TW201835355A - 無方向性電磁鋼板及無方向性電磁鋼板之製造方法 - Google Patents

無方向性電磁鋼板及無方向性電磁鋼板之製造方法 Download PDF

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Abstract

本發明之無方向性電磁鋼板，其化學組成以質量%計含有C：0.010%以下、Si：大於3.0%且5.0%以下、Mn：0.1~3.0%、P：0.20%以下、S：0.0018%以下及N：0.004%以下、Al：0~0.9%、選自Sn及Sb之1種以上：0~0.100%、Cr：0~5.0%、Ni：0~5.0%、Cu：0~5.0%、Ca：0~0.01%以及稀土類元素(REM)：0~0.01%，且剩餘部分由Fe及不純物所構成；前述無方向性電磁鋼板之平行於軋延面的截面中，以粒徑為100μm以上之結晶粒所構成之結晶組織A的面積率為1~30%，前述結晶組織A以外之結晶組織即結晶組織B之平均粒徑為25μm以下，且前述結晶組織A之維氏硬度HvA與前述結晶組織B之維氏硬度HvB滿足HvA/HvB≦1.000。

Description

無方向性電磁鋼板及無方向性電磁鋼板之製造方法
本發明是關於無方向性電磁鋼板及無方向性電磁鋼板之製造方法。 本案是依據已於2017年3月7日於日本提申之日本特願2017-042547號主張優先權，並於此援引其內容。
發明背景 近年，進行高速旋轉之馬達(以下稱作高速旋轉馬達)正逐漸增加。高速旋轉馬達中，作用於如轉子(rotor)之旋轉體的離心力會變大。因此，對於成為高速旋轉馬達之轉子的素材的電磁鋼板會要求高強度。
又，高速旋轉馬達會因高頻磁通而產生渦電流，導致馬達效率降低且發熱。若發熱量變多，轉子內之磁石會減磁。因此，對於高速旋轉馬達之轉子會要求低鐵損。從而，對轉子之素材之電磁鋼板不僅會要求高強度，還要求優異磁特性。
鋼板之強度會因固溶強化、析出強化、結晶粒微細化等而提升。然而，當藉由該等強化機制來使鋼板高強度化時，會有磁特性降低的情況。因此，無方向性電磁鋼板中要兼顧高強度及優異磁特性並非易事。
又，有對無方向性電磁鋼板實施追加熱處理的情況。例如，由無方向性電磁鋼板切出用以作為馬達用定子鐵心之胚材使用時，胚材之中央部會形成有空間。只要將為了形成該中央部之空間而切出之部分作為轉子用胚材使用，亦即只要由1塊無方向性電磁鋼板製作轉子用胚材及定子鐵心用胚材，就可以提高產率，故較佳。
如上述地，對於轉子用胚材會特別要求強度及低鐵損。另一方面，對於定子鐵心用胚材雖不要求高強度，但會要求優異磁特性(高磁通密度及低鐵損)。因此，由1塊無方向性電磁鋼板製作轉子用胚材及定子鐵心用胚材時，所切出之作為定子用的胚材在成形為定子鐵心後，為了除去已高強度化之無方向性電磁鋼板的加工所造成之應變以提高磁特性，必須實施追加熱處理來使其充分地再結晶。
因此，在有製作定子鐵心用胚材及轉子用胚材之無方向性電磁鋼板中，會要求高強度和追加熱處理之前與之後的優異磁特性。
專利文獻1~7中，揭示了一種謀求兼顧高強度及優異磁特性的無方向性電磁鋼板。
專利文獻1中，揭示了一種無方向性電磁鋼板，其在不超過20.0%之範圍內含有選自於Si：3.5~7.0%、Ti：0.05~3.0%、W：0.05~8.0%、Mo：0.05~3.0%、Mn：0.1~11.5%、Ni：0.1~20.0%、Co：0.5~20.0%及Al：0.5~18.0%中之一種或二種以上。專利文獻1中，係藉由提高Si含量，並以Ti、W、Mo、Mn、Ni、Co、Al進行固溶強化，來提高鋼板的強度。
專利文獻2中揭示了一種高張力軟磁性鋼板的製造方法，係將含有Si：3.5~7.0%且含有選自於由W：0.05~9.0%、Mo：0.05~9.0%、Ti：0.05~10.0%、Mn：0.1~11.0%、Ni：0.1~20.0%、Co：0.5~20.0%及Al：0.5~13.0%所構成群組中之1種以上的鋼胚以熱軋延作成熱軋板之後，實施冷軋延而作成0.01~0.35mm之最終板厚，並在800~1250℃之溫度範圍內實施退火而令平均結晶粒徑為0.01~5.0mm。
專利文獻3中揭示了一種高張力電磁鋼板，其含有C：0.01%以下、Si：2.0%以上且小於4.0%、Al：2.0%以下及P：0.2%以下，並且在0.3%≦Mn+Ni＜10%的範圍內含有Mn、Ni中之1種以上，且剩餘部分是由Fe及無法避免之不純物元素所構成。專利文獻3係藉由Mn及Ni所造成之固溶強化來提高鋼板之強度。
專利文獻4中揭示了一種高張力電磁鋼板，其含有C：0.04%以下、Si：2.0%以上且小於4.0%、Al：2.0%以下及P：0.2%以下，並且在0.3%≦Mn+Ni＜10%的範圍內含有Mn、Ni中之1種以上，並控制Nb、Zr中之1種或2種，而設為0.1＜(Nb+Zr)/8(C+N)＜1.0，且剩餘部分是由Fe及無法避免之不純物元素所構成。專利文獻4係藉由Mn及Ni所造成之固溶強化來提高鋼板之強度，並且藉由利用Nb、Zr等之碳氮化物，來謀求兼顧高強度與磁特性。
專利文獻5中揭示了一種高強度電磁鋼板，其以質量%計含有C：0.060%以下、Si：0.2~3.5%、Mn：0.05~3.0%、P：0.30%以下、S：0.040%以下、Al：2.50%以下、N：0.020%以下，且剩餘部分是由Fe及無法避免之不純物所構成，並且鋼材內部有加工組織殘存。
專利文獻6中揭示了一種高強度無方向性電磁鋼板，其具有以下成分組成：以質量%計將C及N抑制為C：0.010%以下及N：0.010%以下，且C+N≦0.010%，且含有Si：1.5%以上且5.0%以下、Mn：3.0%以下、Al：3.0%以下、P：0.2%以下、S：0.01%以下及以成為Ti/(C+N)≧16的方式含有Ti：0.05%以上且0.8%以下，且剩餘部分是Fe及無法避免之不純物，並且鋼板中之未再結晶回復組織的存在比率以面積率計為50%以上。
專利文獻7中揭示了一種無方向性電磁鋼板，其以質量%計含有C：0.010%以下、Si：大於3.5%且在5.0%以下、Al：0.5%以下、P：0.20%以下、S：0.002%以上且0.005%以下及N：0.010%以下，並且在與S含量(質量%)的關係下於滿足(5.94×10-5 )/(S%)≦Mn≦(4.47×10-4 )/(S%)的範圍內含有Mn，且剩餘部分是由Fe及無法避免之不純物的成分組成所構成，鋼板軋延方向截面(ND-RD截面)中再結晶粒的面積率為30%以上且90%以下，並且連結之未再結晶粒群的軋延方向長度為1.5mm以下。
如上述專利文獻1~7所代表地，已開發出許多以兼顧高強度及優異磁特性為目的之無方向性電磁鋼板。 然而，專利文獻1~7所揭示之無方向性電磁鋼板並未考量到追加熱處理後之特性。本發明人等研討後之結果，發現當對於該等文獻所揭示之無方向性電磁鋼板實施了追加熱處理時，可能會有磁特性降低的情況。
專利文獻8中揭示了一種弛力退火後之磁通密度高的無方向性電磁鋼板，其於鋼中以重量%計含有7.00%以下之Si及0.010%以下之C，並具有下述集合組織：從弛力退火前之鋼板表層起算在板厚1/5深度之部分的假想平行面中，(100)、(111)方位之X射線反射面強度相對於隨機集合組織之比值I(100) 及I(111) 滿足0.50≦I(100) /I(111) 。 然而，專利文獻8針對高強度化並無任何研論。並且，專利文獻8中所評估之鐵損為W15/50 ，並非以高速旋轉馬達為對象。而且，弛力退火後如W10/400 之高頻鐵損是否優異也不明確。謀求高強度化之鋼板與未謀求高強度化之鋼板中，熱處理對於磁特性所造成的影響並不同。因此，專利文獻8並非暗示高強度無方向性電磁鋼板在熱處理後磁特性有所改善。
