TW201632632A - 無方向性電磁鋼板及其製造方法 - Google Patents
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Abstract
使以質量%計，含有C：0.0050%以下、Si：1.5~5.0%、Mn：0.20~3.0%、酸可溶Al：0.0050%以下、P：0.2%以下、S：0.0050%以下及N：0.0040%以下之板坯(slab)經熱輥軋成為熱輥軋板後，不對上述熱輥軋板施以熱輥軋退火而施以冷輥軋，並施以精加工退火之無方向性電磁鋼板之製造時，藉由將上述板坯中存在之氧化物系介存物中之以CaO/(SiO2+Al2O3+CaO)定義之CaO之組成比率設為0.4以上，及/或以Al2O3/(SiO2+Al2O3+CaO)定義之Al2O3之組成比率設為0.3以上，且將上述熱輥軋之卷鋼捲取溫度設為650℃以上，而獲得再利用性優異，且為高磁通密度且低鐵損之無方向性電磁鋼板。
Description
本發明係關於作為電氣機器之鐵心材料等使用之無方向性電磁鋼板及其製造方法者。
近幾年來，隨著對於省能源之關心提高，於家庭用空調等所用之馬達，亦要求消耗電力少，能源損失小。因此，對於馬達之鐵心材料所用之無方向性電磁鋼板，亦強烈要求為高性能特性例如用以減低馬達鐵損之低鐵損，或為用以減低馬達銅損之高磁通密度。
作為減低無方向性電磁鋼板之鐵損的方法，過去係使用增加Si或Al、Mn等之提高鋼的固有電阻之元素的添加量，而減低渦電流損之方法。然而，該方法不免會降低磁通密度。因此，除了減低鐵損以外，亦提案有數種提高無方向性電磁鋼板之磁通密度之技術。
例如，專利文獻1中提案於以wt%計含有C：0.02%以下，Si或Si+Al：4.0%以下，Mn：1.0%以下，P：0.2%以下之板坯(slab)中，添加Sb或Sn，而實現高磁通密度化之技術。然而，此技術無法充分減低磁特性
之偏差，進而有必要於熱輥軋後，隔著短時間退火而進行2次冷輥軋，故有製造成本變高的問題。
又，專利文獻2中提案藉由將以wt%計含有C≦0.008%，Si≦4%，Al≦2.5%，Mn≦1.5%，P≦0.2%，S≦0.005%，N≦0.003%之熱軋板中存在之氧化物系介隔物之MnO組成比率(MnO/(SiO2+Al2O3+CaO+MaO))控制在0.35以下，而減少於輥軋方向延伸之介隔物數量，並提高結晶粒之成長性的技術。然而，該技術於Mn含量低時，因微細之MnS等之硫化物析出，反而有使磁特性尤其是鐵損特性降低之問題。
而且，於最近，基於再利用鐵資源之觀點，將鐵心材沖壓加工時發生之溶渣再利用於鑄造用生鐵(foundry pig)之原料已增加。然而，鑄造用生鐵中所含之Al含量若為0.05質量%以上時，由於鑄造物中容易產生鑄孔(blow hole)(縮孔(shrinkage cavity))，故溶渣中所含之Al含量期望限制在未達0.05質量%。
作為Al含量減低之無方向性電磁鋼板，於例如專利文獻3中提案有藉由將Al含量減低至0.017質量%以下，較好0.005質量%以下，而改善集合組織並提高磁通密度之技術。然而，該方法由於於冷輥軋中採用室溫下1次輥軋法，故無法獲得充分之磁通密度之提高效果。此問題雖可藉由於上述冷輥軋中隔著中間退火而進行2次以上之冷輥軋而消除，但產生製造成本上升之其他問題。且，將上述冷輥軋設為使板溫升溫至200℃左右而輥軋之
