TW201641710A - 無方向性電磁鋼板及其製造方法 - Google Patents

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Abstract

一種無方向性電磁鋼板，係以質量%計，含有C：0%~0.0050%、Si：0.50%~2.70%、Mn：0.10%~3.00%、Al：1.00%~2.70%、P：0.050%~0.100%，而且Al/(Si+Al+0.5×Mn)為0.50~0.83，Si+Al/2+Mn/4+5×P為1.28~3.90，Si+Al+0.5×Mn為4.0~7.0，{100}面的強度I{100}對{111}面的強度I{111}之比率為0.50~1.40，在室溫之比電阻為60.0×10-8Ω．m以上，板厚為0.05mm~0.40mm。

Description

無方向性電磁鋼板及其製造方法 發明領域
本發明有關於一種高頻鐵損(high frequency iron loss)較低的無方向性電磁鋼板、及以較高的生產性生產該無方向性電磁鋼板之製造方法。更詳言之，本發明係有關於一種適合於被要求較高的能量效率、較小的尺寸及較高的輸出功率之電氣機器的鐵心素材之無方向性電磁鋼板及其製造方法。作為此種電氣機器，例如，可舉出在空調的壓縮機馬達、混合動力汽車、電動汽車、燃料電池汽車所搭載的驅動馬達、兩輪車及家庭用汽電共生系統所搭載的小型發電機等。
本申請案係基於2015年3月17日在日本提出申請之特願2015-053095號，而主張優先權且將其內容引用在此。
發明背景
近年來，為了解決地球環境問題，而要求更小型、輸出功率更高且能量效率更高的電氣機器。因此，在電氣機器的鐵心所使用的無方向性電磁鋼板(鋼板)，低鐵損及高 磁通密度之雙方係被強烈地要求。
特別是在混合動力汽車和電動汽車的驅動馬達，為了補償隨著小型化引起的轉矩降低，係使驅動馬達的旋轉速度増加。使旋轉速度増加時，被施加在鋼板之磁場的頻率増加且鐵損増加。因此，鋼板係被要求減低在較高頻率的鐵損(高頻鐵損)。作為減低高頻鐵損之手段，以往是採用減低板厚、増大比電阻、及減低不純物元素。例如，在專利文獻1~5，係藉由增加鋼板中的Si、Al等的合金元素含量而提高鋼板的比電阻。
但是，將Si及Al大量地添加在鋼時，在製造鋼板時，容易產生裂紋、斷裂致使生產性和產率低落。為了防止該生產性和產率降低，減少鋼中的Si及Al量而使鋼的硬度降低係有效的。另一方面，為了進一步減小鐵損，必須使鋼中的Si及Al量増加而使比電阻增加。雖然Al每單位質量所帶來的比電阻増加之效果，係與Si大致同等，但是Al每單位質量所帶來的硬度上升效果為Si的約1/3~1/2。因此，為了盡可能不使生產性變差，以往係使用Al作為使鐵損降低之有效的元素。亦即，藉由使鋼中的Al含量進一步増加，來使鐵損進一步降低。如此，因為預料將進一步增加合金元素含量用以使比電阻増加，所以必須進一步改善生產性。
例如，專利文獻1係揭示一種方法，其係控制從以質量%計，含有Si：1.5%~3.5%、Al：0.6%~3.0%，而且滿足(Al/(Si+Al))為0.3~0.5之鋼所製成的熱軋退火鋼板之平 均結晶粒徑及維氏硬度之方法。又，專利文獻1係揭示，藉由該方法能夠提供一種能夠提高熱軋退火鋼板的耐斷裂性且不損害生產性之高頻鐵損低無方向性電磁鋼板。亦即，專利文獻1所揭示的方法，係調整Al含量對Si含量與Al含量的合計之調整，而與在專利文獻2~5所揭示的方法不同。
但是，該Al含量的比率成為一定值以上時，高頻鐵損増加。認為其原因係在Al含量比率増加之同時，磁致伸縮増加且該磁致伸縮(magnetostriction)致使磁滯損(Hysteresis losses)増加。
先前技術文獻 專利文獻
專利文獻1：日本特開2007-247047號公報
專利文獻2：日本特開2005-200756號公報
專利文獻3：日本特開2003-253404號公報
專利文獻4：日本特開2013-44010號公報
專利文獻5：日本特開2014-210978號公報
發明概要
本發明係鑒於上述問題點而進行，其目的係即便使Al含量比率進一步増加至到達以往因磁滯損増加引起高頻鐵損増加的範圍(某大於上限之範圍)之程度，亦能夠提供較高的生產性且高頻鐵損較低之無方向性電磁鋼板。
為了解決上述課題，本發明者等係針對在含有預定量的Al之鋼，添加各種化學元素時的鐵損、特別是磁滯損的變化進行專心研究。其結果，發現即便使鋼中的Al含量比率増加至到達以往因磁滯損増加引起高頻鐵損増加的範圍之程度，而使該鋼含有預定量程度的P時，藉由P對鋼板的集合組織提供之效果，使得高頻鐵損不劣化(不増加)。而且，發現鋼板係具有{100}面的強度I{100}對{111}面的強度I{111}之比率I{100}/I{111}為預定範圍內之集合組織時，該集合組織能夠抑制在沖切時產生變形雙晶且進一步減低波鐵損。