如上述，以往並未揭示具有高強度和追加熱處理之前與之後的優異磁特性之無方向性電磁鋼板。
先前技術文獻 專利文獻 專利文獻1：日本特開昭60-238421號公報 專利文獻2：日本特開昭62-112723號公報 專利文獻3：日本專利特開平2-22442號公報 專利文獻4：日本專利特開平2-8346號公報 專利文獻5：日本專利特開2005-113185號公報 專利文獻6：日本專利特開2007-186790號公報 專利文獻7：日本專利特開2010-090474號公報 專利文獻8：日本專利特開平8-134606號公報
發明概要 發明欲解決之課題 本發明是有鑑於上述課題而作成。本發明之目的在於提供一種具有高強度且在追加熱處理之後仍具有優異磁特性之無方向性電磁鋼板、以及該無方向性電磁鋼板之製造方法。
用以解決課題之手段 (1)本發明之一態樣之無方向性電磁鋼板，其化學組成以質量%計含有C：0.0100%以下、Si：大於3.0%且在5.0%以下、Mn：0.1~3.0%、P：0.20%以下、S：0.0018%以下及N：0.0040%以下、Al：0~0.9%、選自Sn及Sb之1種以上：0~0.100%、Cr：0~5.0%、Ni：0~5.0%、Cu：0~5.0%、Ca：0~0.010%以及稀土類元素(REM)：0~0.010%，且剩餘部分由Fe及不純物所構成；前述無方向性電磁鋼板之平行於軋延面的截面中，以粒徑為100μm以上之結晶粒所構成之結晶組織A的面積率為1~30%，前述結晶組織A以外之結晶組織即結晶組織B之平均粒徑為25μm以下，且前述結晶組織A之維氏硬度HvA與前述結晶組織B之維氏硬度HvB滿足式(a)， HvA/HvB≦1.000　(a)。
(2)上述(1)之無方向性電磁鋼板，其中前述化學組成亦可含有選自於由以下元素所構成群組之1種以上元素：Al：0.0001~0.9%、選自Sn及Sb之1種以上：0.005~0.100%、Cr：0.5~5.0%、Ni：0.05~5.0%、Cu：0.5~5.0%、Ca：0.0010~0.0100%及稀土類元素(REM)：0.0020~0.0100%以下。
(3)本發明另一態樣之無方向性電磁鋼板之製造方法係製造如(1)所記載之無方向性電磁鋼板的方法，其具備：製造熱軋鋼板的步驟，以1000~1200℃加熱具有如(1)所記載之前述化學組成的鋼胚之後，實施熱軋延以製造熱軋鋼板；實施熱軋板退火的步驟，對前述熱軋鋼板實施熱軋板退火，該熱軋板退火是將750~850℃中之平均加熱速度設為50℃/秒以上，且將最高到達溫度設為900~1150℃；製造中間鋼板的步驟，對前述熱軋板退火後之前述熱軋鋼板以軋縮率83%以上實施冷軋延或溫軋延以製造中間鋼板；及實施完工退火的步驟，對前述中間鋼板實施完工退火，該完工退火是將最高到達溫度設為700~800℃，且將700~500℃之溫度範圍內之平均冷卻速度設為50℃/秒以上。
發明效果 根據本發明之上述態樣，可以獲得具有高強度且在追加熱處理之後磁特性仍優異之無方向性電磁鋼板及其製造方法。
用以實施發明之形態 為了解決上述課題，本發明人等調查了高強度無方向性電磁鋼板之強度及磁特性。
首先，準備以下2個鋼胚：以質量%計含有C：0.0012%、Si：3.3%、Mn：0.4%、Al：0.3%、P：0.02%、N：0.0016%，並且含有S：0.0021%的鋼胚；以及，C、Si、Mn、Al、P、N含量與上述相同且含有S：0.0011%的鋼胚。以1150℃將2個鋼胚加熱後，實施熱軋延而製造出板厚2.0mm之熱軋鋼板。並對該等熱軋鋼板實施了熱軋板退火。熱軋板退火之最高到達溫度為1050℃，並將750~850℃之溫度範圍內之平均加熱速度設為以下2種。 加熱速度條件1：30℃/秒、 加熱速度條件2：60℃/秒
對熱軋板退火後之熱軋鋼板實施酸洗。然後，對熱軋鋼板實施冷軋延，而製造出板厚0.35mm之冷軋鋼板。以最高到達溫度770℃對冷軋鋼板實施完工退火而製造出無方向性電磁鋼板。此時，將完工退火後之在700~500℃中的平均冷卻速度設為以下2種。 冷卻速度條件1：30℃/秒 冷卻速度條件2：60℃/秒
假設為轉子用胚材，而對所製造之無方向性電磁鋼板測定拉伸強度及磁特性(磁通密度及鐵損)。 並且，假設為定子鐵心用胚材，而由無方向性電磁鋼板採取試樣，並實施於氮氣環境中於800℃下保持2小時之追加熱處理，而使試樣之組織為晶粒已充分成長的結晶組織。並對具有晶粒已充分成長之結晶組織的試樣測定磁特性(磁通密度及鐵損)。
測定之結果，在任一種S含量及任一種條件(加熱速度條件1、加熱速度條件2、冷卻速度條件1、冷卻速度條件2)下，無方向性電磁鋼板之拉伸強度皆為600MPa以上，相較於以往之無方向性電磁鋼板(例如JISC2550之50A230中一般適用之鋼板)為高強度。並且，磁特性與以往之無方向性電磁鋼板為同等。 因此，以任一種條件製造而得之無方向性電磁鋼板皆具有適合轉子用胚材的特性。
另一方面，就追加熱處理之後的磁特性而言，以S含量低，且在熱軋板退火中將加熱速度加快(加熱速度條件2：60℃/秒)，並在完工退火中將冷卻速度加快(冷卻速度條件2：60℃/秒)之無方向性電磁鋼板變得最高。相對於此，在S含量高且加熱速度慢(加熱速度條件1：30℃/秒)，或完工退火中冷卻速度慢(冷卻速度條件1：30℃/秒)之無方向性電磁鋼板中，追加熱處理之後的磁特性，尤其是磁通密度會降低。 亦即，只有在S含量低，且在熱軋板退火中之加熱速度及完工退火後之冷卻速度快的情況下，才會具有轉子用胚材及定子鐵心用胚材皆適合的特性。
本發明人等將與以各條件製造而得之追加熱處理之前的無方向性電磁鋼板的軋延面平行之1/4厚度截面(與鋼板之軋延方向垂直的截面中，從軋延面起在板厚之1/4深度位置(包含令無方向性電磁鋼板之厚度為t(單位為mm)時之t/4位置的截面))埋入並研磨後，進行組織觀察。其結果，不論哪個無方向性電磁鋼板中，微觀組織皆為由粒徑100μm以上之結晶粒的區域即結晶組織A、與各結晶粒之粒徑為小於100μm且平均粒徑為25μm以下之結晶組織B所構成的混合組織。
如上述，不論以何種條件製造而得之無方向性電磁鋼板，在光學顯微鏡等級之組織中的差異都很小。因此，針對該等無方向性電磁鋼板，認為追加熱處理之前的強度及磁特性幾乎為同等。
另一方面，如上述，將以各個條件製造而得之無方向性電磁鋼板作追加熱處理後，在追加熱處理之後的磁通密度上產生了明顯的差異。這被認為是追加熱處理之前的結晶組織A所包含之組織因熱處理而晶粒成長，結果成為各個無方向性電磁鋼板中結晶方位不同之狀態而造成的材質變化。亦即，認為在追加熱處理時發達之結晶方位會因S含量或製造條件而產生差異。本發明人等認為追加熱處理時發達之結晶方位會產生差異的理由，在於無法以光學顯微鏡等級判別之結晶組織A內的微細構造(差排構造)的不同。
於是，本發明人等利用電子顯微鏡及X射線觀察了以各條件製造而得之無方向性電磁鋼板。其結果，在S含量低且在熱軋板退火中將加熱速度加快(60℃/秒)，並在完工退火中將冷卻速度加快(60℃/秒)之無方向性電磁鋼板中，結晶組織A之面積率為1~30%，且結晶組織A之維氏硬度HvA為與結晶組織B之維氏硬度HvB在同等以下。相對於此，以其他條件製造而得之無方向性電磁鋼板中，結晶組織A之維氏硬度HvA皆為比結晶組織B之維氏硬度HvB更大的值。
根據上述結果，本發明人等認為硬度比HvA/HvB會影響到之後的追加熱處理所帶來之磁特性提升。於是，更進一步進行研討，而特定出在追加熱處理之前可獲得適當強度，而且在藉由追加熱處理使晶粒成長進行時可獲得優異磁特性的組織。