所謂加溫輥軋對於磁通密度之提高雖亦有效，但有為此需要新的設備對應或工程管理之問題。且，專利文獻3中亦記載，於僅減低Al而未減低N時，熱輥軋退火之冷卻中AlN會微細析出並抑制再結晶退火時之粒成長，亦使鐵損劣化。
專利文獻1：日本專利第2500033號公報
專利文獻2：日本專利第3378934號公報
專利文獻3：日本專利第4126479號公報
如上述，為了將鐵溶渣作為鑄造用生鐵之原料再利用，於Al含量減少之情況下，實際的情況是難以不須新的設備對應或步驟管理而低成本且生產性良好地製造高磁通密度且低鐵損之無方向性電磁鋼板。
本發明係鑑於先前技術具有之上述問題點而完成者，其目的係提供低Al含量且再利用性亦優異，而且為高磁通密度且低鐵損之無方向性電磁鋼板，以及提案以低成本生產性良好地製造該鋼板之方法。
本發明人等為解決上述課題，而著眼於鋼板中存在之氧化物系介存物之成分組成與磁特性之關係並重複積極檢討。其結果，發現為了提高無方向性電磁鋼板之磁通密度並減低鐵損時，藉由極力減低酸可溶鋁(sol.Al)，而將鋼素材中存在之氧化物系介存物中之CaO及/或Al2O3之組成比率控制在適當範圍，可有效改善熱輥軋退火或精加工退火中之粒成長性，因而開發出本發明。
亦即，本發明係一種無方向性電磁鋼板，其具有含有C：0.0050質量%以下、Si：1.5~5.0質量%、Mn：0.20~3.0質量%、sol.Al：0.0050質量%以下、P：0.2質量%以下、S：0.0050質量%以下及N：0.0040質量%以下，其餘部分由Fe及不可避免之雜質所成之成分組成，鋼板中存在之氧化物系介存物中，以下述(1)式定義之CaO之組成比率為0.4以上，及/或以下述(2)式定義之Al2O3之組成比率為0.3以上，CaO/(SiO2+Al2O3+CaO)...(1)
Al2O3/(SiO2+Al2O3+CaO)...(2)。
本發明之無方向性電磁鋼板中，除了上述成分組成以外，進而含有下述A~D群中之至少一群之成分，
A群；Ca：0.0005~0.0100質量%
B群；由Sn：0.01~0.1質量%及Sb：0.01~0.1質量%中選出之1種或2種
C群；由Mg：0.001~0.05質量%及REM：0.001~
0.05質量%中選出之1種或2種
D群；由Cu：0.01~0.5質量%、Ni：0.01~0.5質量%及Cr：0.01~0.5質量%中選出之1種或2種以上。
又，本發明提案一種無方向性電磁鋼板之製造方法，其係使具有上述任一者記載之成分組成之板坯經熱輥軋成為熱輥軋板後，不對上述熱輥軋板施以熱輥軋退火而進行冷輥軋，並施以精加工退火之無方向性電磁鋼板之製造方法，其特徵為上述板坯中存在之氧化物系介存物中，以下述(1)式定義之CaO之組成比率設為0.4以上，CaO/(SiO2+Al2O3+CaO)...(1)
及/或以下述(2)式定義之Al2O3之組成比率設為0.3以上，Al2O3/(SiO2+Al2O3+CaO)...(2)
且將上述熱輥軋之卷鋼捲取溫度設為650℃以上。
又，本發明係提案一種無方向性電磁鋼板之製造方法，其係使具有上述任一者之成分組成之板坯進行熱輥軋成為熱輥軋板，且施以熱輥軋退火後，進行冷輥軋，並施以精加工退火之無方向性電磁鋼板之製造方法，其特徵為
上述板坯中存在之氧化物系介存物中，以下述(1)式定義之CaO之組成比率設為0.4以上，CaO/(SiO2+Al2O3+CaO)...(1)
及/或以下述(2)式定義之Al2O3之組成比率設為0.3
以上，Al2O3/(SiO2+Al2O3+CaO)...(2)
且在900~1150℃之溫度進行上述熱輥軋板退火。