又，減低Si含量且使Al含量増加時，冷軋係變為容易。但是P含量増加時冷軋係變為非常困難。如此，P使冷軋成為困難，但是發現藉由按照固溶強化參數R而適當地控制即將冷軋之前的鋼板平均結晶粒徑，而能夠效率良好地穩定地將鋼板進行冷軋。而且，發現藉由在精加工退火加熱過程的預定溫度範圍，將鋼板溫度保持在一定溫度，而能夠將I{100}/I{111}控制在預定範圍。
本發明係基於該等見解而進行，其要旨係如以下。
(1)本發明的一態樣之無方向性電磁鋼板，係具有下述表示之化學組成，以質量%計，含有C：0%~0.0050%、Si：0.50%~2.70%、Mn：0.10%~3.00%、Al：1.00%~2.70%、P：0.050%~0.100%、S：0%~0.0060%、N：0%~0.0050%、Ti：0%~0.008%、V：0%~0.008%、Nb：0%~0.008%、Zr： 0%~0.008%，剩餘部分係由Fe及不純物所構成，而且前述化學組成係滿足下述式(1)、下述式(2)及下述式(3)，從使用X光繞射法所測定的正極點圖得到表面附近的結晶方位分布函數與板厚中心的結晶方位分布函數之平均而決定之{100}面的強度I{100}與{111}面的強度I{111}係滿足下述式(4)，而且在室溫之比電阻為60.0×10-8Ω．m以上，板厚為0.05mm~0.40mm。
0.50≦Al/(Si+Al+0.5×Mn)≦0.83 (1)
1.28≦Si+Al/2+Mn/4+5×P≦3.90 (2)
4.0≦Si+Al+0.5×Mn≦7.0 (3)
0.50≦I{100}/I{111}≦1.40 (4)。
(2)本發明的一態樣之無方向性電磁鋼板之製造方法，係具有以下的步驟：熱軋步驟，其係對鋼胚施行熱軋而製造熱軋板，該鋼胚具有下述表示之化學組成，以質量%計，含有C：0%~0.0050%、Si：0.50%~2.70%、Mn：0.10%~3.00%、Al：1.00%~2.70%、P：0.050%~0.100%、S：0%~0.0060%、N：0%~0.0050%、Ti：0%~0.008%、V：0%~0.008%、Nb：0%~0.008%、Zr：0%~0.008%，剩餘部分係由Fe及不純物所構成，而且前述化學組成係滿足下述式(5)、下述式(6)及下述式(7)；冷軋步驟，其係在前述熱軋步驟後，對前述熱軋板施行冷軋而製造具有0.05mm~0.40mm的板厚之冷軋板；及精加工退火步驟，其係在前述冷軋步驟後，對前述冷軋板施行精加工退火；在前述冷軋步驟，前述冷軋前的前述熱軋板之平均結晶粒徑 D(μm)與下述式(8)表示之固溶強化參數R係滿足下述式(9)，而且在前述精加工退火步驟之將前述冷軋板加熱之過程，在將前述冷軋板的溫度在550℃~700℃範圍內的一定溫度下保持10~300秒，0.50≦Al/(Si+Al+0.5×Mn)≦0.83 (5)
1.28≦Si+Al/2+Mn/4+5×P≦3.90 (6)
4.0≦Si+Al+0.5×Mn≦7.0 (7)
R=Si+Al/2+Mn/4+5×P (8)。
(3)如上述(2)之無方向性電磁鋼板之製造方法，其亦可進一步具有熱軋板退火步驟，其係在前述熱軋步驟與前述冷軋步驟之間，對前述熱軋板施行熱軋板退火。
依照本發明，藉由提供經進一步改善高頻鐵損之廉價的無方向性電磁鋼板，而能夠使電氣機器成為更小型，或進一步提高電氣機器的輸出功率及能量效率。而且，因為能夠更容易地沖切無方向性電磁鋼板，係以在沖切無方向性電磁鋼板時能夠將加熱省略，或是減少伴隨著磨耗之模具的交換頻率。因此，能夠減低電氣機器的製造成本。又，依照本發明，藉由提高無方向性電磁鋼板的比電阻，即便冷軋變為困難，亦能夠不降低生產性及產率而廉價且穩定地製造進一步改善高頻鐵損之無方向性電磁鋼板。因 而，本發明之無方向性電磁鋼板在工業上的價值係非常高。
圖1係顯示P含量影響W10/400與Al/(Si+Al+0.5×Mn)之間的效果之圖表。
圖2係顯示I{100}/I{111}與W10/400的關係之圖表。
用以實施發明之形態
以下，詳細地說明本發明的一實施形態之無方向性電磁鋼板及其製造方法。
A.無方向性電磁鋼板
以下，說明在一實施形態之無方向性電磁鋼板之各構成。
1.化學組成
首先，敘述本實施形態之無方向性電磁鋼板的化學組成。在以下，各化學元素的含量(%)係以質量%表示。
(1)Si：0.50%~2.70%
Si係使鋼板的比電阻増加而減低鋼板的鐵損。因此Si含量必須為0.50%以上。又，Si含量係1.00%以上為佳，1.20%以上為較佳。另一方面，Si含量過剩時，在冷軋時鋼板有斷裂之可能性。又，在本實施形態係如後述地，盡可能減低Si含量而使Al含量増加。而且，因為Si係鋼板係妨礙滑動系統的活動，所以在產生變形時促進變形雙晶的發達。因為該變形雙晶係妨礙磁疇壁(magnetic domain wall)的移動， 所以在沖切後變形雙晶成為大量時，磁滯損増加。從該等的觀點而言，Si含量必須為2.70%以下。又，Si含量係以2.50%以下為佳，以2.00%以下為較佳。因而，本實施形態的無方向性電磁鋼板之Si含量為0.50%~2.70%。
(2)Mn：0.10%~3.00%
