心的再利用材料來鑄造馬達軸等時，若含有0.1 mass%以上的Al，則於澆鑄時熔鋼的表面進行氧化而黏性增大，熔鋼的鑄模內填充性變差，因此於完善的澆鑄受到阻礙的方面亦有改善的餘地。
鑒於該等方面，分別揭示以下技術：於專利文獻5中將Al設為0.02%以下、於專利文獻6中將Al設為0.017%以下、於專利文獻7中將Al設為0.010%以下、於專利文獻8中將Al設為0.030%以下，並減少S、N等雜質量或者控制熱軋板退火後的平均粒徑、冷軋條件等，藉此，製造磁通密度高且鐵損低的無方向性電磁鋼板。然而，若依據所述技術減少Al量則磁氣特性的穩定性變差的情況作為應重新改善的方面而浮現。
另一方面，認為與Al同樣地減少Mn的含量亦有助於提高磁氣特性，發明者等人嘗試亦減少Mn量的情況。其結果為，尤其是於Al≦0.005%、且Mn≦0.10%的成分中，雖然有時可獲得非常良好的磁性，但依然難以穩定地獲得該良好的磁性。進而，此外隨著Mn的減少而容易於鋼板上產生表面缺陷。
因此，本發明的目的在於提供一種不導致產生表面缺陷，用以穩定地達成因Al量及Mn量的減少而提高磁氣特性的方法。
於是，為了解決所述課題，發明者等人努力研究明白當極力減少除Si以外的Al及Mn的合金元素來製造高磁通密度且低鐵損的鋼板時，磁氣特性的穩定性差且容易產生表面缺陷的原因。
其結果確認有若Al量減少則最終退火後的氧化物量增多的傾向。可認為其原因在於：於含有大量Al時，由於生成Al氧化物因此於其阻障效果下抑制生成Si氧化物，但於Al少時該效果小，因此容易進行Si的氧化，反而會於試樣表面產生的氧化物增多。此處，由於生成表層氧化物會導致鐵損的劣化，因此必需抑制生成表層氧化物。
又，可知若Mn量少，則液相的FeS容易於鋼坯加熱中析出，隨著此種情況而S會局部濃化、偏析，藉此，該部分容易破損，結果容易產生表面缺陷。因此，於改善表面缺陷時，必需使液相的FeS不易析出。
本發明是立足於所述見解。
即，本發明的要旨構成如下所述。
(1)一種無方向性電磁鋼板的製造方法，包括以下一系列步驟：在將包含：於Ca/S≧0.80下含有以質量%計，C：0.005%以下、Si：1.5%以上4.5%以下、Al：0.005%以下、Mn：0.01%以上0.10%以下、Ca：0.0010%以上0.0050% 以下、S：0.0030%以下及N：0.0030%以下且剩餘部分為Fe及不可避免的雜質的成分組成的鋼坯進行加熱後，實施熱軋並進行捲取，繼而經過熱軋板退火，以冷間或溫間實施軋製，之後實施最終退火，且將所述鋼坯加熱溫度設為1050℃以上1150℃以下、所述熱軋的精軋結束後的溫度設為800℃以上900℃以下、所述捲取溫度設為500℃以上650℃以下、所述熱軋板退火溫度設為950℃以上所述鋼坯加熱溫度以下，進而在含有10 vol%以上的氫且露點-20℃以下的環境下以950℃以上的溫度進行最終退火。
(2)如所述(1)所述的無方向性電磁鋼板的製造方法，其中所述成分組成進而含有以質量%計，Sb：0.005%以上0.2%以下、Sn：0.005%以上0.2%以下、P：0.03%以上0.2%以下、Mo：0.005%以上0.10%以下、B：0.0002%以上0.002%以下、及Cr：0.05%以上0.5%以下的一種或兩種以上。
根據本發明，藉由設為低Al且低Mn且於規定的製造條件下製造無方向性電磁鋼板，而可提供一種於鋼板表面上無缺陷的高磁通密度且低鐵損的無方向性電磁鋼板。而且，由於本發明的無方向性電磁鋼板所含的Al成分少於規定值，因此不會使鋼板的硬度上升而阻礙加工性，從而可提高再利用性。