依據本發明，可以低成本且生產性良好地提供高磁通密度、低鐵損而且再利用性優異之無方向性電磁鋼板，而無須新的設備對應或步驟管理。
圖1係顯示鋼板中存在之氧化物系介存物之組成比率對鐵損W15/50帶來之影響的圖表。
首先，本發明人等為了檢討改善集合組織、提高磁特性之對策，而製造以先前所述之專利文獻3所揭示之鋼的成分組成為基礎，極力減低Al含量，並添加P與Sn之成分系，具體而言，係含有C：0.0030質量%、Si：1.6質量%、Mn：0.08質量%、P：0.06質量%、S：0.0020質量%、sol.Al：0.0006質量%、N：0.0015質量%及Sn：0.04質量%之成分組成之鋼板坯，於1100℃之溫度再加熱後，熱輥軋至2.3mm厚，結果於一部分鋼板發生脆性龜裂或斷裂，不得不中止熱輥軋。
因此，為了解開上述龜裂或斷裂之原因，而調查熱輥軋途中之鋼板之結果，得知於龜裂或斷裂部之S濃化。於該S濃化部中由於除了S與Fe以外為見到其他，故推測該脆化之原因係鋼中之S在熱輥軋時形成FeS而引起熱脆性。
防止因FeS之脆性時，減低S雖有效，但因此無法避免脫硫成本之上升。因此，本發明人等認為若增加Mn，添加Ca，將S作為高熔點之MnS或CaS加以固定，則可防止低熔點之FeS生成並防止熱輥軋時之脆性，於上述鋼，而製造Mn增加且添加了Ca之成分組成(C：0.0030質量%、Si：1.6質量%、Mn：0.40質量%、P：0.07質量%、S：0.0020質量%、sol.Al：0.0008質量%、N：0.0015質量%、Sn：0.04質量%及Ca：0.0030質量%)之鋼板坯，於1100℃之溫度再加熱後，熱輥軋至2.3mm厚，結果未見到脆性龜裂或斷裂發生。
基於以上，確認為了防止低Al鋼於熱輥軋時之龜裂或破裂，增加Mn或添加Ca為有效。
其次，本發明人等對上述之增加Mn且添加Ca之成分系的鋼板坯作為素材而製造之製品板(精加工退火板)之與輥軋方向平行之剖面(L剖面)以掃描型電子顯微鏡(SEM)進行觀察，並分析鋼板中存在之氧化物系介存物之成分組成，且調查其結果與製品板之磁特性之關係。其結果，見到磁特性隨著鋼板中存在之氧化物系介存物之成分組成，尤其隨著CaO之組成比率及Al2O3之組成比率而
變動之傾向。
因此，本發明人等進而熔製於上述成分系之鋼中為使氧化物系介存物之成分組成變化，而使作為脫氧劑使用之Al及Ca之添加量予以種種變化之成分系，具體而言為具有C：0.0015~0.0035質量%、Si：1.6~1.7質量%、Mn：0.40質量%、P：0.07質量%、S：0.0010~0.0030質量%、sol.Al：0.0001~0.0030質量%、N：0.0010~0.0020質量%、Sn：0.03質量%及Ca：0~0.0040質量%之成分組成之各種鋼，並進行連續鑄造作成板坯。又，上述C、Si、S及N具有組成範圍是因為熔製時之偏差所致，而非刻意者。
其次，將上述板坯於1100℃之溫度再加熱後，熱輥軋作成板厚2.3mm之熱輥軋板，經酸洗後，進行冷輥軋作成最終板厚0.50mm之冷輥軋板，並於1000℃之溫度實施精加工退火。
針對如此所得之精加工退火後之鋼板自輥軋方向(L)及輥軋直角方向(C)切出艾柏斯坦(Ebstein)試驗片，依據JIS C2552測定鐵損W15/50(以磁通密度1.5T、頻率50Hz激磁時之鐵損)。
且，以掃描型電子顯微鏡(SEM)觀察精加工退火之輥軋方向之剖面(L剖面)，並分析氧化物系介存物之成分組成，求出以下述(1)式所定義之CaO之組成比率(質量%比率)：CaO/(SiO2+Al2O3+CaO)...(1)