根據以上知識見解而完成之本發明無方向性電磁鋼板，其化學組成以質量%計含有C：0.0100%以下、Si：大於3.0%且5.0%以下、Mn：0.1~3.0%、P：0.20%以下、S：0.0018%以下及N：0.0040%以下，且視需要含有選自於由以下元素所構成群組之1種以上元素：Al：0.9%以下、選自Sn及Sb之1種以上：0.100%以下、Cr：5.0%以下、Ni：5.0%以下及Cu：5.0%以下、Ca：0.010%以下以及稀土類元素(REM)：0.010%以下，且剩餘部分由Fe及不純物所構成；無方向性電磁鋼板之平行於軋延面的截面中，以粒徑為100μm以上之結晶粒所構成之結晶組織A的面積率為1~30%，結晶組織A以外之結晶組織即結晶組織B之平均粒徑為25μm以下，且結晶組織A之維氏硬度HvA與結晶組織B之維氏硬度HvB滿足式(1)。 HvA/HvB≦1.000　(1)
又，本發明之無方向性電磁鋼板之製造方法具備以下步驟：製造熱軋鋼板的步驟，以1000~1200℃加熱具有上述化學組成的鋼胚之後，實施熱軋延以製造熱軋鋼板；實施熱軋板退火的步驟，對熱軋鋼板實施熱軋板退火，該熱軋板退火是將750~850℃中之平均加熱速度設為50℃/秒以上，且將最高到達溫度設為900~1150℃；製造中間鋼板的步驟，對熱軋板退火後之熱軋鋼板以軋縮率83%以上實施冷軋延或溫軋延以製造中間鋼板；及完工退火步驟，係對中間鋼板，將最高到達溫度設為700~800℃，且將700~500℃之溫度範圍內之平均冷卻速度設為50℃/秒以上。
以下，詳細敘述本發明一實施形態之無方向性電磁鋼板(本實施形態之無方向性電磁鋼板)及本實施形態之無方向性電磁鋼板之製造方法。
[無方向性電磁鋼板] 本實施形態之無方向性電磁鋼板的化學組成含有以下元素。以下，關於元素之%意指「質量%」。
C：0.0100%以下 碳(C)因碳化物之析出而具有提升強度的效果。然而，本實施形態之無方向性電磁鋼板中，高強度化主要是藉由Si等取代型元素之固熔強化及控制結晶組織A與結晶組織B之比率來達成。因此，為了高強度化並不一定要含有C。亦即，C含量之下限包含0%。惟，由於通常無法避免地會含有C，因此下限亦可設為大於0%。 另一方面，若C含量過高，無方向性電磁鋼板之磁特性會降低。而且，高Si鋼板即本實施形態之無方向性電磁鋼板的加工性會降低。因此，C含量為0.0100%以下。C含量宜為0.0050%以下，0.0030%以下更佳。
Si：大於3.0%且5.0%以下 矽(Si)具有將鋼脫氧的效果。又，Si可提高鋼之電阻，並減低(改善)無方向性電磁鋼板之鐵損。而且，相較於無方向性電磁鋼板所含有之Mn、Al、Ni等其他之固溶強化元素，Si具有較高之固溶強化能力。因此，為了均衡地兼顧高強度化及低鐵損化，Si是最為有效的。而若Si含量為3.0%以下，將無法獲得上述效果。因此，將Si含量設為大於3.0%。 另一方面，若Si含量過高，製造性、尤其是熱軋鋼板之彎曲加工性會降低。又，如後述，藉由適當控制熱軋鋼板之粒徑，可抑制彎曲加工性之降低。然而，若Si含量大於5.0%，冷加工性會降低。因此，Si含量為5.0%以下。且Si含量為4.5%以下較佳。
Mn：0.1～3.0% 錳(Mn)可提高鋼之電阻，並減低鐵損。若Mn含量低於0.1%，將無法獲得上述效果。並且，若Mn含量低於0.1%，會微細地生成Mn硫化物。微細之Mn硫化物會阻礙磁疇壁的移動，或阻礙製造步驟中之晶粒成長。此種情況下，磁通密度會降低。因此，將Mn含量設定在0.1%以上。且較佳為0.15%以上，更佳為0.4%以上。 另一方面，若Mn含量大於3.0%，會容易產生沃斯田鐵變態，導致磁通密度降低。因此，Mn含量為3.0%以下。且較佳為2.5%以下，更佳為2.0%以下。
P：0.20%以下 磷(P)可藉由固溶強化而提高鋼之強度。然而，若P含量過高則P會偏析而導致鋼脆化。因此，P含量要在0.20%以下。且P含量宜在0.10%以下，較佳是在0.07%以下。
S：0.0018%以下 硫(S)為不純物。S會形成MnS等硫化物。硫化物會妨礙磁疇壁移動，而且會阻礙結晶粒成長而使磁特性降低。因此，S含量宜盡量較低。尤其當S含量大於0.0018%時，磁特性會明顯降低。因此，S含量要在0.0018%以下。且宜在0.0013%以下，較佳是在0.0008%以下。 另一方面，只要藉由Mn含量及S含量以及後述之製造條件來適當控制MnS的生成，S也會是有助於形成可用以有效避免追加熱處理之後的磁特性降低的結晶組織A中之差排構造的元素。要獲得該效果，S含量宜為0.0001%以上。
N：0.0040%以下 氮(N)為不純物。N會使追加熱處理之後的磁特性降低。因此，N含量要在0.0040%以下。且N含量宜在0.0020%以下。
本實施形態之無方向性電磁鋼板的化學組成，基本是以上述元素及剩餘部分之Fe及不純物所構成。然而，視需要，亦可取代一部分的Fe，而在以下所示範圍內更含有任意元素(Al、Sn、Sb、Cr、Ni、Cu、Ca及/或REM)之1種以上。該等任意元素並非一定必須含有，因此下限為0%。 所謂不純物是指在工業上製造無方向性電磁鋼板時，從作為原料之礦石、廢料或者由製造環境等混入者，且是指在不會對本實施形態之無方向性電磁鋼板造成不良影響的範圍內容許含有者。
[關於任意元素] Al：0～0.9% 鋁(Al)為任意元素，亦可不含有。Al與Si同樣具有將鋼脫氧的效果。Al還可提高鋼之電阻，並減低鐵損。要獲得該等效果，宜將Al含量設為0.0001%以上。 然而，相較於Si，Al對鋼之高強度化並無幫助。而且，若Al含量過高，加工性會降低。因此，即使含有，Al含量也是在0.9%以下。且較佳是在0.7%以下。
選自Sn及Sb所構成族群中的1種以上：0~0.100% 錫(Sn)及銻(Sb)均為任意元素，亦可不含有。Sn及Sb可改善無方向性電磁鋼板之集合組織(例如，使有助於提升磁特性之方位的結晶粒增加)而提高磁特性。要穩定並有效地獲得上述效果，宜將選自Sn及Sb所構成群組中之1種以上的合計含量設為0.005%以上。 然而，若該等元素之合計含量大於0.100%，鋼會脆化。此時，鋼板會在製造中斷裂或產生結痂。因此，即使含有，選自Sn及Sb所構成群組中之1種以上的合計含量也是在0.100%以下。
Cr：0～5.0% 鉻(Cr)為任意元素，亦可不含有。Cr可提高鋼之電阻。尤其若與Si一起含有Cr，會比分別單獨含有Si、Cr的情況更能提高鋼之電阻，並減低鐵損。Cr還可提高如本實施形態之無方向性電磁鋼板這類高Si鋼的製造性，並提高耐蝕性。要穩定並有效地獲得上述效果，宜將Cr含量設為0.5%以上。 然而，若Cr含量大於5.0%，該效果會飽和且成本會變高。因此，即使含有，Cr含量也是在5.0%以下。且Cr含量宜為1.0%以下。
Ni：0～5.0% 鎳(Ni)可在不使飽和磁通密度降低的前提下固溶強化鋼，而且還可提高鋼之電阻並減低鐵損。要穩定並有效地獲得上述效果，宜將Ni含量設為0.05%以上。 然而，若Ni含量大於5.0%，成本會變高。因此，即使含有，Ni含量也是在5.0%以下。且Ni含量宜為2.0%以下。
Cu：0～5.0% 銅(Cu)可藉由固溶強化來提高鋼之強度。Cu還可藉由以500℃左右之溫度實施時效處理，而生成微細之Cu析出相來強化鋼。要穩定並有效地獲得上述效果，宜將Cu含量設為0.5%以上。 然而，若Cu含量大於5.0%，鋼會脆化。因此，即使含有，Cu含量也是在5.0%以下。且Cu含量宜為2.0%以下。
Ca：0～0.010% 稀土類元素(REM)：0~0.010% 鈣(Ca)及REM會在鋼中與S結合而將S固定。藉此，會提高鋼之磁特性。要穩定並有效地獲得上述效果，宜將Ca含量設為0.001%以上，或者宜將REM含量設為0.002%以上。 另一方面，若Ca含量及REM含量分別大於0.010%，該效果會飽和且成本會變高。因此，即使含有，Ca含量也是在0.010%以下，REM含量則是在0.010%以下。
