TW201940714A

TW201940714A - 無方向性電磁鋼板

Info

Publication number: TW201940714A
Application number: TW108110281A
Authority: TW
Inventors: 村川鐵州; 藤村浩志; 鹿野智
Original assignee: 日商新日鐵住金股份有限公司
Priority date: 2018-03-26
Filing date: 2019-03-25
Publication date: 2019-10-16
Also published as: KR20200118194A; US11111567B2; BR112020014943A2; WO2019188940A1; US20210108296A1; EP3783126A4; CN111868280B; JP7028313B2; EP3783126B1; PL3783126T3; TWI697570B; EP3783126A1; KR102452923B1; JPWO2019188940A1; CN111868280A

Abstract

一種無方向性電磁鋼板，特徵在於具有以下所示之化學組成：C：0.0030%以下，Si：2.00%~4.00%，Al：0.01%~3.00%，Mn：0.10%~2.00%，P：0.005%~0.200%，S：0.0030%以下，Cu：大於1.0%且3.0%以下，Ni：0.10%~3.0%，粗大析出物生成元素一種以上：總計為大於0.0005%且0.0100%以下，令Si含量(質量%)為[Si]，Al含量(質量%)為[Al]且Mn含量(質量%)為[Mn]時參數Q(Q＝[Si]＋2[Al]-[Mn])：2.00以上，Sn：0.00%~0.40%，Cr：0.0%~10.0%，及剩餘部分：Fe及雜質；並且，具有低於100nm之徑長的Cu單體粒子每10μm² 有5個以上；{100}結晶方位強度在2.4以上；厚度為0.10mm~0.60mm；平均結晶粒徑為70μm~200μm。

Description

無方向性電磁鋼板

本發明是關於無方向性電磁鋼板。
本案基於2018年3月26日在日本提申之日本專利申請案特願2018-058264號主張優先權，並在此援用其內容。

無方向性電磁鋼板是用於例如馬達之鐵芯。對於無方向性電磁鋼板，在與該板面平行之所有的方向(以下，有時稱作「板面內之全方向」)上會要求優異的磁特性，例如低鐵損及高磁通密度。尤其用於HEV(混合動力車輛, Hybrid Electric Vehicle)用馬達的無方向性電磁鋼板，益趨追求在近1萬rpm之超高速旋轉下有良好的性能。
在該旋轉數下，益需具有可耐受離心力的強度，高頻鐵損優良、且磁通密度高的材料，另一方面亦要求材料的延展性以於加工時不產生缺陷。

先前技術文獻
專利文獻
專利文獻1：日本專利特開平03-126845號公報
專利文獻2：日本專利特開2006-124809號公報
專利文獻3：日本專利特開昭61-231120號公報
專利文獻4：日本專利特開2004-197217號公報
專利文獻5：日本專利特開平05-140648號公報
專利文獻6：日本專利特開2008-132534號公報
專利文獻7：日本專利特開2004-323972號公報
專利文獻8：日本專利特開昭62-240714號公報
專利文獻9：日本專利特開2011-157603號公報
專利文獻10：日本專利特開2008-127659號公報

發明欲解決之課題
本發明之目的在於提供一種磁特性優異且強度及延展性優異的無方向性電磁鋼板。

用以解決課題之手段
本發明人等為解決上述課題，進行了精闢研討。結果發現，設定為適當化學組成、厚度及平均結晶粒徑是很重要的。也發現到在上述無方向性電磁鋼板的製造上，重要的是，在製得熱軋鋼帶等可供於冷軋延之鋼帶時，控制鋼液之鑄造或急速凝固中之柱狀晶率及平均結晶粒徑，並控制冷軋延之軋縮率，且控制完工退火時之通板張力及冷卻速度。