及以下述(2)式所定義之Al2O3之組成比率(質量%比率)：Al2O3/(SiO2+Al2O3+CaO)...(2)。
又，上述CaO及Al2O3之組成比率(質量%比率)均係針對200個以上之氧化物系介存物之平均值。且，氧化物系介存物中，除上述SiO2、Al2O3、CaO以外雖亦見到MnO或MgO等，但由於為少量，故於組成比率之計算時並未考慮。
圖1顯示氧化物系介存物之CaO之組成比率及Al2O3之組成比率與鐵損W15/50之關係。由該圖可知，於CaO之組成比率(CaO/(SiO2+Al2O3+CaO))未達0.4，且Al2O3之組成比率(Al2O3/(SiO2+Al2O3+CaO))未達0.3之範圍，鐵損W15/50差，但若相反，CaO/(SiO2+Al2O3+CaO)為0.4以上及/或Al2O3/(SiO2+Al2O3+CaO)為0.3以上之範圍，則鐵損W15/50變良好。
其次，針對上述鐵損W15/50差之精加工退火板，以光學顯微鏡於輥軋方向剖面(L剖面)所觀察之氧化物系介存物，結果可知於任一輥軋方向均顯示伸長狀態。針對該結果，本發明人推測如下。
CaO之組成比率(CaO/(SiO2+Al2O3+CaO))未達0.4且Al2O3之組成比率(Al2O3/(SiO2+Al2O3+CaO))未達0.3之氧化物系介存物由於熔點低，故熱輥軋時有於輥軋方向伸長之傾向。於輥軋方向伸長之介存物由於阻礙鋼熱輥軋後之自我退火、或熱輥軋板退火、精加工退火中之粒成長而使
結晶粒徑變小，阻礙了磁壁之移動，故鐵損劣化，亦即，為了提高精加工後之鋼板(製品板)之磁特性，認為將鋼中存在之氧化物系介存物之成分組成控制在適當範圍，可有效防止熱輥軋時於輥軋方向之伸長，並改善粒成長性。
本發明係基於上述見解而開發者。
接著，針對本發明之無方向性電磁鋼板(製品板)之成分組成加以說明。
C：0.0050質量%以下
C係引起磁時效並增加鐵損之元素，由於於超過0.0050質量%時，由於鐵損之增加變顯著，故限制於0.0050質量%以下。較好為0.0030質量%以下。又，關於下限由於越少越好，故未特別規定。
Si：1.5~5.0質量%
Si為提高鋼的電阻並減低鐵損之有效元素。尤其，本發明為了減低與Si具有同樣效果之Al，故而添加1.5質量%以上之Si。然而，Si超過5.0質量%時，不僅磁通密度降低，且鋼脆化，於冷輥軋時產生龜裂等，而使製造性大幅降低。因此，上限設為5.0質量%。較好為1.6~3.5質量%之範圍。
Mn：0.20~3.0質量%
Mn具有與S鍵結形成MnS而防止因FeS所致之熱脆性之效果。且與Si同樣，亦為提高鋼的電阻並減低鐵損之有效元素。因此，本發明中Mn含有0.20質量%以上。另一方面，超過3.0質量%時，由於磁通密度降低，故上
限設為3.0質量%。較好為0.25~1.0質量%之範圍。
P：0.2質量%以下
P為藉由微量添加而增大鋼的硬度提高效果之有用元素，係根據所要求之硬度適當添加。然而，P之過量添加由於反而使冷輥軋性降低，故上限設為0.2質量%。較好為0.040~0.15質量%之範圍。
S：0.0050質量%以下
S由於係成為硫化物而形成析出物或介存物，而使製造性(熱輥軋性)或製品板之磁特性降低，因此越少越好。本發明中，藉由Mn或Ca而抑制上述S之不良影響，故上限可容許至至多0.0050質量%，但於重視磁特性之情況時，較好設為0.0025質量%以下。又，由於S越少越好，故下限並未特別規定。