本實施形態之REM是指Sc、Y及鑭系元素(原子序號57號之La~71號之Lu)，REM含量則意指該等元素的合計含量。
[無方向性電磁鋼板之平行於軋延面的截面中之微觀組織] 在上述無方向性電磁鋼板之從軋延面起在板厚1/4深度位置之與軋延面平行之截面中，微觀組織是由結晶組織A與結晶組織B所構成。
本實施形態中，結晶組織A是以結晶粒徑為100μm以上之結晶粒構成之區域。另一方面，結晶組織B是以結晶粒徑小於100μm之結晶粒構成的區域。
結晶組織A係因進行徐加熱之追加熱處理而被蠶食消失的區域。在與軋延面平行之截面中，只要結晶組織A之面積率在1~30%的範圍外，就會變得難以避免以追加熱處理使晶粒成長時之磁特性的降低。詳細之機制將於後敘述。而且，當結晶組織A之面積率小於1%時，結晶組織B會變得容易粗粒化，而無方向性電磁鋼板之強度會變低。又，當結晶組織A之面積率大於30%時，以追加熱處理使晶粒成長時之磁特性會降低(劣化)。因此，結晶組織A的面積率為1~30%。結晶組織A的面積率之較佳下限為5%，且較佳上限為20%。
在與軋延面平行之截面中，當將結晶組織A之面積率設為1~30%時，結晶組織B之面積率會成為70~99%。因此，本實施形態之無方向性電磁鋼板的機械特性主要是由結晶組織B來決定。 又，結晶組織B是因進行徐加熱之追加熱處理而晶粒成長的區域。 若結晶組織B之平均粒徑比25μm更大，追加熱處理之前的磁特性雖會提升，但卻會變得難以滿足強度特性。又，詳細之機制將於後敘述，但若結晶組織B之平均粒徑比25μm更大，以追加熱處理使晶粒成長時之磁特性會大幅降低。 因此，在與軋延方向平行之截面中，必須將結晶組織B之平均粒徑設為25μm以下。結晶組織B之平均粒徑的較佳上限為20μm，更佳為15μm。
本實施形態中，從軋延面起在板厚1/4深度位置之與軋延面平行的截面中，只要成為如上所述之組織即可。這是由於從軋延面起在板厚1/4深度位置的組織係鋼板之代表性組織，且會大大影響鋼板之特性。
[結晶組織A的面積率及結晶組織B的平均粒徑之測量方法] 結晶組織A的面積率及結晶組織B的平均粒徑可以以下方法測量。
藉由研磨等製成試樣，該試樣具有無方向性電磁鋼板之從軋延面起在板厚1/4深度位置之與軋延面平行的截面。對該試樣之研磨面(以下稱作觀察面)以電解研磨調整表面之後，實施利用了電子背向散射繞射法(EBSD)之結晶組織解析。
藉由EBSD解析，在觀察面中以結晶方位差為15°以上之邊界作為晶粒邊界，並以被該晶粒邊界包圍之各個區域作為一個晶粒，來觀察包含10000個以上結晶粒之區域(觀察區域)。在觀察區域中，將令結晶粒為圓等效之面積時的直徑(圓等效直徑)定義為粒徑。亦即，所謂粒徑意指圓等效直徑。
將粒徑為100μm以上之結晶粒所構成之區域定義為結晶組織A，並求出其面積率。又，將直徑小於100μm之結晶粒所構成之區域(亦即結晶組織A以外之組織)定義為結晶組織B，並求出其平均結晶粒徑。藉由圖像解析可比較簡單地實施該等之測定。
[結晶組織A及結晶組織B之硬度] 本實施形態之無方向性電磁鋼板中，結晶組織A與結晶組織B之硬度更滿足式(1)。 HvA/HvB≦1.000　(1) 當HvA/HvB＞1.000時，追加熱處理之後的磁特性會降低。 此處，「HvA」是結晶組織A在試驗力(荷重)50g下的維氏硬度，「HvB」則是結晶組織B在試驗力(荷重)50g下的維氏硬度。維氏硬度係依據JIS Z 2244(2009)而測定。
更具體地來說，是以上述方法在結晶組織A之區域內的至少20點測定維氏硬度，並將其平均值定義為結晶組織A之維氏硬度HvA。同樣地，以上述方法在結晶組織B之區域內的至少20點測定維氏硬度，並將其平均值定義為結晶組織B之維氏硬度HvB。
另一方面，由於難以將HvA/HvB設為小於0.900，因此HvA/HvB亦可設為0.900以上。HvA/HvB之下限可設為0.950，或者亦可設為0.970以上。
[關於微觀組織之規定] 本實施形態之無方向性電磁鋼板中，如上述地，會在從軋延面起在板厚1/4深度位置之與軋延面平行的截面中控制微觀組織，以使「結晶組織A」、「結晶組織B」以及「該等結晶組織之硬度比」成為預定之範圍。以下說明該等之特徵。以下說明中，針對詳細內容尚有未究明之部分，在此事先說明其機制中一部分為推測。
本實施形態之「結晶組織A」於光學顯微鏡之觀察下，一般而言是未被「再結晶粒」蠶食的區域，亦即，與「未再結晶組織」並無太大差異。然而，該結晶組織A會因完工退火而充分恢復，而成為非常軟質。因此，與一般之「未再結晶組織」不同。又，若利用EBSD所得出之蓄積應變量(例如IQ值)來評估，比起未再結晶組織，該結晶組織A反而較接近再結晶組織。 因此，本實施形態中「結晶組織A」是與一般之未再結晶組織區別而定義。
本實施形態之「結晶組織B」是與「再結晶組織」類似的區域，該再結晶組織是因自加工組織產生核而生成方位差比基質大之結晶並成長而成。然而，本實施形態之結晶組織B中亦包含未被再結晶粒蠶食之區域。因此，本實施形態之「結晶組織B」是與單純之「再結晶組織」區別而定義。
本實施形態之無方向性電磁鋼板是以「結晶組織A」之硬度在「結晶組織B」之硬度以下(亦即滿足式(1))為特徵。
又，本實施形態之無方向性電磁鋼板之粒徑分布亦具有特徵。由上述之規定來看，明顯可知去除最多存在30%之以100μm以上之粒徑的結晶粒所構成之結晶組織A，結晶組織B之平均粒徑為25μm以下非常地小。該情況意味著在微觀組織中幾乎不存在30~90μm左右之中間尺寸的結晶粒。亦即，本實施形態之無方向性電磁鋼板中，結晶粒徑分布係所謂之混粒。 一般來說，例如只要粒徑分布為常態分布，在達成了有100μm之粒徑存在之晶粒成長的結晶組織中，也會有比較多的數10μm的晶粒存在，平均粒徑會成為50μm左右。
以預定比率夾雜有結晶組織A及結晶組織B且硬度比HvA/HvB滿足式(1)的本實施形態之無方向性電磁鋼板中，若不實施追加熱處理就利用(假設作為轉子用胚材利用時)，具有優異強度及磁特性。另一方面，若實施追加熱處理後利用(假設作為定子鐵心用胚材利用時)，藉由追加熱處理而使結晶粒成長時，可改善鐵損並抑制磁通密度的降低。
[關於式(2)] 上述無方向性電磁鋼板中，將實施追加熱處理前之無方向性電磁鋼板的磁通密度定義為BA(T)。而且，將實施以下追加熱處理後之無方向性電磁鋼板的磁通密度定義為BB(T)，前述追加熱處理是設加熱速度為100℃/小時、設最高到達溫度為800℃及設在800℃下之維持時間為2小時。此時，本實施形態之無方向性電磁鋼板中，磁通密度BA與BB滿足以下式(2)。 BB/BA≧0.980　(2)
BB/BA宜在0.985以上，較佳是在0.990以上。BB/BA之上限並無特別限定，亦有以不會因追加熱處理而有特性劣化(亦即，BB/BA=1.000)之情形作為目標之基準。惟，藉由追加熱處理，對磁特性而言較佳之方位會優先成長，其結果導致BB/BA也會有大於1.000的情況。但，即便該情況下，BB/BA也幾乎不會大於1.015。
如上述之加熱速度、最高到達溫度及維持時間，係追加熱處理之條件的一例。該條件係使用可代表目前實用上所實施之弛力退火的條件之值。惟，本實施形態之無方向性電磁鋼板中抑制因追加熱處理所造成之磁通密度降低的效果，在加熱速度、最高到達溫度及維持時間上，並不限定於該值而於某個程度之廣泛範圍內也能夠確認到。例如，在將加熱速度設為30~500℃/小時、最高到達溫度設為750~850℃及將於750℃以上之維持時間設為0.5~100小時的範圍中，可以獲得效果。
一般來說，相較於進行高溫長時間之熱處理而使晶粒成長之完工退火，追加熱處理是以低速度加熱，並以較低溫且長時間的熱處理來使晶粒成長。