本發明人等根據前述知識見解一而再，再而三地進行精闢研討之結果，想出以下所示之發明的各種態樣。

(1)本發明之一態樣的無方向性電磁鋼板具有以下所示之化學組成：
以質量%計，
C：0.0030%以下，
Si：2.00%~4.00%，
Al：0.01%~3.00%，
Mn：0.10%~2.00%，
P：0.005%~0.200%，
S：0.0030%以下，
Cu：大於1.0%且3.0%以下，
Ni：0.10%~3.0%，
選自於由Mg、Ca、Sr、Ba、Ce、La、Nd、Pr、Zn及Cd所構成群組中之一種以上：總計為大於0.0005%且0.0100%以下，
令Si含量(質量%)為[Si]、Al含量(質量%)為[Al]、Mn含量(質量%)為[Mn]時，式1所示參數Q：2.00以上，
Sn：0.00%~0.40%，
Cr：0.0%~10.0%，及
剩餘部分：Fe及雜質；
並且，具有低於100nm之徑長的Cu單體粒子每10μm² 有5個以上，
{100}結晶方位強度為2.4以上，
厚度為0.10mm~0.60mm，
平均結晶粒徑為70μm~200μm。
Q=[Si]+2[Al]-[Mn] (式1)

(2)上述(1)所記載之無方向性電磁鋼板亦可滿足以下條件：
前述化學組成中，Sn：0.02%~0.40%。
(3)上述(1)或(2)所記載之無方向性電磁鋼板亦可滿足以下條件：
前述化學組成中，Cr：0.2%~10.0%。

發明效果
依據本發明，因化學組成、厚度及平均結晶粒徑適當之故，可提供一種磁特性優異且強度及延伸性優異的無方向性電磁鋼板。

以下，就本發明之實施形態詳細說明。本發明自當不受以下實施形態限定詮釋。

首先，說明本發明實施形態的無方向性電磁鋼板及其製造所使用之鋼液的化學組成。詳細內容將於後說明，本發明實施形態的無方向性電磁鋼板是歷經鋼液之鑄造及熱軋延或鋼液之急速凝固、冷軋延、及完工退火等來製造。因此，無方向性電磁鋼板及鋼液之化學組成，不僅考慮到無方向性電磁鋼板的特性，還考慮了上述處理。

於以下說明中，無方向性電磁鋼板或鋼液所含的各元素含量之單位即「%」，只要無特別申明則意指「質量%」。
另外，下述的數值限定範圍，其下限值及上限值係包含於該範圍中。顯示為「大於」或「小於」的數值，該值並不包含在數值範圍內。關於各元素含量之「%」，係意指「質量%」。

本實施形態之無方向性電磁鋼板具有以下所示之化學組成：
C：0.0030%以下，
Si：2.00%~4.00%，
Al：0.01%~3.00%，
Mn：0.10%~2.00%，
P：0.005%~0.200%，
S：0.0030%以下，
Cu：大於1.0%且3.0%以下，
Ni：0.10%~3.0%，
選自於由Mg、Ca、Sr、Ba、Ce、La、Nd、Pr、Zn及Cd所構成群組中之一種以上：總計為大於0.0005%且0.0100%以下，
令Si含量(質量%)為[Si]、Al含量(質量%)為[Al]、Mn含量(質量%)為[Mn]時式1所示參數Q：2.00以上，
Sn：0.00%~0.40%，
Cr：0.0%~10.0%，及
剩餘部分：Fe及雜質。
Q=[Si]+2[Al]-[Mn] (式1)
雜質可舉例礦石或廢料等原材料所含者、於製造步驟中所含者。

(C：0.0030%以下)
C會提高鐵損、或引起磁老化。因此，C含量越低越好。上述現象在C含量大於0.0030%時十分顯著。故，要將C含量設為0.0030%以下。減低C含量也有助於均一提升板面內之全方向上的磁特性。
C含量的上限值以0.0020較佳。C含量的下限值雖越低越好，但並無特別限制，若考量從鋼中去除C的成本，則宜為0.0005以上。

(Si：2.00%~4.00%)
Si可增大電阻，減少渦電流損耗，而減低鐵損，或可增大降伏比而提升對鐵芯之衝孔加工性。
若Si含量低於2.00%，便無法充分獲得該些作用效果。因此，要將Si含量設在2.00%以上。另一方面，若Si含量大於4.00%，則磁通密度會降低、或者會因硬度過度上升而使衝孔加工性降低或冷軋延變得困難。因此，要將Si含量設在4.00%以下。
Si含量的下限值以2.30%為佳，2.50%較佳。Si含量的上限值以3.70%為佳，3.50%較佳。