因為Mn係與S鍵結而成為MnS，所以藉由S而防止鋼脆化。因此，Mn含量必須為0.10%以上。又，Mn係與Si、Al同樣地比，増加電阻而減低鋼板的鐵損。比較Mn含量與Si含量不同之相同比電阻的2種鋼時，相較於Si含量較高的鋼板之硬度，Mn含量較高的鋼之硬度為較低。因此，相較於Si含量較高的鋼，Mn含量較高的鋼在冷軋時不容易產生斷裂。因此Mn含量係以0.50%以上為佳，以1.00%以上為較佳。但是，Mn含量過剩時，合金成本増加。從該觀點而言，Mn含量必須為3.00%以下。又，Mn含量係以2.50%以下為佳，以2.00%以下為較佳。因而，本實施形態的無方向性電磁鋼板之Mn含量為0.10%~3.00%。
(3)Al：1.00%~2.70%
Al係與Si及Mn同樣地，係比増加電阻而減低鋼板的鐵損。而且，Al每單位質量影響比電阻的増加之效果，係與Si為大致同等，但是Al每單位質量影響硬度上升之效果為Si的約1/3~1/2。因此，因為藉由增加Al的含量，能夠達成較高的生產性與較高的比電阻之雙方，所以Al在本實施形態為重要的元素。因此，Al含量必須為1.00%以上。又，Al含量係以1.50%以上為佳，以1.60%以上為較佳。另一方 面，Al含量過剩時飽和磁通密度減少，在相同激磁條件下之磁通密度亦降低。從該觀點而言，Al含量必須為2.70%以下。又，Al含量係以2.50%以下為佳，以2.40%以下為較佳。因而，本實施形態的無方向性電磁鋼板之Al含量為1.00%~2.70%。
(4)P：0.050%~0.100%
P係改善無方向性電磁鋼板的集合組織且使磁化成為容易。又，P改善沖切時的加工性。因此P含量必須為0.050%以上。又，P含量係以0.055%以上為佳，以0.060%以上為較佳。但是在Si含量、Mn含量及Al含量之總量較大且比電阻較高的無方向性電磁鋼板，P含量大於0.100%時，在冷軋時有產生斷裂之可能性。從該觀點而言，P含量必須為0.100%以下。又，P含量係以0.090%以下為佳，以0.080%以下為較佳。因而，本實施形態的無方向性電磁鋼板之P含量為0.050%~0.100%。
(5)剩餘部分
剩餘部分為Fe及不純物。
C為不純物，C含量可為0%。C含量大於0.0050%時，微細的碳化物係在鋼中析出致使鐵損顯著地増加。因而，必須將C含量設為0%~0.0050%。
S為不純物，S含量可為0%。S含量大於0.0060%時，MnS等的硫化物係在鋼中大量地析出致使鐵損顯著地増加。又，因為S亦阻礙精加工退火時的粒成長，所以鋼的S含量較高時，無法得到確保適當的平均結晶粒徑且鐵損有 増加之情形。因而，必須將S含量設為0%~0.0060%。
N為不純物，N含量可為0%。N含量大於0.0050%時，由於氮化物的増加致使鐵損顯著地増加。又，N亦阻礙精加工退火時的粒成長，所以鋼的N含量較高時，無法得到確保適當的平均結晶粒徑且鐵損有増加之情形。因而，必須將N含量設為0%~0.0050%。
Ti、V、Nb、Zr為不純物且可為0%。因為在精加工退火時該等Ti、V、Nb、Zr對粒成長造成不良影響，所以盡可能減低為佳。因而，Ti含量、V含量、Nb含量、Zr含量必須各自設為0%~0.008%。
(6)在3種化學元素(Si、Al、Mn)影響比電阻的效果所佔有之Al影響比電阻的效果之比率X：0.50~0.83
在本實施形態，鋼板的比電阻之變化量係大致與(Si+Al+0.5×Mn)之值成比例，Al/(Si+Al+0.5×Mn)係表示在3種化學元素(Si、Al、Mn)影響比電阻的效果所佔有之Al影響比電阻的效果之比率。在維持(Si+Al+0.5×Mn)之值的狀態下，Al/(Si+Al+0.5×Mn)之值増加時，鋼板的比電阻為同等的狀態下，能夠減少冷軋的負荷、或防止冷軋時鋼板產生斷裂。因此在本實施形態，Al/(Si+Al+0.5×Mn)為0.50以上、亦即下述式(10)所表示之範圍。在該範圍時，相對於Si含量與Al含量的總量，隨著Al含量比率的増加引起的磁滯損増加，在先前方法時，鐵損為増加。另一方面，在本實施形態時，藉由控制P含量範圍及集合組織，即便在下述式(10)所表示之範圍內，亦能夠維持鐵損或使鐵損降低。又， 在本實施形態，因為Si含量、Al含量及Mn含量必須在上述的範圍內，所以Al/(Si+Al+0.5×Mn)為0.83以下，亦即下述式(11)表示之範圍。因而，在本實施形態，Al/(Si+Al+0.5×Mn)係滿足下述式(12)。又，Al/(Si+Al+0.5×Mn)可為0.51以上，亦可為0.80以下。又，以下，亦有以下述式(13)表示之方式，將Al/(Si+Al+0.5×Mn)以X表達之情形。
Al/(Si+Al+0.5×Mn)≧0.50 (10)
Al/(Si+Al+0.5×Mn)≦0.83 (11)
0.50≦Al/(Si+Al+0.5×Mn)≦0.83 (12)
X=Al/(Si+Al+0.5×Mn) (13)
在此，式中的各元素記號係表示鋼中的各元素之含量(質量%)。
(7)固溶強化參數R：1.28~3.90