一般之完工退火是以10℃/s(36000℃/小時)左右之加熱速度來實施，因此可以提出該程度的溫度來作為追加熱處理之加熱速度上限。惟，若考慮到一般之芯材的弛力退火，在這種高速下之加熱是有困難的。並且，若加熱速度過快，也會有加熱不均勻的疑慮。因此，追加熱處理之加熱速度為例如500℃/小時以下。
另一方面，若為過於低速之加熱速度，會變得難以展現如後述之本實施形態之無方向性電磁鋼板特有的晶粒成長行為。因此，追加熱處理之加熱速度的下限為30℃/小時。
最高到達溫度及維持時間，考慮到一般之弛力退火的條件，最高到達溫度為750~850℃以及於750℃以上之維持時間為0.5~100小時。
本實施形態中，藉由控制結晶組織A及結晶組織B之比率、結晶組織B之平均粒徑、結晶組織A與結晶組織B之硬度的比，可以抑制以追加熱處理而使晶粒成長時之磁特性的降低，其理由雖尚不明確，但可推測如下。
本實施形態中作為對象之無方向性電磁鋼板，會在鋼中形成夾雜物(析出物)之氮(N)含量及碳(C)含量被減低至非常低的等級。此種鋼中所形成的析出物會成為粒子徑為1.0μm以下之微細之物，而且也會形成許多0.2μm以下之析出物。此類微細析出物，例如粒子徑為0.2μm以下之微細析出物，會影響磁特性等。
當鋼中有微細析出物存在時，因析出物而被釘扎之差排會變得難以消失，且變得容易在析出物之周圍形成聚積有差排的區域(高差排密度區域)。
一般認為藉由再結晶，會容易從析出物周圍之高差排密度區域形成具有隨機方位的結晶。然而，本實施形態之無方向性電磁鋼板，如後述，有對冷軋延或溫軋延後之中間鋼板實施輕度熱處理(完工退火處理)，因而在完工退火後之鋼板中有結晶組織A殘存。在此種結晶組織A中有析出物存在的情況下，在之後以徐加熱實施追加熱處理以使再結晶進展時，會助長對無方向性電磁鋼板之磁特性而言不佳之結晶方位的發達。
相對於此，因以徐加熱進行之追加熱處理而使再結晶進展時，只要追加熱處理前之結晶組織A內的差排構造(回復組織)為已抑制起因於析出物等之高差排密度區域的形成之均質晶胞構造(或網目狀之二維構造)的話，其後之追加熱處理中對磁通密度而言較佳的方位就會發達，而變成可獲得相對較高之磁通密度。
只要結晶組織A之差排構造為均質晶胞構造，結晶組織A之維氏硬度HvA與結晶組織B之維氏硬度HvB的比(HvA/HvB)就會滿足式(1)。亦即，差排構造形成均質晶胞構造或單純之二維構造的結晶組織A，會變得比在析出物周圍形成有複雜之高差排密度區域的未再結晶組織更為軟質。該情況下，可抑制追加熱處理後磁特性之降低。 因此，本實施形態之無方向性電磁鋼板中規定式(1)，以作為表示結晶組織A之差排構造為均質晶胞構造的指標。
[製造方法] 說明上述無方向性電磁鋼板之製造方法。以下說明之製造方法為本實施形態之無方向性電磁鋼板之製造方法的一例。因此，本實施形態之無方向性電磁鋼板亦可藉由以下所說明之製造方法以外的製造方法來製造。
本實施形態之無方向性電磁鋼板之製造方法具備：將鋼胚熱軋延以製造熱軋鋼板的步驟(熱軋延步驟)、對熱軋鋼板實施退火(熱軋板退火)的步驟(熱軋板退火步驟)、對熱軋板退火後之熱軋鋼板實施冷軋延或溫軋延以製造中間鋼板的步驟(冷軋延步驟或溫軋延步驟)以及對中間鋼板實施完工退火的步驟(完工退火步驟)。以下就各步驟加以說明。
[熱軋延步驟] 　熱軋步驟中，將鋼胚熱軋延以製造熱軋鋼板。
鋼胚是以周知之方法製造。例如，以轉爐或電爐等製造熔鋼。對製造而得之熔鋼以脫氣設備等進行二次精煉，以作成具有上述化學組成之熔鋼。並使用熔鋼藉由連續鑄造法或造塊法來鑄造鋼胚。亦可將鑄造而得之鋼胚分塊軋延。
對於利用以上步驟準備而得之鋼胚實施熱軋延。熱軋延步驟中之鋼胚的較佳加熱溫度為1000~1200℃。若鋼胚之加熱溫度大於1200℃，在熱軋延前之鋼胚中，結晶粒會粗大化。如本實施形態之無方向性電磁鋼板的化學組成的Si含量高之鋼板的組織，從鋼胚的階段開始即為肥粒鐵單相。又，在熱軋延步驟中之熱歷程中，組織不會變態。因此，若鋼胚之加熱溫度過高，結晶粒會容易粗大化，而變得在熱軋延後容易有粗大加工組織(扁平組織)殘留。且粗大扁平組織在熱軋延步驟之下一步驟即熱軋板退火步驟中難以藉由再結晶而消失。若熱軋板退火組織中，有粗大扁平組織殘存，即便其後之步驟為較佳者，仍無法獲得本實施形態之無方向性電磁鋼板所要求之組織。因此，鋼胚之加熱溫度上限為1200℃。 另一方面，若鋼胚之加熱溫度過低，鋼胚之加工性會變低，且在一般之熱軋設備中的生產性會降低。因此，鋼胚之加熱溫度下限為1000℃。 且鋼胚加熱溫度的較佳上限為1180℃，更佳為1160℃。鋼胚加熱溫度的較佳下限為1050℃，更佳為1100℃。 而關於熱軋延條件，只要以周知條件進行即可。
[熱軋板退火步驟] 於熱軋板退火步驟中，對以熱軋延步驟製造而得之熱軋鋼板實施退火(熱軋板退火)。藉此，在熱軋板退火後之熱軋鋼板的組織中，將再結晶率設為95%以上，且令再結晶粒之平均粒徑為大於50μm。當再結晶率小於95%或再結晶粒之平均粒徑為50μm以下時，製品之結晶組織會成為聚積於{111}者，而磁特性差。
為了將熱軋板退火後之熱軋鋼板的組織作成如上述，熱軋板退火步驟中，會將加熱條件中750~850℃之間的平均加熱速度HR750-850 及最高到達溫度Tmax設定如下。
750~850℃之間的平均加熱速度HR750-850 ：50℃/秒以上 對於熱軋板退火中之熱軋鋼板的加熱，將750~850℃之範圍內的平均加熱速度HR750-850 設為50℃/秒以上。只要令平均加熱速度HR750-850 為50℃/秒以上之急速加熱，就可以在將熱軋延後之扁平組織中的差排密度保持地高的狀態下使再結晶及晶粒成長開始。此時，便可輕易地使扁平組織消失。又，像這樣在將差排密度保持地高的狀態下開始再結晶，然後晶粒成長而成的組織，會藉由後續進行之冷軋延或溫軋延步驟以及完工退火步驟而成為本實施形態之無方向性電磁鋼板所要求的組織。
若平均加熱速度HR750-850 過慢，扁平組織於再結晶開始前即會回復，或再結晶會以所謂「原位再結晶」之形式完成。此時，於光學顯微鏡等級之觀察下，與實施過急速加熱者之差異並不明顯。然而，因回復或原位再結晶而形成之結晶粒，與因再結晶而形成之結晶粒在結晶方位上會有不同。因此，若平均加熱速度HR750-850 過慢，冷軋鋼板及再結晶退火後之組織不會成為本實施形態之無方向性電磁鋼板所要求的組織。不須限定加熱速度之上限，設備能力之上限即為加熱速度之實質上限。
扁平組織即使在熱軋板退火後之時間點已再結晶，仍未歷經變態就形成，因此作為結晶方位而言，往特殊方位的聚積會容易變強。故，即便扁平組織在之後歷經較佳的冷軋延或溫軋延步驟、完工退火步驟，其仍會成為在以徐加熱之追加熱處理使晶粒成長時的磁特性劣化的主要原因。
適用上述平均加熱速度HR750-850 之溫度範圍的較佳下限為600℃，更佳為會開始組織之回復的450℃。適用上述平均加熱速度HR750-850 之溫度範圍的較佳上限為900℃，且更佳為950℃。亦即，將450~950℃之間的平均加熱速度設為50℃/秒以上最為理想。
最高到達溫度Tmax：900~1150℃ 將熱軋板退火中之最高到達溫度Tmax設為900~1150℃。若最高到達溫度Tmax過低，將無法獲得95%以上之再結晶組織，而最終製品之磁特性會劣化。另一方面，若最高到達溫度Tmax過高，則再結晶粒組織會變得粗大而在後續步驟變得容易破裂斷裂，導致產率明顯降低。
熱軋板退火的熱處理時間並無特別限定。熱處理時間為譬如20秒~4分鐘。
[冷軋延或溫軋延步驟] 對熱軋板退火步驟後之熱軋鋼板實施冷軋延或溫軋延。此處，所謂溫軋延意指對已加熱至150~600℃之熱軋鋼板實施軋延的步驟。
冷軋延或溫軋延中之軋縮率宜為83%以上。此處，軋縮率(%)係以下式來定義。 軋縮率(%)=(1-最後之冷軋延或溫軋延後之中間鋼板的板厚/最初之冷軋延或溫軋延開始前之熱軋鋼板的板厚)×100