以下具體說明本發明。再者，以下所示的關於鋼板成分的「%」表示只要無特別預先說明則意指「質量%」。
如上所述，於通常的無方向性電磁鋼板中，大多情況下是為了減少鐵損而除Si以外添加Al或Mn等元素。尤其是由於Al與Si同樣，固有電阻增大效果大，因此積極地添加。又，Mn亦具有提高固有電阻的效果且對改善熱脆性有效，因此通常添加0.15%至0.20%的範圍以上。
然而，發明者等人認為，為了獲得高磁通密度且低鐵損材料，有利的是極力減少Al並且Mn量亦低於通常所添加的範圍的成分系，並進行關於此種情況的研究。以下，對該研究結果進行詳細敍述。
即，準備含有Si：3.3%、S：0.0030%以下及N：0.0030%以下且使Al量於0.0001~0.01%、及Mn量於0.01~0.2%的範圍內發生變化的成分組成的鋼坯。
鋼坯於1100℃加熱後，進行熱軋至2.0 mm厚，而且以1050℃的溫度對所獲得的熱軋板實施熱軋板退火。繼而，於酸洗後，冷軋至板厚0.35 mm厚，之後以1025℃的溫度進行最終退火。
自如此獲得的鋼板，於軋製方向(L)及軋製直角方向(C)上切取愛波斯坦(Epstein)試驗片，測定磁氣特性。再者，磁氣特性是以L+C特性(L方向與C方向的磁氣特性的平均值)進行評價。又，評價鋼板表面的線狀缺陷產生狀況(存在於鋼板的每單位面積的線狀缺陷的長 度)。而且，將未達0.001[m/m2]設為無缺陷(○)、0.001[m/m2]以上~0.01[m/m2]以下設為稍有缺陷(△)、超過0.01[m/m2]設為缺陷多(×)。將所獲得的結果示於圖1。圖1是表示Al及Mn含量與磁氣特性及表面缺陷的關係的圖。於圖1中，橫軸為Al含量，縱軸為Mn含量，圖中記載磁通密度(B50)與鐵損(W15/50)、及表面缺陷的程度。再者，於各描點(plot)中，上段：B50、中段：W15/50、下段：表面缺陷的評價結果。
由圖1可知，於Al≦0.005%、且Mn≦0.10%的成分組成的情形時，大多情況下可獲得非常良好的磁性(B50≧1.705 T且W15/50≦2.10 W/kg)，但同時有容易產生表面缺陷的傾向。
因此，發明者等人詳細調查、研究具有Al≦0.005%、且Mn≦0.10%的成分組成且磁性良好但表面缺陷的產生明顯的試驗片。其結果為，於該等試驗片上可看到多處S局部偏析、濃化的部位，尤其是於產生表面缺陷的位置附近，所述S的偏析、濃化明顯。
發明者等人認為其原因如下：於所述Mn、S量的情形時，於澆鑄後析出的MnS於1100℃的鋼坯加熱中固溶並於熱軋中再析出，但若Mn量少則液相的FeS容易析出，其結果為，S局部濃化、偏析，該部分容易破損，結果容易產生表面缺陷。
又，亦對在Al≦0.005%、且Mn≦0.10%的成分下，磁性非常良好的試驗片以及不太能夠獲得良好的磁性的試 驗片進行詳細調查、研究，結果後者中試驗片表層部的氧化物量多。
對其原因進行調查，結果可觀察到以下傾向：於同一最終退火條件(溫度、環境、時間)下，隨著Al量變少而於最終退火後的試驗片表面產生的氧化物量變多。可認為其原因在於：於含有Al的情形時生成Al氧化物因此在其阻障效果下抑制生成Si氧化物，但於Al少的情況下，幾乎並無該阻障效果，因此容易進行Si的氧化。此處，由於表層氧化物的生成會導致鐵損的劣化，因此必需抑制生成表層氧化物。