sol.Al：0.0050質量%以下
Al與Si同樣為提高鋼的電阻並減低鐵損之有效元素。然而，如前述，基於將熔渣作為鑄造用生鐵之原料而再利用之觀點，Al期望為未達0.05質量%，越低越好。
再者，本發明中，為了改善集合組織，提高磁通密度，而進一步減低Al，以sol.Al(酸可溶Al)表示限制於0.0050質量%以下。較好為0.0020質量%以下。
N：0.0040質量%以下
N與前述C同樣為使磁特性劣化之元素，尤其於低Al材料時，上述不良影響變顯著，故抑制於0.0040質量%以下。較好為0.0030質量%以下。又，關於下限，由於
越少越好，故未特別規定。
本發明之無方向性電磁鋼板除了上述成為必須之成分以外，可進而以下述範圍含有下述A~D群中之至少1群之成分。
A群；Ca：0.0005~0.0100質量%
Ca與Mn同樣具有固定鋼中之S並防止低熔點之FeS生成、改善熱輥軋性之效果，但本發明中，由於增量Mn故Ca之添加並非必須。然而，Ca有抑制熱輥軋中瑕疵產生之效果，故較好添加0.0005質量%以上。然而，添加超過0.0100質量%時，使Ca硫化物或Ca氧化物之量增加而阻礙粒成長，反而使鐵損特性劣化，故上限較好設為0.0100質量%。更好為0.0010~0.0050質量%之範圍。
B群；由Sn：0.01~0.1質量%及Sb：0.01~0.1質量%中選出之1種或2種
Sn及Sb均具有改善集合組織，提高磁特性之效果。為獲得上述效果，較好單獨或複合地各添加0.01質量%以上。然而，過量添加時，由於鋼脆化，於鋼板之製造過程中引起板破裂或瑕疵等之表面缺陷，故上限較好分別設為0.1質量%。更好分別為0.02~0.05質量%之範圍。
C群；由Mg：0.001~0.05質量%及REM：0.001~0.05質量%中選出之1種或2種
Mg及REM係在高溫時生成比MnS或Cu2S更安定之硫化物而粗大化，且由於減少微細硫化物，故具有改善粒成長性，提高磁特性之效果的元素。為了獲得上述效果，
較好各含有0.001質量%以上之Mg及REM中之1種以上。另一方面，Mg及REM即使添加超過0.05質量%，由於效果飽和而經濟上不利，故上限分別設為0.05質量%。
D群；由Cu：0.01~0.5質量%、Ni：0.01~0.5質量%及Cr：0.01~0.5質量%中選出之1種或2種以上
Cu、Ni及Cr為提高鋼板之比電阻並減低鐵損之有效元素。為了獲得上述效果，較好分別添加0.01質量%以上。另一方面，該等元素由於與Si或Al相較較為昂貴，故各別添加量較好設為0.5質量%以下。
本發明之無方向性電磁鋼板之上述成分以外之其於部分為Fe即不可避免之雜質。惟，若在不損害本發明之作用效果之範圍內，則不排斥含有其他元素，例如作為不可避免雜質而含有之含量，若V為0.004質量%以下，Nb為0.004質量%以下，B為0.0005質量%以下，Ti為0.002質量%以下則可容許。
其次，針對本發明之無方向性電磁鋼板中存在之介存物加以說明。
本發明之無方向性電磁鋼板，為了具有優異之磁特性，有必要使製品板(精加工退火)中，尤其於成為其素材之熱輥軋板或板坯中存在之氧化物系介存物之CaO之組成比率(CaO/(SiO2+Al2O3+CaO))為0.4以上及/或Al2O3之組成比率(Al2O3/(SiO2+Al2O3+CaO))為0.3以上。其原因為若偏離上述範圍，則氧化物系介存物因熱輥軋而伸展，阻