若軋縮率小於83%，下一步驟之完工退火步驟所需要之再結晶核的量會不足。此時，會難以適當控制結晶組織A之分散狀態。若軋縮率為83%以上，則可確保充分之量的再結晶核。這被認為是藉由以冷軋延或溫軋延來將充分之應變導入，再結晶核便會分散及增加所致。藉由以上步驟而製造中間鋼板。
[完工退火步驟] 對以冷軋延或溫軋延步驟製造而得之中間鋼板實施完工退火。完工退火的條件如下。
最高到達溫度(退火溫度)：700~800℃ 完工退火時之最高到達溫度小於700℃時，再結晶不會充分進行。此時，無方向性電磁鋼板之磁特性會降低。而且，藉由連續退火來實施完工退火時，無法充分獲得無方向性電磁鋼板之板形狀的矯正效果。另一方面，若完工退火時之最高到達溫度大於800℃，則結晶組織A之面積率會成為小於1%，無方向性電磁鋼板之強度會降低。 由在不使生產性降低的前提下充分加熱以獲得所欲之組織的觀點來看，最高到達溫度下之均熱時間宜為1~50秒。
700~500℃之溫度範圍內之平均冷卻速度CR700-500 ：50℃/秒以上 700~500℃之溫度範圍內之平均冷卻速度CR700-500 被認為與無方向性電磁鋼板內之結晶組織A的差排構造之形成有相關。若平均冷卻速度CR700-500 小於50℃/秒，結晶組織A中之差排分散會變得不均勻，結果導致硬度比HvA/HvB大於1.000。此時，追加熱處理中之結晶方位發達會受到阻礙，而追加熱處理後之磁特性降低。另一方面，若平均冷卻速度CR700-500 為50℃/秒以上，會促進差排交纏於析出物周圍或最終之晶胞構造的固定等結晶組織A中之差排分散的均勻化，而對有助於追加熱處理中之磁特性提升的{100}及其附近之結晶方位的發達產生較佳之作用。平均冷卻速度CR700-500 之較佳下限為100℃/秒，更佳為200℃/秒。若平均冷卻速度CR700-500 大於500℃/秒，鋼板之長邊方向的溫度梯度會變得過大導致鋼板有變形之虞，因此平均冷卻速度CR700-500 之較佳上限為500℃/秒。
藉由以上步驟而製造本實施形態之無方向性電磁鋼板。
在上述製造方法中，於熱軋板退火步驟後，以1次的冷軋延或溫軋延步驟來將無方向性電磁鋼板之板厚作成最終板厚。
[絕緣被覆步驟] 上述製造方法亦可更進一步對完工退火步驟後之無方向性電磁鋼板的表面實施形成絕緣被覆的步驟(絕緣被覆步驟)，以減低鐵損。絕緣被覆步驟只要以周知之方法實施即足夠。為確保良好之衝孔性，是以形成含樹脂之有機被覆較佳。又，另一方面當重視熔接性時，則以形成半有機或無機被覆為佳。
無機成分為例如重鉻酸-硼酸系、磷酸系、氧化矽系等。有機成分為例如一般之丙烯酸系、丙烯酸苯乙烯系、丙烯酸矽系、矽系、聚酯系、環氧系、氟系之樹脂。當考慮到塗裝性時，較佳之樹脂為乳液型的樹脂。亦可施予能藉由加熱及/或加壓而發揮接著能力之絕緣被覆。具有接著能力之絕緣被覆為例如丙烯酸系、酚系、環氧系、三聚氰胺系之樹脂。
[實施例1] 以下，藉由實施例更具體說明本發明之態樣。該等實施例為用以確認本發明效果之一例，並未限定本發明。
[製造步驟] 準備具有表1所示化學組成之鋼胚。
[表1]
對具有表1所記載之成分的鋼胚，以表2所示鋼胚加熱溫度加熱並實施熱軋延，而製造出2.2mm板厚之熱軋鋼板。熱軋延時之完工溫度FT(℃)及捲取溫度CT(℃)係如表2。
[表2]
對所製造之熱軋鋼板實施了熱軋板退火。熱軋板退火中，對於任一個試驗號碼，750~850℃之溫度範圍內之平均加熱速度HR750-850 皆為50℃/秒。而且，最高到達溫度為900℃且維持時間為2分鐘。
對熱軋板退火後之熱軋鋼板，針對試驗號碼1-1~1-22、1-24~1-26實施冷軋延，針對試驗號碼1-23則於200℃下實施溫軋延而製造出中間鋼板。對於任一個試驗號碼，冷軋延時之軋縮率皆為88%。藉由以上步驟製造出板厚0.27mm之中間鋼板(冷軋鋼板)。
對中間鋼板實施了完工退火。完工退火之最高到達溫度係如表2所示，且任一個試驗號碼之維持時間皆為30秒。又，700~500℃之溫度範圍內之平均冷卻速度CR700-500 ，對於任一個試驗號碼皆為100℃/秒。
對完工退火後之無方向性電磁鋼板，被覆含有磷酸系無機物與環氧系有機物之周知的絕緣被膜。藉由以上步驟製造出各試驗號碼之無方向性電磁鋼板。確認分析完工退火後之無方向性電磁鋼板，結果化學組成如表1。
[評估試驗] 對製造而得之各試驗號碼之無方向性電磁鋼板實施了以下評估試驗。
[對完工退火後之無方向性電磁鋼板的評估試驗] [結晶組織測定試驗] 採取各試驗號碼之完工退火後之無方向性電磁鋼板的包含平行於軋延面的截面之試樣。上述截面是設為表面起在板厚方向上板厚之1/4深度位置的截面。並以相當於該截面之試樣表面作為觀察面。
對試樣之觀察面，在以電解研磨調整表面後，實施利用有電子背向散射繞射法(EBSD)之結晶組織解析。藉由EBSD解析，在觀察面中，以結晶方位差為15°以上之邊界作為晶粒邊界，將被上述晶粒邊界包圍之各個區域判斷為一個結晶粒，並以包含10000個以上結晶粒之區域(觀察區域)為觀察對象。在觀察區域中，將具有與各結晶粒面積同等之面積的圓之直徑(圓等效直徑)定義為各結晶粒之粒徑。 將粒徑為100μm以上之結晶粒所構成的區域定義為結晶組織A，並求出其面積率(%)。又，將直徑小於100μm之結晶粒所構成的區域定義為結晶組織B，並求出其平均結晶粒徑(μm)。該等之測定係利用觀察區域之圖像解析來求出。
[結晶組織之硬度] 在結晶組織A之區域內任意的20點上，實施了以JIS Z 2244(2009)為準據之維氏硬度試驗。試驗力(荷重)是設為50g。並將所得之維氏硬度的平均值設為結晶組織A之硬度HvA。
同樣地，在結晶組織B之區域內任意的20點上，實施了以JIS Z 2244(2009)為準據之維氏硬度試驗。試驗力(荷重)是設為50g。並將所得之維氏硬度的平均值設為結晶組織B之硬度HvB。
[拉伸試驗] 由各試驗號碼之無方向性電磁鋼板製作出JIS Z 2241(2011)所規定之JIS5號拉伸試驗片。各拉伸試驗片之平行部係與無方向性電磁鋼板之軋延方向平行。使用所製作之拉伸試驗片，依據JIS Z 2241(2011)，在常溫、大氣中實施拉伸試驗，求出拉伸強度TS(MPa)。
[磁特性評估試驗] 準備愛普斯坦試驗片，該愛普斯坦試驗片是依據JIS C 2550-1(2011)，由各試驗號碼之無方向性電磁鋼板在軋延方向(L方向)及軋延直角方向(C方向)上分別切出而得。對愛普斯坦試驗片，實施以JIS C 2550-1(2011)及2550-3(2011)為準據之電磁鋼帶試驗方法，求出磁特性(磁通密度B50 及鐵損W10/400 )。將追加熱處理前之藉由本試驗所得之磁通密度B50 定義為磁通密度BA(T)。
[追加熱處理後之無方向性電磁鋼板中的磁特性評估試驗] 準備愛普斯坦試驗片，該愛普斯坦試驗片是依據JIS C 2550-1(2011)，由各試驗號碼之無方向性電磁鋼板在軋延方向(L方向)及軋延直角方向(C方向)上分別切出而得。對愛普斯坦試驗片，在氮氣環境中將加熱速度設為100℃/小時、最高到達溫度設為800℃、並將在最高到達溫度800℃下之維持時間設為2小時，實施了追加熱處理。
對追加熱處理後之愛普斯坦試驗片，依據JIS C 2550-1(2011)及2550-3(2011)求出磁特性(磁通密度B50 及鐵損W10/400 )。將追加熱處理後之藉由本試驗所得之磁通密度B50 定義為磁通密度BB(T)。
[試驗結果] 將上述評估試驗所得之結果顯示於表2。
試驗號碼1-1~1-3、1-13、1-15及1-17~23之無方向性電磁鋼板的化學組成為適當，製造條件亦適當。其結果，結晶組織A之面積率為1~30%，且結晶組織B之平均粒徑為25μm以下。而且，結晶組織A之硬度HvA與結晶組織B之硬度HvB的比(HvA/HvB)為1.000以下。拉伸強度TS為600MPa以上，顯示出優異強度。