根據以上，發明者等人考慮，是否可為了減少於澆鑄後所析出的MnS量而添加少量的Ca，以使MnS成為硫化鈣(CaS)的形態，藉此抑制所述現象的產生，並消除表面缺陷的產生。又，同時認為對於夾雜物的形態控制而言亦有熱軋條件的影響，進而認為就鋼板表層氧化的觀點而言最終退火條件的影響亦重要，從而進行以下實驗。
準備包含表1所示的成分組成的鋼坯，於以1100℃加熱後，使精軋結束後的溫度與軋製結束後的捲取溫度發生變化而熱軋至2.0 mm厚。繼而以1025℃的溫度實施熱軋板退火，於酸洗後冷軋至板厚0.35 mm厚。之後，使氫濃度與露點發生變化，以1050℃的溫度進行最終退火。自所獲得的鋼板，於軋製方向及軋製直角方向上切取愛波斯坦試驗片，測定磁氣特性。磁氣特性是以L+C特性進行評價。又，亦調查表面缺陷的產生程度。
將精軋結束後溫度與軋製結束後捲取溫度對表面缺陷的產生程度造成的影響示於圖2。可知，於精軋結束後溫度為800℃以上900℃以下、軋製結束後捲取溫度為500℃以上650℃以下的情形時未觀察到表面缺陷的產生。
於在鋼板表面觀察不到缺陷的產生的條件即精軋結束後溫度為800℃以上900℃以下、軋製結束後捲取溫度為500℃以上650℃以下的條件下，將最終退火條件對磁性造成的影響示於圖3。可知於氫濃度10 vol%以上且露點-20℃以下的條件下，可獲得高磁通密度(B50≧1.705 T)且低鐵損(W15/50≦2.10 W/kg)。
再者，就成本及操作性的觀點而言，較佳為氫濃度60%以下、露點-80℃以上。
根據所述結果，發明者等人進行研究Ca、S量的影響的實驗。
準備以Si：3.8%、Al：0.0003%、Mn：0.07%及N：0.0030%以下作為基本成分且使Ca量在0.0005%以上0.0060%以下、及S量在0.0004%以上0.0060%以下的範圍內發生變化的成分的鋼坯。
鋼坯於1120℃加熱後，在精軋結束後的溫度為800℃ 以上900℃以下、軋製結束後的捲取溫度為500℃以上650℃以下的條件下熱軋至1.8 mm厚。繼而以1000℃的溫度實施熱軋板退火，於酸洗後冷軋至板厚0.35 mm厚。之後，於氫濃度為30 vol%且露點為-40℃的條件下，以1050℃的溫度進行最終退火。
自所獲得的鋼板，於軋製方向及軋製直角方向上切取愛波斯坦試驗片，測定磁氣特性。磁氣特性是以L+C特性進行評價。又，亦調查表面缺陷的產生程度。
將所獲得的結果示於圖4。圖4是表示Ca及S含量與磁氣特性及表面缺陷的關係的圖。於圖4中，橫軸為Ca量、縱軸為S量，圖中記載磁通密度(B50)與鐵損(W15/50)、及表面缺陷的程度。再者，於各描點中，上段：B50、中段：W15/50、下段：表面缺陷的評價結果。表面缺陷是以鋼板的每單位面積的線狀缺陷長度進行評價，將未達0.001[m/m2]設為無缺陷(○)、0.001[m/m2]以上設為有缺陷(×)而進行評價(以下全部為相同的評價基準)。
根據圖4可知，在試驗片於Ca/S≧0.80下含有Ca：0.0010%以上0.0050%以下及S：0.0030%以下的情形時，可獲得良好的外觀與磁氣特性(W15/50≦2.0 W/kg，B50≧1.70 T)。