(Al：0.01%~3.00%)
Al可增大電阻，減少渦電流損耗，而減低鐵損。
Al也有助於提升相對於飽和磁通密度的磁通密度B50其相對大小。在此，所謂磁通密度B50是5000A/m之磁場中的磁通密度。若Al含量低於0.01%，便無法充分獲得此等作用效果。因此，要將Al含量設在0.01%以上。另一方面，若Al含量大於3.00%，則磁通密度會降低、或降伏比會降低而使衝孔加工性降低。因此，要將Al含量設在3.00%以下。
Al含量的下限值以0.10%為佳、0.20%較佳。Al含量的上限值以2.50%為佳、2.00%較佳。

(Mn：0.10%~2.00%)
Mn可增大電阻，減少渦電流損耗，而減低鐵損。當含有Mn時，藉由一次再結晶所得之集合組織，容易成為與板面平行的面為{100}面之結晶(以下，有時稱作「{100}結晶」)發達者。對於均一提升板面內之全方向上的磁特性，{100}結晶為較佳的結晶。

又，Mn含量越高，MnS之析出溫度就會越高，而析出之MnS也會變得越大。因此，Mn含量越高，則在完工退火中會阻礙再結晶及結晶粒成長的粒徑100nm左右微細MnS便越難以析出。
若Mn含量低於0.10%，便無法充分獲得此等作用效果。因此，要將Mn含量設在0.10%以上。另一方面，若Mn含量大於2.00%，則在完工退火中結晶粒無法充分成長，鐵損會增大。因此，要將Mn含量設在2.00%以下。
Mn含量的下限值以0.15%為佳、0.20%較佳。Mn含量的上限值以1.50%為佳、1.00%較佳。

(P：0.005%~0.200%)
P具有使無方向性電磁鋼板之強度提升的效果。當P含量低於0.005%，便無法獲得提升強度的效果。又，P含量若大於0.200%便會降低加工性，故要將P含量設為0.005%~0.200%。
P含量的下限值以0.008%為佳、0.010%較佳。P含量的上限值以0.180%為佳、0.150%較佳。

(S：0.0030%以下)
S並非必要元素，且是作為例如鋼中的雜質而含有。
S會因微細MnS的析出，而阻礙完工退火中之再結晶及結晶粒的成長。因此，S含量越低越好。上述阻礙再結晶及結晶粒成長導致鐵損增加及磁通密度降低，在S含量大於0.0030%時相當顯著。因此，要將S含量設在0.0030%以下。
S含量的上限值以0.0025%為佳、0.0020%較佳。S含量的下限值雖越低越好，但無特別限制，因徒增從鋼中去除S的成本，故宜為0.0005以上。

(Cu：1.0%超3.0%以下)
Cu是要獲得高強度之無方向性電磁鋼板的必要元素。
當Cu含量為1.0%以下，強度便會不足。又，Cu含量若大於3.0%，韌性便顯著降低並變得容易破裂。因此，Cu含量要設為大於1.0%且3.0%以下。
Cu含量的下限值以1.2%為佳、1.5%較佳。Cu含量的上限值以2.5%為佳、2.0%較佳。

(Ni：0.10%~3.0%)
Ni是要提升延伸性的必要元素。
詳如後述，惟特別當{100}結晶方位強度為2.4以上而含有大於1.0%且3.0%以下之Cu、並且含有大於0.0005%且0.0100%以下之選自於由Mg、Ca、Sr、Ba、Ce、La、Nd、Pr、Zn及Cd所構成群組中一種以上元素時，藉由以0.10%~3.0%之範圍添加Ni可發揮提升延伸性的效果。
當Ni低於0.10%便無法獲得該效果。另一方面，Ni含量若大於3.0%，延伸性反而會降低。因此，Ni含量要設為0.10%~3.0%。
又，Ni含量的下限值以0.15%為佳、0.20%較佳。Ni含量的上限值以2.5%為佳、2.2%較佳。