礙鋼熱輥軋後之自我退火、或熱輥軋板退火、精加工退火中之粒成長性，並使磁特性劣化。較好CaO之組成比率為0.5以上及/或Al2O3之組成比率為0.4以上，更好CaO之組成比率為0.6以上及/或Al2O3之組成比率為0.5以上。又，鋼板中存在之氧化物系介存物之CaO之組成比率及Al2O3之組成比率係以SEM(掃描型電子顯微鏡)觀察200個以上之於鋼板之輥軋方向平行之剖面(L剖面)中存在之氧化物系介存物，並自分析該等之成分組成時之平均值算出之值。
其次，針對將本發明之無方向性電磁鋼板中存在之介存物之成分組成控制在上述範圍之方法加以說明。
為了將介存物之成分組成控制在上述範圍，必須將二次精練步驟中之作為脫氧劑之Si、Al之添加量、或Ca之添加量、脫氧時間等適當化，將板坯中之氧化物系介存物控制在上述適當範圍。
具體而言，為了提高Al2O3之組成比率，有效的是增加作為脫氧劑之Al之添加量。然而，增加Al添加量時，由於sol.Al亦增加，故有必要在使sol.Al成為0.0050質量%以下之範圍內，增加Al之添加量。另一方面，為了提高CaO之組成比率，除了添加CaSi等Ca源以外，減少作為脫氧劑之Si之添加量並減少SiO2為有效。
以上述方法，可將鋼中存在之氧化物系介存物之組成比率控制在上述範圍。且，由於Al為氮化物形成元素，
Ca為硫化物形成元素，故重要的是作為脫氧劑添加之Al或Ca源之量係根據N或S之含量而適當調整。
其次，針對本發明之無方向性電磁鋼板之製造方法加以說明。
本發明之無方向性電磁鋼板於省略熱輥軋板退火進行製造時，有必要限制熱輥軋後之卷鋼捲曲溫度，但實施熱輥軋退火進行製造時，可藉由應用於通常之無方向性電磁鋼板之製造設備及製造步驟而製造。
亦即，本發明之無方向性電磁鋼板之製造方法係首先將以轉爐或電爐等熔製之鋼以脫氣處理設備等進行二次精練，調製成特定之成分組成後，藉由連續鑄造法或造塊-分塊輥軋法而作成鋼素材(板坯)。
此處，本發明之製造方法中重要的是如前述，必須將鋼中存在之氧化物系介存物之成分組成控制在適當範圍，亦即控制成CaO之組成比率(CaO/(SiO2+Al2O3+CaO))為0.4以上及/或Al2O3之組成比率(Al2O3/(SiO2+Al2O3+CaO))為0.3以上。關於其方法可如前述。
接著，如上述製造之板坯於隨後進行熱輥軋，但較好將使板坯再加熱之溫度(SRT)設為1000~1200℃之範圍。係因為SRT超過1200℃時，不僅能源損失變大而不經濟，而且板坯之高溫強度降低，而有產生板坯下垂等之製造上困擾之虞。另一方面，若低於1000℃時，熱變形阻力增大，而使熱輥軋變困難。
接續之熱輥軋條件以通常之條件進行即可。熱輥軋之
鋼板之板厚，基於確保生產性之觀點，較好為1.5~2.8mm之範圍。係因為未達1.5mm時，於熱輥軋時之輥軋困擾增加，另一方面，超過2.8mm時冷軋壓下率變得過高，而使集合組織劣化。更好熱輥軋板厚為1.7~2.4mm之範圍。
熱輥軋後之熱輥軋板退火可實施亦可省略，但基於減低製造成本之觀點，以省略較有利。
此處，於省略熱輥軋板退火時，必須將熱輥軋後之卷鋼捲取溫度設為650℃以上。係因為若熱輥軋板卷鋼之自我退火不充分，而使冷輥軋前之鋼板未充分再結晶，則發生皺縮，且磁通密度降低。較好為670℃以上。
另一方面，進行熱輥軋板退火時，熱輥軋板退火之均熱溫度較好設為900~1150℃之範圍。係因為均熱溫度未達900℃時，殘存輥軋組織，無法充分獲得磁特性之改善效果。另一方面，超過1150℃時，除了結晶粒粗大化，於冷輥軋時容易發生破裂以外，經濟上亦不利。