再者，關於Ca添加，於日本專利特開2001-271147號公報中，揭示有如下技術：在含有C：0.005%以下、(Si+Al)≧1.0%且Al≧0.2%或Al≦0.01%、Mn：0.1%~1.5%、P：0.1%以下，進而含有S：0.004%以下、 (Sb+Sn+Cu)：0.005%~0.1%的組成中添加10 ppm~100 ppm的Ca，藉此即便夾雜物或析出物多亦可減少鐵損，但該先前技術中的主旨如下：減少抑制最終退火時的粒成長的Mn系硫化物的量而設為CaS的形態，藉此增大製品板的粒徑而改善鐵損，其目的、效果與本發明的於Mn量少的情形下防止液相的FeS的析出以抑制S的偏析、濃化，藉此抑制表面缺陷的產生是不同的。又，於所述公報中的說明書及實例中，Mn量最少的例為0.15%，並非本發明的Mn量0.01%以上0.1%以下。
又，於日本專利特開平11-293426號公報中，揭示如下技術：在含有C：0.005%以下、Si：4.0%以下、Mn：0.05~1.5%、P：0.2%以下、N：0.005%以下(包含0)、Al：0.1%~1.0%、S：0.0009%以下(包含0)的組成中添加0.0005%~0.005%的Ca，藉此製造疲勞特性優異的無方向性電磁鋼板，但該先前技術中的主旨如下：藉由在S為9 ppm以下的材料中添加Ca而生成分散的球狀的Ca-Al氧化物，藉此提高疲勞強度。因此，可認為重要的是含有0.1%~1.0%的Al，添加Ca的目的、效果與本發明的Al：0.005%以下的成分的情形時是不同。又，於所述公報中的說明書及實例中，Mn量最少的例為0.17%，並非本發明的Mn量0.01%以上0.1%以下。
進而發明者等人為了研究其他製造條件的影響而進行以下實驗。
準備若干成為表2所示的成分組成的鋼坯，於使鋼坯 加熱溫度發生變化而加熱後，於精軋結束後的溫度為860℃~890℃、軋製結束後的捲取溫度：610℃~640℃下軋製至1.6 mm厚。繼而使退火溫度發生變化而實施熱軋板退火，於酸洗後冷軋至板厚0.25 mm厚。之後，於氫濃度為20 vol%且露點為-40℃的條件下，以1000℃的溫度進行最終退火。
自所獲得的鋼板，於軋製方向及軋製直角方向上切取愛波斯坦試驗片，測定磁氣特性。磁氣特性是以L+C特性進行評價。又，亦調查表面缺陷的產生程度。
將鋼坯加熱溫度與熱軋板退火溫度對磁氣特性與表面缺陷的產生有無造成的影響示於圖5。可知，於將鋼坯加熱溫度設為1050℃以上1150℃以下、熱軋板退火設為950℃以上鋼坯加熱溫度以下的條件下，可獲得良好的外觀與磁氣特性(W15/50≦1.9 W/kg，B50≧1.70 T)。
關於以所述範圍的鋼坯加熱溫度可獲得良好的特性的理由，其原因在於：於澆鑄時並非以CaS的形式析出，而是以MnS的形式析出的鋼坯，一旦於固溶後則以CaS的形式析出。可認為：若鋼坯加熱溫度低則不會發生再固溶，另一方面，若加熱溫度高，則連在澆鑄時以CaS的形式析出者也會進行固溶，因此變成相反效果。
又，關於以所述範圍的熱軋板退火溫度可獲得良好的特性的理由，可認為：下限溫度重要的是製成一定以上的大小的熱軋板粒徑，上限溫度重要的是不要使於鋼坯加熱及熱軋時所獲得的CaS的析出及分佈狀態發生大變化。
以下，對以所述方式規定的本發明的成分組成範圍的限定理由進行說明。
C：0.005%以下
C是為了抑制磁氣時效劣化而限定為0.005%以下。較佳為0.0035%以下，更佳為0.0030%以下。
再者，C較佳為將下限設為0%，但就工業性而言難以將C的含量設為0%，因此，多數情況下含有0.0005%以上的C。
Si：1.5%以上4.5%以下