Si、Al、Mn、及P係固溶強化能力較高，鋼板過剩地含有該等化學元素時，鋼板有在冷軋中斷裂之可能性。因此，如下述式(14)所表示，係定義固溶強化參數R作為表示Si、Al、Mn、及P的固溶強化能力之指標，在本實施形態，係將該固溶強化參數R設為3.90以下。又，在本實施形態，因為Si含量、Al含量、Mn含量、及P含量必須為上述範圍內，所以固溶強化參數R為1.28以上。因而，固溶強化參數R係如下述式(15)表示，為1.28~3.90。又，固溶強化參數R可為1.50以上或2.00以上，亦可為3.80以下。
R=Si+Al/2+Mn/4+5×P (14)
1.28≦R≦3.90 (15)
在此，式中的各元素記號係表示鋼中的各元素之含量(質量%)。
2.在室溫之比電阻ρ：60.0×10-8Ω．m以上
在室溫之比電阻，係主要是依照Si含量、Al含量、及Mn含量而決定。從確保在高頻為低鐵損的觀點而言，在室溫之比電阻必須為60.0×10-8Ω．m以上。又，在室溫之比電阻，係以設為65.0×10-8Ω．m以上為佳。在室溫之比電阻可為85.0×10-8Ω．m以下或70.0×10-8Ω．m以下。
為了得到在該室溫之比電阻，係如下述式(16)所表示，必須(Si+Al+0.5×Mn)為4.0~7.0。該(Si+Al+0.5×Mn)係以4.4~7.0為較佳。以下，係如下述式(17)所表示，亦有將該(Si+Al+0.5×Mn)表達為E之情形。
又，在室溫之比電阻係使用眾所周知的四端子法來測定。從鋼板的邊緣起算離開10cm以上的位置採取至少1個試料，將絕緣塗佈從該試料除去之後，進行測定比電阻。絕緣塗佈的除去，係使用例如20%的氫氧化鈉水溶液等之鹼水溶液即可。
4.0≦Si+Al+0.5×Mn≦7.0 (16)
E=Si+Al+0.5×Mn (17)
在此，式中的各元素記號係表示鋼中的各元素之含量(質量%)。
3.平均結晶粒徑
無方向性電磁鋼板的平均結晶粒徑(結晶粒的平均直徑)，係以30μm~200μm的範圍內為佳。平均結晶粒徑為 30μm以上時，因為各個再結晶粒的磁氣特性較高，所以磁通密度及鐵損改善。又，平均結晶粒徑為200μm以下時，渦電流損減少，鐵損進一步減低。
又，無方向性電磁鋼板的平均結晶粒徑(μm)，係對以50倍的倍率藉由光學顯微鏡而拍攝的照相，應用切斷法而決定。試料係從鋼板的邊緣離開10cm以上的位置採取3個。對該等試料的縱剖面(包含板厚方向及輥軋方向之面；對板寬度方向為垂直的面)之照相應用切斷法。在該切斷法，係將板厚方向的結晶粒徑之平均值與輥軋方向的結晶粒徑之平均值平均而決定平均結晶粒徑。測定之結晶粒的數目，係所採取的每一個試料以設為至少200個以上為佳。
4.{100}面的強度I{100}對{111}面的強度I{111}之比率(I{100}/I{111})：0.50~1.40
本實施形態之無方向性電磁鋼板係如下述式(18)所顯示，具有{100}面的強度I{100}對{111}面的強度I{111}之比率(I{100}/I{111})為0.50~1.40之集合組織。如圖2所顯示，I{100}/I{111}小於0.50時，無法得到較佳的磁氣特性且鐵損増加。另一方面，I{100}/I{111}大於1.40時，在沖切時產生變形雙晶之結晶粒係顯著地増加。因為該變形雙晶係妨礙磁疇壁的移動，所以如圖2所顯示地鐵損劣化。試料係從鋼板的邊緣離開10cm以上的位置採取3個。對該等試料的橫剖面(對厚度方向為垂直的剖面)應用X光繞射法(反射法)。又，所測定之板厚位置(在橫剖面的厚度方向之位置)，係表面附近(從鋼板表面起算離開板厚1/10的距離之位置)及板厚中 心(從鋼板表面起算離開板厚1/2的距離之位置)。對該等表面附近及板厚中心之雙方使用X光繞射裝置(X光繞射法)且藉由反射法而測定3個正極點圖({200}面、{110}面、{211}面的正極點圖)。從該等正極點圖藉由計算而得到在各板厚位置之結晶方位分布函數(ODF)。隨後，將表面附近的ODF與板厚中心的ODF平均化來決定I{100}及I{111}。
0.50≦I{100}/I{111}≦1.40(18)
5.板厚：0.05~0.40mm
在本實施形態，係將本質上在高頻達成低鐵損設作前提。因為板厚較薄時，能夠在高頻得到低鐵損，所以板厚必須為0.40mm以下。又，板厚係以0.30mm以下為佳，較佳為0.20mm以下。另一方面，使板厚太薄時，鋼板的平坦度劣化且鋼板的空間因素(space factor)極端地低落，或是有鐵心的生產性低落之情形。因此板厚必須為0.05mm以上。又，板厚係以0.10mm以上為佳，較佳為0.15mm以上。
6.製造方法
從減低製造成本的觀點而言，本實施形態之無方向性電磁鋼板，係以依照下述實施形態之無方向性電磁鋼板的製造方法來製造為佳。
B.無方向性電磁鋼板的製造方法
其次，說明在一實施形態之無方向性電磁鋼板的製造方法之各步驟。
1.熱軋步驟
在熱軋步驟，係設作將具有上述的化學組成之鋼胚， 施行熱軋而成為熱軋板。
熱軋的條件係沒有特別限定。熱軋板的板厚(精加工板厚)係以設為1.0mm~2.5mm為佳。板厚為1.0mm以上時，在熱軋機承受的負荷較少且在熱軋步驟之生產性較高。