(選自於由Mg、Ca、Sr、Ba、Ce、La、Nd、Pr、Zn及Cd所構成群組中之一種以上：總計大於0.0005%且0.0100%以下)
Mg、Ca、Sr、Ba、Ce、La、Nd、Pr、Zn、及Cd，在鋼液之鑄造或急速凝固時，會與鋼液中的S反應而生成硫化物、氧硫化物、或其等兩者之析出物。
以下，有時會將Mg、Ca、Sr、Ba、Ce、La、Nd、Pr、Zn、及Cd總稱為「粗大析出物生成元素」。

包含粗大析出物生成元素之析出物粒徑為1μm~2μm左右，遠遠大於MnS、TiN、AlN等微細析出物的粒徑(100nm左右)。因此，已在晶界生成之此等微細析出物，會附著於粗大析出物生成元素之析出物上，而變得不易阻礙完工退火時的再結晶及結晶粒的成長。

若粗大析出物生成元素的含量總計在0.0005%以下，便無法充分獲得此等作用效果。因此，要將粗大析出物生成元素之含量設為總計大於0.0005%。另一方面，若粗大析出物生成元素之含量總計大於0.0100%，則硫化物、氧硫化物、或該二者之總量會變得過剩，而會阻礙完工退火時的再結晶及結晶粒的成長。因此，要將粗大析出物生成元素之含量設為總計在0.0100%以下。
粗大析出物生成元素之含量的下限值以0.0010%為佳、0.0020%較佳。粗大析出物生成元素之含量的上限值以0.0090%為佳、0.0080%較佳。

(參數Q：2.00以上)
為了抑制肥粒鐵-沃斯田鐵變態(α-γ變態)的發生，要將參數Q之值設為2.00以上。

若式1所示參數Q小於2.00，便可能發生肥粒鐵-沃斯田鐵變態(α-γ變態)。因此，在鋼液鑄造或急速凝固之際，會有先前生成之柱狀晶因α-γ變態而受到破壞、或平均結晶粒徑變小的情況。又，有時也會在完工退火時發生α-γ變態。因此，若參數Q小於2.00，便無法獲得所欲之磁特性。

參數Q只要在2.00以上就不會行α-γ變態故不特別定上限，惟從本發明的Si、Al及Mn的界定範圍來看自當為10以下。
參數Q的下限值宜為2.50。

Sn及Cr並非必要元素，且是能以預定量為限度而適當含有於無方向性電磁鋼板中的任意元素。

(Sn：0.00%~0.40%)
Sn可於一次再結晶中使適於提升磁特性的結晶發達。因此，當含有Sn時，便容易於一次再結晶中獲得{100}結晶發達之集合組織，前述{100}結晶適於均一提升板面內之全方向上的磁特性。Sn可抑制完工退火時之鋼板表面的氧化及氮化、或抑制結晶粒大小之不一致。因此，亦可含有Sn。

為了充分獲得該等作用效果，較佳是設為Sn：0.02%以上。另一方面，若Sn大於0.40%，會有上述作用效果飽和而徒增成本、或在完工退火中抑制結晶粒之成長的情況。因此，要將Sn含量設在0.40%以下。
Sn含量的下限值以0.05%較佳。Sn含量的上限值以0.30%為佳、0.20%較佳。

(Cr：0.0%~10.0%)
Cr會減低高頻鐵損。減低高頻鐵損有助於旋轉機之高速旋轉化，而高速旋轉化有助於旋轉機之小型化及高效率化。Cr可增大電阻，減少渦電流損耗，而減低高頻鐵損等鐵損。Cr會使應力感受性降低，而亦有助於減輕伴隨形成鐵芯時被導入之壓縮應力所致使的磁特性降低、及伴隨高速旋轉時作用之壓縮應力所致使的磁特性降低。因此，亦可含有Cr。

為了充分獲得該些作用效果，較佳是設為Cr：0.2%以上。另一方面，若Cr含量大於10.0%，會有磁通密度降低、成本變高的情況。因此，要將Cr含量設在10.0%以下。
Cr含量的下限值以0.4%較佳。Cr含量的上限值以5.0%為佳、3.0%較佳。

剩餘部分所含雜質，是指在工業製鋼時從作為原料的礦石或廢料混入或從製造環境等混入之物。為了充份發揮本實施形態的效果，此等雜質宜受到限制。又，雜質的含量宜低，故毋須限制下限值，雜質的下限值可為0%。