於本發明的電磁鋼板中，Si是使電阻增大而改善鐵損的有用元素。為了改善該鐵損，必需1.5%以上的Si。另一方面，若超過4.5%則鋼板的加工性劣化，且磁通密度的降低亦明顯，因此Si含量限定為1.5%~4.5%的範圍。
Al：0.005%以下
Al與Si同樣，通常是用作鋼的去氧劑，且增加電阻而減少鐵損的效果大，因此通常是無方向性電磁鋼板的主要構成元素的一個。然而，為了獲得於本發明中作為目標的高磁通密度且低鐵損的電磁鋼板而必需使Al量減少至0.005%以下，此於本發明中為重要的要點。
另一方面，關於下限值並無特別限制，亦可為0%。 然而，就工業性而言難以將Al的含量設為0%，因此，多數情況下含有0.0001%以上的Al。
Mn：0.01%以上0.10%以下
與Si同樣，Mn是不僅具有提高電阻且減少鐵損的效果，亦具有使鋼固溶強化的作用，又，於改善熱脆性方面亦有效的元素，因此，通常於無方向性電磁鋼板中，添加0.2%以上的程度。然而，為了獲得於本發明中作為目標的高磁通密度且低鐵損的電磁鋼板而必需使Mn量少至0.1%以下，此於本發明中為重要的要點。即，若Mn量超過0.1%則飽和磁通密度降低。另一方面，就確保熱加工性的方面而言，下限設為0.01%。
Ca：0.0010%以上0.0050%以下
於本發明中，Ca是用以減少Mn量而獲得良好的特性所必需的元素，但若未達0.0010%則該效果不充分。另一方面，若超過0.0050%則該效果飽和，因此限定為所述範圍。
S：0.0030%以下
S是不可避免地混入的雜質，若其含量變多則會大量形成硫化物系夾雜物而成為鐵損增加的原因。因此，於本發明中設為0.0030%以下。
再者，S較佳為將下限設為0%，但就工業性而言難以將S的含量設為0%，因此，多數情況下含有0.0001%以上的S。
N：0.0030%以下
N亦與S同樣，是不可避免地混入的雜質，若其含量多則會大量形成氮化物而成為使鐵損增加的原因。因此，於本發明中設為0.0030%以下。
再者，N較佳為將下限設為0%，但就工業性而言難以將N的含量設為0%，因此，多數情況下含有0.0001%以上的N。
Ca/S≧0.80
當Ca/S<0.80時，用以固定S的Ca量不足。尤其是如本發明所示Mn量少至0.10%以下的情形時，於鋼坯加熱時等液相的FeS會析出，S容易偏析、濃化，此為產生鋼板表面缺陷的原因，因此必需設為所述範圍。
與為了固定S所必需的Ca量相比而Ca大幅過剩的情形時，有CaO等夾雜物增加而使鐵損增加之虞，因此Ca/S的值較佳為設為3.5以下。
於本發明中，此外，為了無方向性電磁鋼板的磁氣特性提高或高強度化、改善表面性狀而可適當含有以下所述的元素。
Sn及Sb：0.005%以上0.2%以下
Sn及Sb均具有改善無方向性電磁鋼板的集合組織而提高磁氣特性的效果，為了獲得該效果，於單獨添加或複合添加Sb、Sn的任一情形時均必需添加0.005%以上。另一方面，若過剩地添加則鋼會脆化，鋼板製造中的板斷裂或疤(scab)增加，因此於單獨添加或複合添加Sn、Sb的任一情形時均設為0.2%以下。
P：0.03%以上0.20%以下
P亦為對集合組織改善有效的元素，但過剩的添加會帶來由偏析引起的脆化所造成的粒界破裂或壓延性的降低，因此，P量限制為0.20%以下。再者，為了表現明確的效果而必需添加0.03%以上，因此限定為所述範圍。
Mo：0.005%以上0.10%以下