又，即使進行熱輥軋板退火時，卷鋼捲取溫度當然亦可設為650℃以上。
其次，上述熱輥軋後或熱輥軋板退火後之鋼板藉由1次或隔著中間退火之2次以上之冷輥軋而作成最終板厚之冷輥軋板。此時，為了提高磁通密度，較好採用將板溫上升至200℃左右之溫度的輥軋之所謂溫輥軋。且，針對冷輥軋板之厚度(最終板厚)並未特別規定，但較好設為0.10~0.60mm之範圍。係因為未達0.10mm時，
生產性降低，超過0.60mm時鐵損減低效果小。為了提高鐵損減低效果，更好為0.10~0.35mm之範圍。
上述之冷輥軋之鋼板(冷輥軋板)隨後藉連續退火而實施精加工退火。該精加工退火之均熱溫度較好設為700~1150℃之範圍。均熱溫度未達700℃時，再結晶未充分進行，無法獲得良好磁特性，此外，亦無法藉由連續退火獲得形狀矯正效果。另一方面，超過1150℃時，能量損失變大而不經濟。
其次，上述精加工退火後之鋼板，為了更減低鐵損，較好於鋼板表面塗佈絕緣被膜並燒烤。又，上述絕緣被膜於確保良好沖壓性時，較好為含有樹脂之有機塗層。又，重視熔接性時，較好為半有機或無機塗層。
將表1所示之成分組成不同之A~Q鋼予以熔製，以連續鑄造法作成板坯。又，上述鋼之熔製時，作為脫氧劑主要使用Si及Al，且添加CaSi作為Ca源。該等脫氧劑或CaSi之添加量係根據熔鋼中之N或O、S之含量而調整。
接著，將上述板坯在1050~1130℃之溫度再加熱後，進行熱輥軋作成板厚2.3mm之熱輥軋板。此時，卷鋼捲取溫度均設為680℃。
接著，將上述熱輥軋板酸洗後，進行冷輥軋，作成最終板厚0.50mm之冷輥軋板，於均熱溫度1000℃精加工退
火後，被覆絕緣被膜，作成無方向性電磁鋼板(製品板)。又，上述表1所示之鋼J於熱輥軋中發生龜裂，鋼E及Q在冷輥軋中發生龜裂，故停止隨後之步驟。
其次，以掃描型電子顯微鏡(SEM)觀察如上述所得之製品板之與輥軋方向平行之剖面(L剖面)，並針對200個以上之氧化物系介存物分析成分組成，求出平均值，算出CaO之組成比率及Al2O3之組成比率。
且，自上述製品板之輥軋方向(L)及輥軋直角方向(C)切出艾柏斯坦(Ebstein)試驗片，依據JIS C2552測定磁通密度B50(磁力5000A/m之磁通密度)及鐵損W15/50(以磁通密度1.5T、頻率50Hz激磁時之鐵損)。
上述測定結果一併記於表1中。由該結果可知具有適於本發明之條件之鋼板，於熱輥軋或冷輥軋時可無困擾地製造，而且鐵損W15/50為3.28W/kg以下而為低鐵損，且磁通密度B50為1.722T以上而為高磁通密度，且具有優異之磁特性。相反時，可知不適於本發明之條件之鋼板的磁特性係鐵損W15/50及/或磁通密度B50較差。又，鋼C由於鋼熔製時作為脫氧劑之Al添加量少，且亦未添加CaSi，故為介存物之組成比率在本發明範圍外之例。
將表2所示之成分組成不同之R~V鋼與實施例1同樣予以熔製，以連續鑄造法作成板坯。接著，將上述板坯在1050~1110℃之溫度再加熱後，進行熱輥軋作成板厚2.3mm之熱輥軋板後，進行酸洗、冷輥軋，作成最終板厚0.50mm之冷輥軋板，隨後，以均熱溫度1000℃精加工退火，被覆絕緣被膜，作成無方向性電磁鋼板(製
品板)。此時，上述熱輥軋後之卷鋼捲取溫度如表2中所示，在600~720℃之範圍以4階段變化。此處，鋼V於作成熱輥軋板後，以連續退火實施均熱溫度1000℃之熱輥軋板退火後，實施酸洗。
其次，針對如上述所得之製品板，與實施例1同樣，算出CaO之組成比率及Al2O3之組成比率，並測定磁通密度B50及鐵損W10/15。