上述鋼成分係利用鋼一般分析方法來作測定即可。例如，鋼成分以JIS G 1211-1258所記載之方法測定即可。

接下來，說明本發明實施形態的無方向性電磁鋼板之集合組織。
本實施形態之無方向性電磁鋼板中，{100}結晶方位強度為2.4以上。若{100}結晶方位強度小於2.4，會有磁通密度降低及鐵損增加的情形發生、或有在平行於板面之方向間的磁特性不一致的情形發生。
此外，{100}強度愈高愈佳，故不特別定上限。

{100}結晶方位強度可藉由X射線繞射法或電子背向散射繞射(electron backscatter diffraction：EBSD)法來測定。由於X射線及電子射線從試樣的反射角等會依每個結晶方位而異，因此能夠以隨機方位試樣為基準，利用該反射強度等來求得結晶方位強度。

具體而言，{100}結晶方位強度，可由對象試樣之{100}結晶方位的反射強度(i(100))相對於隨機方位試樣之{100}結晶方位的反射強度(I(100))來求得，即i(100)/I(100)。

接下來，說明本發明實施形態的無方向性電磁鋼板之Cu單體粒子。本實施形態之無方向性電磁鋼板中，具有低於100nm徑長(粒徑)之Cu單體粒子每10μm² 有5個以上。

在此，Cu單體粒子中，其粒徑低於100nm的粒子有能夠提升機械強度並且不使磁特性惡化的作用。另一方面，Cu單體粒子中，其粒徑在100nm以上的粒子雖會提升機械強度，卻有使磁特性惡化的作用。

會如此作用之具有低於100nm之徑長的Cu單體粒子一旦每10μm² 低於5個，便會有機械強度提升不足、或導致磁特性惡化的狀況。因此，具有低於100nm之徑長的Cu單體粒子要設為每10μm² 有5個以上。此外，具有低於100nm之徑長的Cu單體粒子愈多愈能夠在不給鐵損帶來不良影響下提升強度，故上限無特別規定。
具有低於100nm之徑長的Cu單體粒子以每10μm² 有100個以上較佳。

低於100nm之粒子，可例如以穿透式電子顯微鏡(TEM)來觀察。掃描式電子顯微鏡(SEM)，雖機種有別，但低於100nm之粒子便不易觀察。TEM觀察時的試樣調整，係使用例如將觀察處薄膜化的方法、或將析出物轉印至有機膜的複膜法。Cu單體粒子的觀測以複膜法觀察困難，故適宜用薄膜化的試樣調整法。
本實施形態的Cu單體粒子之徑長，具體上是利用TEM觀察10μm² 以上的範圍，計算在該觀察範圍之個數，並以測定面積平均化。利用TEM所行觀察範圍，係20μm² 以上的範圍較佳、30μm² 以上的範圍更佳。粒子的成分係以TEM繞射圖樣鑑定代表性物質。

接著，說明本發明實施形態的無方向性電磁鋼板之平均結晶粒徑。
本實施形態之無方向性電磁鋼板的平均結晶粒徑為70μm~200μm。若平均結晶粒徑小於70μm，鐵損W10/400便高。此處，所謂鐵損W10/400為於1.0T之磁通密度、400Hz之頻率下之鐵損。另一方面，若平均結晶粒徑大於200μm，便會誘發鐵損W10/400的惡化、或加工時的碎裂。

本實施形態中，結晶粒徑意指結晶粒的圓等效直徑。
平均結晶粒徑意指每1個的結晶粒徑。例如可進行EBSD的測定，在5mm² 的範圍進行觀察，利用程式(例如OIMAnalysis)求出觀察視野的平均結晶粒徑。

接下來，說明本發明實施形態的無方向性電磁鋼板之厚度。
本實施形態之無方向性電磁鋼板的厚度為例如0.10mm以上且0.60mm以下。若無方向性電磁鋼板的厚度大於0.60mm，便無法獲得優異的高頻鐵損。因此，要將無方向性電磁鋼板的厚度設在0.60mm以下。