Mo具有藉由提高耐氧化性而改善表面性狀的效果。然而，若含量未達0.005%則無法獲得充分的效果，另一方面，即便添加超過0.10%，其效果亦飽和且亦提高成本，因此上限設為0.10%。
B：0.0002%以上0.002%以下
B是藉由粒界偏析而使粒界強度提高的元素，尤其是抑制因P的粒界偏析所引起的脆化的效果明顯。為了獲得該效果，必需添加0.0002%以上，又，即便添加超過0.002%，其效果亦飽和，因此限定為所述範圍。
Cr：0.05%以上0.5%以下
於本發明中的Si主體成分中，對表面性狀改善有效，在添加0.05%以上時其效果明確，但若超過0.5%則其效果飽和，因此限定為所述範圍。
繼而，對依據本發明的製造方法的限定理由進行敍述。
本發明的無方向性電磁鋼板的製造可使用通常的無方向性電磁鋼板所適用的步驟及設備來實施，且重要的是依據本發明限制各步驟中的條件。例如，利用脫氣設備對 以轉爐或電爐等熔製成規定的成分組成而成的鋼進行二次精煉，藉由連續鑄造或造塊後的分塊壓延而製成鋼坯後，進行所謂熱軋、熱軋板退火、酸洗、冷軋或溫軋、最終退火及絕緣被膜塗佈燒接的步驟。又，亦可使用直接鑄造法直接製造厚度100 mm以下的薄鑄片。
此處，必需如下所述控制製造條件。
即，首先，必需於熱軋時將鋼坯加熱溫度設為1050℃以上1150℃以下，且將澆鑄時並非以CaS的形式而是以MnS的形式析出設為適當的固溶狀態。若鋼坯加熱溫度未達1050℃，則無法使MnS固溶，若超過1150℃，則至澆鑄時以CaS的形式析出開始再固溶，因此必需設為所述範圍。
繼而，熱軋必需以精軋結束後的溫度成為800℃以上900℃以下、軋製結束後的捲取溫度成為500℃以上650℃以下的方式實施。可認為：藉由設為該條件，於鋼坯加熱時固溶的MnS不會成為FeS的液相而是變化成CaS的形態。
繼而進行熱軋板退火，但此時，必需將熱軋板退火溫度設為950℃以上鋼坯加熱溫度以下。可認為重要的是：藉由設為該範圍的熱軋板退火溫度，熱軋板粒徑成為適當的大小，且不會使鋼坯加熱及熱軋時所獲得的CaS的析出、分佈狀態發生大變化。
繼而，實施冷軋或溫軋製成最終板厚，繼而實施最終退火，但此時，必需設為作為強還原性環境的氫：10 vol% 以上、露點：-20℃以下的環境下。
可認為其原因在於：藉由設為如上所述的強還原性環境，而即便於如本發明般Al量非常少的成分中，亦可以不導致明顯的鐵損劣化的程度而抑制鋼板、表層氧化物等的生成。
又，最終退火溫度必需設為950℃以上。若退火溫度低於950℃，則由於結晶粒徑小，因此遲滯損失變高而無法獲得低鐵損。再者，雖然最終退火溫度並無上限，但即便以超過1100℃的溫度退火亦難以進而增加結晶粒徑，因結晶粒徑的增大所引起的遲滯損失減少的效果飽和，因此就成本而言有利的是以1100℃以下進行最終退火。
再者，繼所述最終退火後，當然亦可進行已知的塗布處理。此時，為了確保良好的衝壓性而理想的是含有樹脂的有機塗布，另一方面，於重視熔接性時理想的是應用半有機或無機塗布。
實例1
於依據表4所示的條件對成為表3所示的成分組成的鋼坯進行鋼坯加熱後，進行熱軋並實施捲取、熱軋板退火，於酸洗後，實施冷軋至板厚：0.35 mm，之後進行最終退火、塗布處理。
自所獲得的無方向性電磁鋼板，於軋製方向及軋製直角方向上切取愛波斯坦試驗片，測定磁氣特性。磁氣特性是以L+C特性進行評價。又，亦調查表面缺陷的產生程度。表面缺陷是以鋼板的每單位面積的線狀缺陷長度進行評價，將未達0.001[m/m2]設為無缺陷(○)、0.001[m/m2]以上設為有缺陷(×)而進行評價。將所獲得的結果一併記載於表4中。