上述測定結果一併記於表2中。由該結果可知具有適於本發明之條件之鋼板，鐵損W15/50為3.05W/kg以下，磁通密度B50為1.726T以上，且具有優異之磁特性。
將表3所示之成分組成不同之W~AG鋼與實施例1同樣予以熔製，以連續鑄造法作成板坯。接著，將上述板坯在1090~1220℃之溫度再加熱後，進行熱輥軋作成板厚2.1mm之熱輥軋板後，進行酸洗、冷輥軋，作成最終板厚0.50mm之冷輥軋板，隨後，以均熱溫度1010℃精加工退火，被覆絕緣被膜，作成無方向性電磁鋼板(製品板)。此時，上述熱輥軋後之卷鋼捲取溫度全部設為670℃。
其次，針對如上述所得之製品板，與實施例1同樣，算出CaO之組成比率及Al2O3之組成比率，並測定磁通密度B50及鐵損W10/15。
上述測定結果一併記於表3中。由該結果可知具有適於本發明之成分組成之鋼板，鐵損W15/50為3.13W/kg以下，磁通密度B50為1.725T以上，具有優異之磁特性。
Claims (4)
- 一種無方向性電磁鋼板，其具有含有C：0.0050質量%以下、Si：1.5~5.0質量%、Mn：0.20~3.0質量%、酸可溶(sol)．Al：0.0050質量%以下、P：0.2質量%以下、S：0.0050質量%以下及N：0.0040質量%以下，其餘部分由Fe及不可避免之雜質所成之成分組成，鋼板中存在之氧化物系介存物中，以下述(1)式定義之CaO之組成比率為0.4以上，及/或以下述(2)式定義之Al2O3之組成比率為0.3以上，CaO/(SiO2+Al2O3+CaO)...(1) Al2O3/(SiO2+Al2O3+CaO)...(2)。
- 如請求項1之無方向性電磁鋼板，其中除上述成分組成以外，進而含有下述A~D群中之至少一群之成分，A群；Ca：0.0005~0.0100質量%B群；由Sn：0.01~0.1質量%及Sb：0.01~0.1質量%中選出之1種或2種C群；由Mg：0.001~0.05質量%及REM：0.001~0.05質量%中選出之1種或2種D群；由Cu：0.01~0.5質量%、Ni：0.01~0.5質量%及Cr：0.01~0.5質量%中選出之1種或2種以上。
- 一種無方向性電磁鋼板之製造方法，其係使具有如請求項1或2之成分組成之板坯(slab)經熱輥軋成為熱輥軋板後，不對上述熱輥軋板施以熱輥軋退火而進行冷輥軋，並施以精加工退火之無方向性電磁鋼板之製造方法， 其特徵為上述板坯中存在之氧化物系介存物中，以下述(1)式定義之CaO之組成比率設為0.4以上，及/或以下述(2)式定義之Al2O3之組成比率設為0.3以上，且將上述熱輥軋之卷鋼捲取溫度設為650℃以上，CaO/(SiO2+Al2O3+CaO)...(1) Al2O3/(SiO2+Al2O3+CaO)...(2)。
- 一種無方向性電磁鋼板之製造方法，其係使具有如請求項1或2之成分組成之板坯進行熱輥軋成為熱輥軋板，且施以熱輥軋退火後，進行冷輥軋，並施以精加工退火之無方向性電磁鋼板之製造方法，其特徵為上述板坯中存在之氧化物系介存物中，以下述(1)式定義之CaO之組成比率設為0.4以上，及/或以下述(2)式定義之Al2O3之組成比率設為0.3以上，且在900~1150℃之溫度進行上述熱輥軋板退火，CaO/(SiO2+Al2O3+CaO)...(1) Al2O3/(SiO2+Al2O3+CaO)...(2)。
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