2.冷軋步驟
在冷軋步驟，係在上述熱軋步驟後，對熱軋板施行冷軋而成為冷軋板。
在冷軋，在上述式(14)所顯示之固溶強化參數R與熱軋板的平均結晶粒徑D(μm)必須滿足下述式(19)。固溶強化參數R與熱軋板的平均結晶粒徑D(μm)係滿足下述式(19)時，在冷軋時不產生斷裂而能夠得到冷軋板。另一方面，固溶強化參數R與熱軋板的平均結晶粒徑D(μm)不滿足下述式(19)時，在冷軋時產生斷裂且無法得到製品(無方向性電磁鋼板)。
又，平均結晶粒徑D(μm)係對以50倍的倍率藉由光學顯微鏡而拍攝的照相，應用切斷法而決定。試料係從鋼板的邊緣離開10cm以上的位置採取3個。對該等試料的縱剖面(包含板厚方向及輥軋方向之面；對板寬度方向為垂直的面)之照相應用切斷法。在該切斷法，係將板厚方向的結晶粒徑之平均值與輥軋方向的結晶粒徑之平均值平均而決 定平均結晶粒徑。測定之結晶粒的數目，係所採取的每一個試料以設為至少200個以上為佳。
在此，平均結晶粒徑D(μm)係即將冷軋之前的熱軋板(直接被冷軋之熱軋板)之平均粒徑。亦即，「即將冷軋之前的鋼板」係意味著緊接著熱軋步驟之後繼續冷軋步驟時，藉由熱軋步驟所得到的熱軋板。又，如後述，在熱軋步驟與冷軋步驟之間進行熱軋板退火步驟時，「即將冷軋之前的鋼板」係意味著藉由熱軋板退火步驟所得到的熱軋板退火鋼板(接受熱軋板退火後的熱軋板)。
冷軋在之軋縮率，係以設為60%~95%為佳。軋縮率為60%以上時，能夠更穩定地得到P對無方向性電磁鋼板的集合組織提供之效果。又，軋縮率為95%以下時，能夠在工業上穩定地製造無方向性電磁鋼板。在冷軋，係基於上述「A.無方向性電磁鋼板」所記載的理由而將冷軋板的板厚設為0.05mm~0.40mm。
冷軋時的鋼板溫度亦可為室溫。又，冷軋亦可為鋼板溫度為100℃~200℃之溫軋。為了在100℃~200℃為止加熱鋼板溫度，可將鋼板進行預熱，亦可將軋輥進行預熱。
又，在冷軋之道次數，係以3道次以上為佳。在該冷軋，第1道次的軋縮率係以10%~25%為佳。又，從第1道次至第2道次為止的合計軋縮率(累積軋縮率)，係以35%~55%為佳。而且，從第1道次至最後道次為止的合計軋縮率(累積軋縮率)，係如上述以設為60%~95%為佳。第1道次的軋縮率為10%以上時，冷軋板的生產效率較高。又， 第1道次的軋縮率為25%以下時，鋼板能夠高速且穩定地通過軋輥之間。從第1道次至第2道次為止的合計軋縮率為35%以上時，鋼板能夠高速且穩定地通過軋輥之間。又，從第1道次至第2道次為止的合計軋縮率為55%以下時，在冷軋機承受的負荷較少。
3.精加工退火步驟
在精加工退火步驟，係上述冷軋步驟後，對冷軋板施行精加工退火而成為無方向性電磁鋼板。
精加工退火步驟，係具有以下的過程：加熱過程，其係將冷軋板進行加熱；保持過程，其係將經加熱的冷軋板之溫度在預定溫度區域在一定溫度保持；及冷卻過程，其係將保持過程後之冷軋板進行冷卻。在加熱過程，以使無方向性電磁鋼板的I{100}/I{111}落入0.50~1.40的範圍之方式，將冷軋板的溫度在550℃~700℃範圍內的一定溫度保持10~300秒之中間保持為必要的。在該550℃~700℃之範圍時，能夠控制在板面(對鋼板表面為平行的面、亦即包含輥軋方向及板寬度方向之面)具有{100}面的結晶粒之量及在板面具有{111}面的結晶粒之量。又，在該範圍於冷軋板的溫度為一定溫度保持之時間小於10秒時，無法得到I{100}/I{111}為0.50~1.40的範圍之集合組織且在沖切時產生變形雙晶之結晶粒顯著地増加。另一方面，在上述範圍於冷軋板的溫度為一定溫度保持之時間大於300秒時，無方向性電磁鋼板的生產性較低。為了進一步提高生產性，該保持時間係以30秒以下為較佳。又，在小於550℃的溫度區 域及大於700℃的溫度區域時，因為不管如何地控制將冷軋板溫度保持在一定溫度之時間，I{100}/I{111}亦未充分地變化，所以無法得到適當的集合組織。中間保持之後，在加熱過程，係將冷軋板進一步加熱至冷軋板的溫度大於700℃之目標溫度為止。隨後，在保持過程，係在包含目標溫度之預定溫度區域保持冷軋板的溫度。該溫度區域為1100℃以下時，因為退火設備承受的負荷較少，以1100℃以下為佳。又，以無方向性電磁鋼板的平均結晶粒徑落入30μm~200μm的範圍之方式，在冷軋板溫度為950℃以上的範圍保持1秒以上為佳。另一方面，在冷軋板的溫度為950℃以上的範圍保持之時間為300秒以下時，生產性為充分。從以上情形，在保持過程，係以將冷軋板的溫度在950~1100℃的範圍內保持1~300秒為較佳。在精加工退火，係基於上述「A.無方向性電磁鋼板」所記載之理由，以在精加工退火後能夠得到30μm~200μm的平均結晶粒徑為佳。
4.熱軋板退火步驟