記號1-1~1-3所示的比較例(比較例1-1~1-3)使用表3中作為A表示的鋼種。於該鋼種中並未添加Ca，從而如上所述，無法藉由使MnS為CaS的形態而抑制生成表層氧化物。因此，如表4所示於比較例1-1~1-3中全部產生表面缺陷。進而，記號1-1及1-3所示的比較例不僅鋼種，關於鋼坯加熱溫度、熱軋條件亦為本發明的數值範圍外，因此與除鋼種以外的條件為本發明的數值範圍內進行處理的比較例1-2相比，磁氣特性較差。此外，於比較例1-1中，除鋼坯加熱溫度、熱軋條件以外，關於最終退火條件中的氫濃度及露點亦為本發明的數值範圍外，與比較例1-3相比磁氣特性進而較差。
記號1-4所示的比較例(比較例1-4)中，關於鋼坯加熱溫度、熱軋條件、最終退火條件中的氫濃度及露點，為本發明的數值範圍外。鋼種為包括本發明中規定的數值範圍內的成分組成，因此與比較例1-1~1-3相比，磁氣特性相對良好，但產生表面缺陷。另一方面，如記號1-5及1-6所示的發明例，藉由對與比較例1-4相同的鋼種應用本發明的製造條件，而使鐵損減少磁通密度上升，磁氣特性變得良好。進而，於該等發明例中亦不會產生表面缺陷。
記號1-7所示的比較例中，鋼坯加熱溫度、最終退火條件中的退火溫度為本發明的數值範圍外。於該例中，磁氣特性為不良，亦產生表面缺陷。然而，如記號1-8及1-9所示，藉由對相同的鋼種應用本發明的製造條件，而使鐵損減少磁通密度上升，磁氣特性變得良好。進而，於該等 發明例中亦不會產生表面缺陷。
記號1-10所示的比較例(比較例1-10)中，最終退火條件中的露點及退火溫度為本發明的數值範圍外。於該例中，未產生表面缺陷，但磁氣特性不良。於記號1-13所示的比較例(比較例1-13)中，鋼坯加熱溫度及熱軋條件中的最終結束溫度為本發明的數值範圍外。於該例中，產生表面缺陷。於記號1-16所示的比較例(比較例1-16)中，熱軋條件中的最終結束溫度、熱軋板退火溫度、及最終退火條件中的氫濃度及露點為本發明的數值範圍外。於該情形時，磁通密度高但鐵損亦高，進而亦產生表面缺陷。另一方面，藉由對分別與比較例1-10、比較例1-13、及比較例1-16同樣的鋼種應用本發明的製造條件，可使磁通密度進一步上升並且減少鐵損，進而亦不會產生表面缺陷。
如此可知，滿足本發明的製造條件的發明例均不會產生表面缺陷，且可獲得良好的磁氣特性。
實例2
以表6所示的條件對成為表5所示的成分組成的鋼坯進行鋼坯加熱、熱軋並實施捲取、熱軋板退火，於酸洗後實施冷軋至板厚：0.50 mm，之後進行最終退火、塗布處理。
自所獲得的無方向性電磁鋼板，於軋製方向及軋製直角方向上切取愛波斯坦試驗片，測定磁氣特性。磁氣特性是以L+C特性進行評價。又，亦調查表面缺陷的產生程度。再者，表面缺陷的評價方法與實例1同樣。將所獲得的結果一併記載於表6中。
於記號2-1所示的比較例中，鋼坯加熱溫度、熱軋條件中的捲取溫度、熱軋板退火溫度、及最終退火條件中的氫濃度為本發明的數值範圍外。於該情形時鐵損明顯高，進而產生表面缺陷。於記號2-4所示的比較例中，鋼坯加熱溫度、熱軋條件中的最終結束溫度、及最終退火條件中的露點為本發明的數值範圍外。於該情形時，磁氣特性並不那麼惡化但產生表面缺陷。於記號2-7所示的比較例中，鋼坯加熱溫度及熱軋板退火溫度為本發明的數值範圍外。於該情形時，鐵損高，進而產生表面缺陷。於記號2-10所示的比較例中，最終退火條件中的退火溫度為本發明的數值範圍外。於該情形時，不產生表面缺陷但磁氣特性變差。