而且，追加熱處理後之磁通密度BB為1.65T以上，鐵損W10/400 小於12.5W/kg，可獲得優異磁特性。並且，追加熱處理後之磁通密度BB相對於追加熱處理間之磁通密度BA的比(BB/BA)為0.980以上，在追加熱處理後仍可抑制磁通密度之降低。
另一方面，試驗號碼1-4及1-5中，鋼胚加熱溫度過高。因此，硬度比HvA/HvB大1.000。其結果，追加熱處理後之磁通密度BB為小於1.65T而較低，且BB/BA也小於0.980。
試驗號碼1-6中，化學組成適當，且鋼胚加熱溫度也適當。然而，完工退火之最高到達溫度大於800℃。因此，結晶組織A之面積率成為小於1%，而拉伸強度TS小於600MPa而較低。
試驗號碼1-7~1-12、1-14及1-16中不論何者的S含量皆過高。因此，鐵損W10/400 較12.5W/kg大。試驗號碼1-10及1-11中，鋼胚加熱溫度亦過高。因此，硬度比HvA/HvB大於1.000。其結果，追加熱處理後之磁通密度BB為小於1.65T而較低，且BB/BA也小於0.980。
試驗號碼1-24中，C含量超出本發明範圍。其結果，追加熱處理後之磁通密度BB小於1.65T而較低，且鐵損W10/400 較12.5W/kg大。 試驗號碼1-25中，Si含量超出本發明範圍。其結果，無法達成充分之高強度化。 試驗號碼1-26中，Mn含量超出本發明範圍。其結果，追加熱處理後之磁通密度BB小於1.65T而較低，且鐵損W10/400 較12.5W/kg大，BB/BA也小於0.980。
[實施例2] 準備有表1中鋼種A、B、C及D的鋼胚。對所準備之鋼胚，以1120℃之鋼胚加熱溫度加熱，並實施熱軋延而製造出熱軋鋼板。熱軋延時之完工溫度FT為890~920℃，捲取溫度CT為590~630℃。
對製造而得之熱軋鋼板，以表3所示條件實施熱軋板退火。將實施熱軋板退火後之熱軋鋼板酸洗。對酸洗後之熱軋鋼板，以88%之軋縮率實施冷軋延，而製造出板厚0.27mm的中間鋼板(冷軋鋼板)。 又，由熱軋板退火後之熱軋鋼板的一部分採取試樣，在與軋延方向垂直的截面中觀察微觀組織，並觀察了再結晶率及再結晶粒之平均粒徑。 具體而言，再結晶率是觀察光學顯微鏡組織，而以除去因硝太蝕劑蝕刻而看起來為黑色之區域的部分的比率來定義。又，再結晶粒之平均粒徑是將粒徑定義為使用總厚度皆進入視野內之微觀組織照片並以線分法測量平均切片長度，且令其為1.13倍者。此時，線條是設為平行板厚方向，且以晶界與線條交叉之點數大於200的方式來決定線條的數量。 其結果，試驗號碼2-3、2-4、2-12中，再結晶率為95%以上，且再結晶粒之平均粒徑為大於50μm。相對於此，試驗號碼2-1之再結晶率為93%。
[表3]
對中間鋼板實施了完工退火。完工退火中之最高到達溫度如表3所示。維持時間皆為30秒。且平均冷卻速度CR700-500 皆為100℃/秒。
對完工退火後之無方向性電磁鋼板，被覆含有磷酸系無機物與環氧系有機物之周知的絕緣被膜。藉由以上步驟製造出各試驗號碼之無方向性電磁鋼板。確認分析完工退火後之無方向性電磁鋼板，結果化學組成如表1。
[評估試驗] 利用與實施例1相同之方法，對完工退火後之無方向性電磁鋼板求出：結晶組織A之面積率(%)、結晶組織B之平均結晶粒徑(μm)、結晶組織A之維氏硬度HvA、結晶組織B之維氏硬度HvB、拉伸強度TS(MPa)、追加熱處理前之磁通密度BA及鐵損W10/400 。
並且，利用與實施例1相同方法，求出追加熱處理後之無方向性電磁鋼板的磁特性(磁通密度BB及鐵損W10/400 )。
[試驗結果] 所得結果顯示於表3。
試驗號碼2-3、2-4及2-12之無方向性電磁鋼板的化學組成適當，且製造條件亦適當。其結果，結晶組織A之面積率為1~30%，且結晶組織B之平均粒徑為25μm以下。而且，結晶組織A之硬度HvA與結晶組織B之硬度HvB的比(HvA/HvB)為1.000以下。因此，拉伸強度TS為600MPa以上，顯示出優異強度。
而且，追加熱處理後之磁通密度BB為1.65T以上，鐵損W10/400 小於12.5W/kg，可獲得優異磁特性。並且，追加熱處理後之磁通密度BB相對於追加熱處理間之磁通密度BA的比(BB/BA)為0.980以上，在追加熱處理後仍可抑制磁通密度之降低。
另一方面，試驗號碼2-1、2-2及2-11中，平均加熱速度HR750-850 小於50℃/秒。因此，硬度比HvA/HvB大於1.000。其結果，追加熱處理後之磁通密度BB小於1.65T而較低，且BB/BA也小於0.980。
試驗號碼2-5中，完工退火中之最高到達溫度大於800℃。因此，結晶組織A之面積率成為小於1%，而拉伸強度TS小於600MPa而較低。
試驗號碼2-6~2-10、2-13及2-14中，S含量高。因此，鐵損W10/400 為12.5W/kg以上。試驗號碼2-6、2-7中，平均加熱速度HR750-850 還小於50℃/秒。因此，硬度比HvA/HvB大於1.000。其結果，追加熱處理後之磁通密度BB小於1.65T而較低，且BB/BA也小於0.980。
試驗號碼2-11中，平均加熱速度HR750-850 小於50℃/秒。因此，硬度比HvA/HvB大於1.000。其結果，追加熱處理後之磁通密度BB小於1.65T而較低，且BB/BA也小於0.980。
試驗號碼2-15中，完工退火中之最高到達溫度大於800℃。因此，結晶組織B之平均粒徑變得較25μm大，且拉伸強度TS小於600MPa而較低。
[實施例3] 準備表1中之鋼種C~F的鋼胚。對所準備之鋼胚，以1180℃之鋼胚加熱溫度加熱，並實施熱軋延而製造出熱軋鋼板。熱軋延時之完工溫度FT為890~920℃，而捲取溫度CT則為590~630℃。
對所製造之熱軋鋼板實施了熱軋板退火。熱軋板退火中，對於任一個試驗號碼，750~850℃之溫度範圍內之平均加熱速度HR750-850 皆為50℃/秒。而且，最高到達溫度為900℃，維持時間為2分鐘。
將實施熱軋板退火後之熱軋鋼板酸洗。對酸洗後之熱軋鋼板，以87%之軋縮率實施冷軋延，而製造出板厚0.25mm的中間鋼板(冷軋鋼板)。
對中間鋼板實施了完工退火。完工退火中之退火溫度(最高到達溫度)、維持時間及平均冷卻速度CR700-500 如表4所示。
對完工退火後之無方向性電磁鋼板，被覆含有磷酸系無機物與環氧系有機物之周知的絕緣被膜。藉由以上步驟製造出各試驗號碼之無方向性電磁鋼板。確認分析完工退火後之無方向性電磁鋼板，結果化學組成如表1。
[表4]
[評估試驗] 利用與實施例1相同之方法，對完工退火後之無方向性電磁鋼板求出：結晶組織A之面積率(%)、結晶組織B之平均結晶粒徑(μm)、結晶組織A之維氏硬度HvA、結晶組織B之維氏硬度HvB、拉伸強度TS(MPa)、追加熱處理前之磁通密度BA及鐵損W10/400 。
並且，利用與實施例1相同方法，求出追加熱處理後之無方向性電磁鋼板的磁特性(磁通密度BB及鐵損W10/400 )。
[試驗結果] 所得結果顯示於表4。
試驗號碼3-3、3-4及3-12之無方向性電磁鋼板的化學組成適當，且製造條件亦適當。其結果，結晶組織A之面積率為1~30%，且結晶組織B之平均粒徑為25μm以下。而且，結晶組織A之硬度HvA與結晶組織B之硬度HvB的比(HvA/HvB)為1.000以下。因此，拉伸強度TS為600MPa以上，顯示出優異強度。
而且，追加熱處理後之磁通密度BB為1.65T以上，鐵損W10/400 在10.0W/kg以下，可獲得優異磁特性。並且，追加熱處理後之磁通密度BB相對於追加熱處理間之磁通密度BA的比(BB/BA)為0.980以上，在追加熱處理後仍可抑制磁通密度之降低。