在本實施形態，亦可在熱軋步驟與冷軋步驟之間進行熱軋板退火步驟。在熱軋板退火步驟，能夠進一步提高P對Al含量為1.0%以上之鋼板的集合組織提供之效果，而能夠更穩定地確保較高的磁通密度及低鐵損。又，在熱軋板退火步驟，係將在熱軋時被導入之加工組織中的應變釋放且使熱軋板的硬度降低。因此，藉由熱軋板退火，能夠減低在冷軋機的負荷，或是減低冷軋時在鋼板產生損傷(例如產生隆起(ridging))。因而，以對藉由上述熱軋步驟所得的 熱軋板，進行施行熱軋板退火之熱軋板退火步驟為佳。
在熱軋板退火步驟，具有以下的過程：加熱過程，其係將熱軋板進行加熱；保持過程，其係將經加熱的熱軋板之溫度在預定溫度區域在一定溫度保持；及冷卻過程，其係將保持過程後之熱軋板進行冷卻。
熱軋板係按照輥軋條件而有含有不同的加工組織之情形。又，因為熱軋板係含有1.0%以上的Al，所以再結晶完成之溫度係在900℃~950℃的範圍內。因此，為了從加工組織得到再結晶組織且穩定地防止冷軋時鋼板產生損傷，以在950℃以上的溫度範圍將熱軋板進行退火為佳。又，基於相同理由，以將在該溫度範圍之退火時間設為30秒以上為佳。將熱軋板在1100℃以下進行退火時，因為在退火設備承受的負荷較少，所以退火溫度係以1100℃以下為佳。因為退火時間為3600秒以下時，能夠維持較高的生產性，以設為3600秒以下為佳。又，固溶強化參數R為3.80以下的情況，退火溫度為1000℃以上時，能夠進一步提高依照上述式(19)而得到的效果。因此退火溫度係較佳為1000℃以上。
又，在冷卻過程，為了減低P的晶界偏析而進一步改善集合組織，以將在從950℃至600℃為止的溫度區域之平均冷卻速度設為1℃/s~30℃/s為佳。
從以上情形，在熱軋板退火，係將熱軋板的溫度在950℃~1100℃的範圍保持30秒~3600秒後，較佳是以在從950℃至600℃的溫度區域之平均冷卻速度成為1℃/s~30℃ /s之方式進行冷卻。
本發明係不被上述實施形態限定。上述實施形態只不過是具體例，本發明的技術範圍係包含與在本發明的申請專利範圍所記載的特徵點實質上具有相同的特徵點者。
實施例
以下，參考實驗及本發明之實施例而具體地進行說明。又，在以下的表，被賦予底線之欄係表示不滿足本發明的必要條件之條件。
(參考實驗1)P含量的影響
將具有下述表1表示的化學組成之鋼No.1~10在真空中溶解且鑄造而得到鋼胚。將該鋼胚熱軋而得到具有2.0mm板厚之熱軋板。其次，在熱軋板退火，將該熱軋板加熱至1000℃為止後，將熱軋板的溫度在1000℃保持60秒，以從950℃至600℃為止的平均冷卻速度成為下述表2顯示的值之方式將熱軋板從1000℃冷卻至室溫為止。熱軋板退火後，將熱軋板進行冷軋而得到具有0.35mm板厚之冷軋板。對冷軋板施行將該冷軋板的溫度在1050℃保持1秒之精加工退火，而得到無方向性電磁鋼板(試料No.1~10)。
從該無方向性電磁鋼板沖切55mm四方的單板試片，測定該單板試片在室溫之比電阻ρ[Ω．m]。又，對單板試片施加磁通密度為1.0T，頻率為400Hz之磁通而將單板試片磁化且測定單板試片的高頻鐵損W10/400[W/kg]。而且，藉由光學顯微鏡以50倍的倍率拍攝單板試片的邊緣表面(沖 切面)之照相，計算該照相中約300個結晶粒、及在該約300個結晶粒產生變形雙晶之結晶粒的數目，來求取產生變形雙晶之結晶粒的數目對結晶粒的總數(約300個)，之比率(雙晶產生率)。將各試料No.的ρ、W10/400、雙晶產生率顯示在表2。又，在全部的試料No.，無方向性電磁鋼板的平均結晶粒徑為約100μm。
在試料No.1~4之群組，P含量為約0.01%。在該試料群，將試料No.1與試料No.2進行比較時，因ρ増加而W10/400降低。又，將試料No.2與試料No.3進行比較時，雖然ρ相同，但是因X増加而W10/400増加。在試料No.5~10之群組，P含量為約0.08%。在該試料群，將試料No.7與具有與試料No.7相同ρ之試料No.6進行比較時，雖然X増加但是能夠維持W10/400。又，在試料No.5，因為固溶強化參數R太高，所以在冷軋中，熱軋板產生斷裂且無法得到無方向性電磁鋼板。圖1係顯示在各試料群之W10/400與Al/(Si+Al+0.5×Mn)的關係，該圖1係明確地顯示P含量對W10/400與X之間的關係所提供的效果。但是在該圖1，係除了試料No.5以外。從表 1及圖1能夠得知，P含量為約0.01%時，雖然X到達0.38為止，X増加之同時W10/400降低，但是X大於0.38後，X増加之同時W10/400之值増加。另一方面，P含量為約0.08%時，即便X増加亦能夠維持較低的W10/400。如此，鋼含有最低為0.05%的P時，因為隨著X増加而W10/400幾乎沒有増加，所以能夠在維持W10/400的狀態下提高鋼的被加工性。
又，從試料No.1~4能夠得知，將無方向性電磁鋼板的ρ維持在較高的水準時，Si含量越多，雙晶產生率越増加。將X增大時，能夠在將ρ維持在較高水準的狀態下使Si含量降低而減低雙晶產生率。此時，磁疇壁的移動係變為容易而能夠期待減少W10/400。但是在試料No.1~4，即便減低雙晶產生率，亦無法得到減少W10/400。又，將試料No.6~8與試料No.2~4進行比較時，雙晶產生率係幾乎未依存於P含量。因此得知P含量對W10/400與X之間的關係所提供的效果，不是雙晶產生率降低，而是藉由P含量的増加帶來集合組織的改善。