然而可知，滿足本發明的製造條件的發明例均不會產生表面缺陷，與未對同一鋼種應用本發明的製造條件的比較例相比可獲得良好的磁氣特性。
實例3
以表8所示的條件對成為表7所示的成分組成的鋼坯進行鋼坯加熱、熱軋並實施捲取、熱軋板退火，於酸洗後實施冷軋至板厚：0.25 mm，之後進行最終退火、塗布處理。
自所獲得的無方向性電磁鋼板，磁氣特性是於軋製方向及軋製直角方向上切取愛波斯坦試驗片，測定磁氣特性。磁氣特性是以L+C特性進行評價。又，亦調查表面缺陷的產生程度。再者，表面缺陷的評價方法與實例1及2同樣。將所獲得的結果一併記載於表8中。
於記號3-1所示的比較例中，熱軋條件中的最終結束溫度、最終退火條件中的露點及退火溫度為本發明的數值範圍外。於該情形時，鐵損變高，進而產生表面缺陷。於記號3-4所示的比較例中，熱軋板退火溫度為本發明的數值範圍外。於該情形時，產生表面缺陷。於記號3-7所示的比較例中，鋼坯加熱溫度、熱軋條件中的最終結束溫度、及熱軋板退火溫度為本發明的數值範圍外。於該情形時亦產生表面缺陷。於記號3-10所示的比較例中，鋼坯加熱溫度、熱軋條件、及最終退火條件中的氫濃度為本發明的數值範圍外。於該情形時，鐵損變高並且產生表面缺陷。
然而可知，滿足本發明的製造條件的發明例均不會產生表面缺陷，與未對同一鋼種應用本發明的製造條件的比較例相比可獲得良好的磁氣特性。
根據本發明，可提供一種再利用性優異並且鋼板表面性狀良好的低鐵損且高磁通密度的無方向性電磁鋼板。
圖1是表示Al及Mn含量與磁氣特性及表面缺陷的關係的圖。
圖2是表示精軋結束後溫度與捲取溫度對表面缺陷的產生程度造成的影響的圖。
圖3是表示最終退火條件對磁性造成的影響的圖。
圖4是表示Ca及S含量與磁氣特性及表面缺陷的關係的圖。
圖5是表示鋼坯加熱溫度與熱軋板退火溫度對磁氣特性與表面缺陷的產生有無造成的影響的圖。

Claims (2)

  1. 一種無方向性電磁鋼板的製造方法，包括以下一系列步驟：在將包含：於Ca/S≧0.80下含有以質量%計，C：0.005%以下、Si：1.5%以上4.5%以下、Al：0.005%以下、Mn：0.01%以上0.10%以下、Ca：0.0010%以上0.0050%以下、S：0.0030%以下及N：0.0030%以下且剩餘部分為Fe及不可避免的雜質的成分組成的鋼坯進行加熱後，實施熱軋並進行捲取，繼而經過熱軋板退火，以冷間或溫間實施軋製，之後實施最終退火，且將所述鋼坯加熱溫度設為1050℃以上1150℃以下、所述熱軋的精軋結束後的溫度設為800℃以上900℃以下、所述捲取溫度設為500℃以上650℃以下、所述熱軋板退火溫度設為950℃以上所述鋼坯加熱溫度以下，進而在含有10 vol%以上的氫且露點-20℃以下的環境下以950℃以上的溫度進行最終退火。
  2. 如申請專利範圍第1項所述的無方向性電磁鋼板的製造方法，其中所述成分組成進而含有以質量%計，Sb：0.005%以上0.2%以下、Sn：0.005%以上0.2%以下、P：0.03%以上0.2%以下、Mo：0.005%以上0.10%以下、B：0.0002%以上0.002%以下、及Cr：0.05%以上0.5%以下的一種或兩種以上。
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