另一方面，試驗號碼3-1、3-2及3-11中，化學組成雖然適當，但平均冷卻速度CR700-500 小於50℃/秒。因此，硬度比HvA/HvB大於1.000。其結果，追加熱處理後之磁通密度BB小於1.65T而較低，且BB/BA也小於0.980。並且鐵損W10/400 僅降低至大於10.0W/kg的值，而未充分發揮追加熱處理的效果。
試驗號碼3-5中，完工退火中之最高到達溫度大於800℃。因此，結晶組織A之面積率成為小於1%，而拉伸強度TS小於600MPa而較低。
試驗號碼3-6~3-10、3-13及3-14中，S含量高。因此，鐵損W10/400 大於10.0W/kg。
試驗號碼3-6、3-7及3-13中，平均冷卻速度CR700-500 還小於50℃/秒。因此，硬度比HvA/HvB大於1.000。其結果，追加熱處理後之磁通密度BB小於1.65T而較低，且BB/BA也小於0.980。
[實施例4] 準備表1中鋼種A之鋼胚。試驗號碼4-1~4-5中，對所準備之鋼胚以1180℃之鋼胚加熱溫度加熱，並實施熱軋延而製造出熱軋鋼板。另一方面，試驗號碼4-6~4-9中，鋼胚加熱溫度為1240℃，大於1200℃。 對於任一個試驗號碼，熱軋延時之完工溫度FT皆為890~920℃，且捲取溫度CT為590~630℃。
對所製造之熱軋鋼板實施了熱軋板退火。熱軋板退火之750~850℃之溫度範圍內之平均加熱速度HR750-850 ，在試驗號碼4-1~4-5中為60℃/秒，試驗號碼4-6~4-9則為30℃/秒。而且，對於任一個試驗號碼，最高到達溫度皆為900℃且維持時間為2分鐘。
將實施熱軋板退火後之熱軋鋼板酸洗。對酸洗後之熱軋鋼板，以87%之軋縮率實施冷軋延，而製造出板厚0.25mm的中間鋼板(冷軋鋼板)。
對中間鋼板實施了完工退火。完工退火中，除試驗號碼4-1之外的其他試驗號碼之最高到達溫度為750℃，僅試驗號碼4-1之最高到達溫度為840℃。又，任一個試驗號碼之維持時間皆為30秒。並且，700~500℃之溫度範圍內之平均冷卻速度CR700-500 ，在試驗號碼4-1~4-5中為100℃/秒，在試驗號碼4-6~4-9中為40℃/秒。
對完工退火後之無方向性電磁鋼板，被覆含有磷酸系無機物與環氧系有機物之周知的絕緣被膜。藉由以上步驟製造出各試驗號碼之無方向性電磁鋼板。確認分析完工退火後之無方向性電磁鋼板，結果化學組成如表1。
[評估試驗] 利用與實施例1相同之方法，對完工退火後之無方向性電磁鋼板求出：結晶組織A之面積率(%)、結晶組織B之平均結晶粒徑(μm)、結晶組織A之維氏硬度HvA、結晶組織B之維氏硬度HvB、拉伸強度TS(MPa)、追加熱處理前之磁通密度BA及鐵損W10/400 。
[追加熱處理後之無方向性電磁鋼板中的磁特性評估試驗] 準備愛普斯坦試驗片，該愛普斯坦試驗片是依據JIS C 2550-1(2011)，由各試驗號碼之無方向性電磁鋼板在軋延方向(L方向)及軋延直角方向(C方向)上分別切出而得。對愛普斯坦試驗片，在氮氣環境中以表5所示加熱速度(℃/小時)、最高到達溫度(℃)、在800℃下之維持時間(小時)實施了追加熱處理。 [表5]
對追加熱處理後之愛普斯坦試驗片，實施以JIS C 2550-1(2011)及2550-3(2011)為準據之電磁鋼帶試驗方法，求出磁特性(磁通密度B50 及鐵損W10/400 )。將追加熱處理後之藉由本試驗所得之磁通密度B50 定義為磁通密度BB(T)。
[試驗結果] 所得結果顯示於表5。 試驗號碼4-2~4-5之素材即維持完工退火之狀態之無方向性電磁鋼板的化學組成為適當，且製造條件亦適當。其結果，結晶組織A之面積率為1~30%，且結晶組織B之平均粒徑為25μm以下。而且，結晶組織A之硬度HvA與結晶組織B之硬度HvB的比(HvA/HvB)為1.000以下。拉伸強度TS為600MPa以上，顯示出優異強度。
而且，以適當條件對上述素材施行追加熱處理之試驗號碼4-3~4-5，其等特性之追加熱處理後之磁通密度不遜於追加熱處理前之磁通密度或有提升。相較於其他試驗號碼4-3~4-5，試驗號碼4-2之追加熱處理的加熱速度較慢，且追加熱處理後之磁通密度雖有降低，但BB/BA仍在0.980以上，而可充分抑制磁通密度之降低。
另一方面，試驗號碼4-6~4-9之素材即製造條件不適當之維持完工退火之狀態之無方向性電磁鋼板，在進行了加熱速度慢之追加熱處理的情況下，追加熱處理後之磁通密度降低很明顯，而BB/BA小於0.980。由以上結果來看，可知為了抑制磁通密度之降低，必須將追加熱處理中之加熱速度設為與連續退火程度相當的急速加熱，且可知在實用上實施之弛力退火中，其等為無法避免磁通密度之降低的素材。又，針對鐵損，在所有材料中，均降低至與追加熱處理所造成之晶粒成長及應變除去相應的等級。
以上，說明了本發明之實施形態。然而，上述實施形態僅為用以實施本發明之例示。因此，本發明並不受限於上述實施形態，可在不脫離該主旨之範圍內適當變更上述實施形態而實施。
產業上之可利用性 根據本發明，可以獲得具有高強度且在追加熱處理後磁特性仍優異之無方向性電磁鋼板及其製造方法。本發明之無方向性電磁鋼板可廣泛適用於要求高強度且要求優異磁特性之用途。尤其，特別適用於渦輪發電機、電動汽車及動力混合車之驅動馬達、工作機械用馬達等以高速旋轉機之轉子為典型例之施加有強大應力的零件用途。又，適用於由同一塊鋼板來製造高速旋轉馬達之轉子材料與定子材料的用途。

Claims (3)

  1. 一種無方向性電磁鋼板，該無方向性電磁鋼板之特徵在於： 其化學組成以質量%計含有： C：0.0100%以下、 Si：大於3.0%且5.0%以下、 Mn：0.1~3.0%、 P：0.20%以下、 S：0.0018%以下、 N：0.0040%以下、 Al：0~0.9%、 選自Sn及Sb之1種以上：0~0.100%、 Cr：0~5.0%、 Ni：0~5.0%、 Cu：0~5.0%、 Ca：0~0.010%、以及 稀土類元素(REM)：0~0.010%，且 剩餘部分由Fe及不純物所構成； 前述無方向性電磁鋼板之平行於軋延面的截面中， 以粒徑為100μm以上之結晶粒所構成之結晶組織A的面積率為1~30%， 前述結晶組織A以外之結晶組織即結晶組織B之平均粒徑為25μm以下，且 前述結晶組織A之維氏硬度HvA與前述結晶組織B之維氏硬度HvB滿足式(1)， HvA/HvB≦1.000　(1)。
  2. 如請求項1之無方向性電磁鋼板，其中前述化學組成含有選自於由以下元素所構成群組之1種以上元素： Al：0.0001~0.9%、 選自Sn及Sb之1種以上：0.005~0.100%、 Cr：0.5~5.0%、 Ni：0.05~5.0%、 Cu：0.5~5.0%、 Ca：0.0010~0.0100%、及 稀土類元素(REM)：0.0020~0.0100%以下。
  3. 一種無方向性電磁鋼板之製造方法，係製造如請求項1之無方向性電磁鋼板的方法， 其特徵在於具備以下步驟： 製造熱軋鋼板的步驟，以1000~1200℃加熱具有如請求項1之前述化學組成的鋼胚之後，實施熱軋延以製造熱軋鋼板； 實施熱軋板退火的步驟，對前述熱軋鋼板實施熱軋板退火，該熱軋板退火是將750~850℃中之平均加熱速度設為50℃/秒以上，且將最高到達溫度設為900~1150℃； 製造中間鋼板的步驟，對前述熱軋板退火後之前述熱軋鋼板以軋縮率83%以上實施冷軋延或溫軋延以製造中間鋼板；及 實施完工退火的步驟，對前述中間鋼板實施完工退火，該完工退火是將最高到達溫度設為700~800℃，且將700~500℃之溫度範圍內之平均冷卻速度設為50℃/秒以上。
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