(參考實驗2)平均結晶粒徑D[μm]的影響
將上述表1所顯示之鋼No.1、3、4、5、7、及8溶解在真空中，進行鑄造而得到鋼胚。將該鋼胚熱軋而得到具有2.0mm板厚之熱軋板。其次，在熱軋板退火，將該熱軋板加熱至下述表3顯示之退火溫度為止後，將熱軋板的溫度在該溫度保持60秒，以從950℃至600℃為止的平均冷卻速度成為下述表3顯示的值之方式將熱軋板從該保持溫度冷卻至室溫為止。
測定該熱軋板退火鋼板的平均結晶粒徑(即將冷軋之前之鋼板的平均結晶粒徑)D[μm]及在1kgf的表面硬度Hv(維氏硬度)[-]。將平均結晶粒徑D[μm]及表面硬度Hv[-]顯示在表3。
隨後，將熱軋板退火鋼板進行冷軋而得到板厚0.20mm的冷軋板(試料No.1-a~8-d)。在該冷軋之道次數為5道次。將第1道次的軋縮率設為15%，將從第1道次至第2道次為止的合計軋縮率設為40%，將合計的軋縮率設為90.0%。在表3顯示在冷軋有無斷裂。
在試料No.5-a~5-d，因為除了固溶強化參數R太高以外，該固溶參數R與平均結晶粒徑D[μm]係不滿足上述(19)式，所以熱軋板退火鋼板在冷軋中斷裂。在試料No.7-a，因為固溶參數R與平均結晶粒徑D[μm]係不滿足上述(19)式，所以熱軋板退火鋼板在冷軋中斷裂。除了試料No.5-a~5-d及試料No.7-a以外之試料，在冷軋不會斷裂而能夠將熱軋板退火鋼板進行輥軋。
(實施例1)
在真空中，將上述表1顯示之鋼No.6、7、及8溶解且鑄造而得到鋼胚。將該鋼胚熱軋而得到具有2.0mm板厚之熱軋板。其次，在熱軋板退火，將該熱軋板加熱至1000℃後，將熱軋板的溫度在1000℃保持60秒，以從950℃至600℃為止的平均冷卻速度成為1℃/s~30℃/s之方式，將熱軋板從1000℃冷卻至室溫。隨後，將熱軋板退火鋼板冷軋而得到板厚0.35mm的冷軋板。接著，在精加工退火係將冷軋板加熱至1050℃為止，將冷軋板的溫度在1050℃保持1秒之後，將冷軋板從1050℃冷卻至室溫為止而得到無方向性電磁鋼板(試料No.6-e~8-f)。在試料No.6-f、7-f、8-f，係如表4所顯示，在將冷軋板的溫度加熱至1050℃為止之加熱過程，係將冷軋板的溫度在600℃保持20秒。
與(參考實驗1)同樣地，測定所得到的無方向性電磁鋼板之高頻鐵損W10/400[W/kg]及雙晶產生率。而且，使用X光繞射裝置而測定在無方向性電磁鋼板的表面附近及板厚中心之正極點圖。從該等正極點圖計算表面附近的 ODF與板厚中心的ODF，將該等ODF平均而決定I{100}/I{111}。將W10/400、雙晶產生率、及I{100}/I{111}的結果顯示在表4。又，在全部的試料No.，無方向性電磁鋼板的平均結晶粒徑為約100μm。
例如將試料No.7-f與試料No.7-e進行比較時，能夠得知x為0.50以上之鋼(鋼No.7及8)，在精加工退火的加熱過程，追加將冷軋板的溫度在600℃保持20秒之中間保持時，鐵損係大幅度地降低。又，藉由該中間保持，I{100}/I{111}減少且雙晶產生率降低。雖然雙晶產生率降低之詳細的理由並不清楚明白，認為因為變形雙晶係沿著{211}面的<111>方向而產生，所以I{100}/I{111}係對變形雙晶的產生造成影響。就結果而言，認為藉由I{100}/I{111}為0.50~1.40之集合組織，能夠阻礙在沖切時產生變形雙晶。
另一方面，將試料No.6-f與試料No.6-e進行比較時，能夠得知X小於0.50之鋼(鋼No.6)，係即便在精加工退火的加熱過程追加將冷軋板的溫度在600℃保持20秒之中間保持時，I{100}/I{111}、雙晶產生率、鐵損係幾乎沒有變化。
如此，在精加工退火的加熱過程，將X為0.50以上之冷軋板的溫度在550℃~700℃的範圍內保持在一定溫度10~300秒時，能夠得到I{100}/I{111}為0.50~1.40之集合組織。另一方面，X為小於0.50時和未將冷軋板的溫度在550℃~700℃的範圍內保持在一定溫度10~300秒時，無法得到I{100}/I{111}為0.50~1.40之集合組織。
(實施例2)
在真空中，將具有下述表5及6顯示的化學組成之No.11~65溶解且鑄造而得到鋼胚。將該鋼胚熱軋而得到具有2.0mm板厚之熱軋板。其次，在熱軋板退火，將該熱軋 板加熱至1000℃後，將熱軋板的溫度在1000℃或1050℃保持60秒，以從950℃至600℃為止的平均冷卻速度成為下述表7及8顯示的值之方式，將熱軋板從1000℃冷卻至室溫。測定該熱軋板退火鋼板的平均結晶粒徑(即將冷軋之前的鋼板之平均結晶粒徑)D[μm]。將平均結晶粒徑D[μm]顯示在表7及8。
其次，將熱軋板退火鋼板冷軋而得到板厚0.35mm的冷軋板。在該冷軋之道次數為6道次。將第1道次的軋縮率設為20%，將從第1道次至第2道次為止的合計軋縮率設為50%，將合計的軋縮率設為82.5%。而且，在精加工退火的加熱過程，將該冷軋板加熱至600℃為止且將冷軋板的溫度在600℃保持20秒，而且將冷軋板加熱至1050℃為止。隨後，在緊接著精加工退火的過程，將經加熱的冷軋板在1050℃保持1秒，而得到無方向性電磁鋼板(試料No.11~65)。
從該無方向性電磁鋼板沖切55mm四方的單板試片，測定該單板試片在室溫之比電阻ρ[Ω．m]。又，測定該單板試片在5000A/m的磁化力之磁通密度B50[T]、及W10/400[W/kg]。將ρ[Ω．m]、B50[T]、及W10/400[W/kg]的結果顯示在表9及10。又，任一試料No.之無方向性電磁鋼板的平均結晶粒徑均為約100μm。
在試料No.11~14，因為Si含量、ρ及E太小，所以W10/400較高。在試料No.15~18，因為除了Si含量太大以外，R不滿足上述(15)式，所以鋼板在冷軋中斷裂。又，在試料No.19~22，除了Mn含量太高以外，X及I{100}/I{111}係各自不滿足上述(12)及(18)式，所以W10/400較高。在試料No.23~26，因為化學組成及集合組織不適當，所以W10/400較高。在該等試料No.，係除了Mn含量太高且Al含量太低以外，ρ較低且E較小。而且X及I{100}/I{111}係各自不滿足上述(12)及(18)式。在試料No.27~30，因為除了Al含量太高以外，I{100}/I{111}不滿足上述(18)式，所以W10/400較高。在試料No.31，因為P含量太低，所以W10/400較高。
另一方面，在試料No.32~65，因為鋼的化學組成及製造條件為適當，所以在冷軋之製造性(生產性及產率)優異。又，在該等試料No.，因為鋼板的比電阻及集合組織為適當，所以W10/400較低。
圖2係顯示從試料No.19~22、27~30及32~65的數據所製成之I{100}/I{111}與W10/400的關係之圖表。從該圖2，I{100}/I{111}為0.5~1.4的範圍時，能夠將W10/400減低至最小限度。
產業上之利用可能性
依照本發明，因為能夠提供經進一步改善高頻鐵損之廉價的無方向性電磁鋼板及其製造方法，所以本發明在產業上的利用可能性係甚大的。

Claims (3)

  1. 一種無方向性電磁鋼板，其特徵在於：具有下述表示之化學組成，以質量%計，含有C：0%~0.0050%、Si：0.50%~2.70%、Mn：0.10%~3.00%、Al：1.00%~2.70%、P：0.050%~0.100%、S：0%~0.0060%、N：0%~0.0050%、Ti：0%~0.008%、V：0%~0.008%、Nb：0%~0.008%、Zr：0%~0.008%，剩餘部分係由Fe及不純物所構成，而且前述化學組成係滿足下述式(1)、下述式(2)及下述式(3)，從使用X光繞射法所測定的正極點圖得到表面附近的結晶方位分布函數與板厚中心的結晶方位分布函數之平均而決定之{100}面的強度I{100}與{111}面的強度I{111}係滿足下述式(4)，而且在室溫之比電阻為60.0×10-8Ω．m以上，板厚為0.05mm~0.40mm， 0.50≦Al/(Si+Al+0.5×Mn)≦0.83 (1) 1.28≦Si+Al/2+Mn/4+5×P≦3.90 (2) 4.0≦Si+Al+0.5×Mn≦7.0 (3) 0.50≦I{100}/I{111}≦1.40 (4)。
  2. 一種無方向性電磁鋼板之製造方法，其特徵在於具有以下的步驟：熱軋步驟，其係對鋼胚施行熱軋而製造熱軋板，該鋼胚具有下述表示之化學組成，以質量%計，含有C：0%~0.0050%、Si：0.50%~2.70%、Mn：0.10%~3.00%、Al：1.00%~2.70%、P：0.050%~0.100%、S：0%~0.0060%、N：0%~0.0050%、Ti：0%~0.008%、V：0%~0.008%、Nb：0%~0.008%、Zr：0%~0.008%，剩餘部分係由Fe及不純物所構成，而且前述化學組成係滿足下述式(5)、下述式(6)及下述式(7)；冷軋步驟，其係在前述熱軋步驟後，對前述熱軋板施行冷軋而製造具有0.05mm~0.40mm的板厚之冷軋板； 及精加工退火步驟，其係在前述冷軋步驟後，對前述冷軋板施行精加工退火；在前述冷軋步驟，前述冷軋前的前述熱軋板之平均結晶粒徑D(μm)與下述式(8)表示之固溶強化參數R係滿足下述式(9)，而且在前述精加工退火步驟之將前述冷軋板加熱之過程，在將前述冷軋板的溫度在550℃~700℃範圍內的一定溫度下保持10~300秒，0.50≦Al/(Si+Al+0.5×Mn)≦0.83 (5) 1.28≦Si+Al/2+Mn/4+5×P≦3.90 (6) 4.0≦Si+Al+0.5×Mn≦7.0 (7) R=Si+Al/2+Mn/4+5×P (8)
  3. 如請求項2之無方向性電磁鋼板之製造方法，其進一步具有熱軋板退火步驟，其係在前述熱軋步驟與前述冷軋步驟之間，對前述熱軋板施行熱軋板退火。
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