若無方向性電磁鋼板的厚度小於0.10mm，則穩定性低之無方向性電磁鋼板表面的磁特性，會比穩定性高之內部的磁特性更具支配性。又，若無方向性電磁鋼板的厚度小於0.10mm，完工退火之退火線的通板會變得困難，或有固定大小的鐵心所需之無方向性電磁鋼板的數量增加，而引起隨著工時增加所導致的生產性降低以及製造成本上升的情形。因此，要將無方向性電磁鋼板的厚度設在0.10mm以上。

無方向性電磁鋼板之厚度的下限值以0.20mm較佳。無方向性電磁鋼板之厚度的上限值以0.50mm較佳。

接下來，說明本發明實施形態的無方向性電磁鋼板之磁特性及機械特性。本實施形態之無方向性電磁鋼板可呈現例如以下所示之磁特性：環磁測定中之磁通密度B50：1.63T以上，並且，鐵損W10/400：以t(mm)表示無方向性電磁鋼板之厚度時，為11×[0.45+0.55×{0.5×(t/0.20)+0.5×(t/0.20)² }]W/kg以下。

在環磁測定中，將採取自無方向性電磁鋼板之環狀試樣，例如外徑為5英吋(12.70cm)、內徑為4英吋(10.16cm)之環狀試樣激磁，並使磁通於試樣的全周流通。藉由環磁測定所測得之磁特性會反映出板面內之全方向的構造。

又，本實施形態之無方向性電磁鋼板，可獲得強度(拉伸強度TS)590MPa以上、且總延伸率(EL)10%以上的機械特性。

此處，機械特性可依JIS Z 2241所記載的方法進行試驗。使用的試驗片是使試驗片之平行部與鋼板壓軋方向一致的JIS Z 2201記載的JIS5號試驗片。以下，也會將拉伸試驗時的拉伸強度記為TS、將總延伸率記為EL。

接著說明本實施形態之無方向性電磁鋼板的化學組成與磁特性和機械特性的關係。如前述般，本實施形態之無方向性電磁鋼板要將{100}結晶方位強度設為2.4以上以獲得良好的磁特性、而且還必須兼顧強度與延伸性。{100}結晶方位強度愈高愈理想，故不特別規定上限。

為了獲得高強度之無方向性電磁鋼板，必須將Cu含量設為大於1.0%。又，為了使鐵損減少，結晶粒容易成長的條件是必要的，亦即必須含有大於0.0005%且0.0100%以下的粗大析出物生成元素。

如圖1所示，在{100}結晶方位強度為2.9的條件下，若比較屬上述粗大析出物生成元素的Mg含有0.004%的情形(圖1之圖例「◆」的數據)與不含Mg的情形(圖1之圖例「◇」的數據)，便可知在Ni含量低且含有粗大析出物生成元素Mg時EL會降低。

另一方面，如圖2所示，在Cu含量低時，便未見此種傾向。換言之，即便改變了Ni含量，粗大析出物生成元素Mg存在與否及{100}結晶方位強度都不影響EL。
從以上結果可知在Cu含量佔大於1.0%的情形時，一旦含有粗大析出物生成元素，則Cu含量與Ni含量的關係會變化。

如上述般，為了兼顧強度與延伸性並且獲得良好的磁特性，則由圖1可知，滿足粗大析出物生成元素為大於0.0005%且0.0100%以下、Cu為大於1.0%且3.0%以下、Ni為0.10%~3.0%、並且{100}結晶方位強度為2.4以上之全部條件甚為重要。

上述實施形態之無方向性電磁鋼板的製造方法並未特別限定，不過可舉如下述(1)高溫熱軋板退火＋冷軋強軋縮法、(2)薄鋼胚連續鑄造法、(3)潤滑熱軋法、及(4)薄帶鑄造(strip-casting)法等。
此外，無論何種方法，鋼胚等起始材料的化學組成均為上述項目所記載的化學組成。以下例示上述無方向性電磁鋼板之製造方法的實施形態。

(1)高溫熱軋板退火＋冷軋強軋縮法
首先，於製鋼步驟製造鋼胚。在再加熱爐將鋼胚加熱後，於熱軋延步驟連續進行粗軋延及精整軋延，獲得熱軋捲料。熱軋條件並無特別限制。
可為一般的製造方法，即：使經1000~1200℃加熱之鋼胚於700~900℃下完成完工熱軋，並於500~700℃捲取的製造方法。

接下來，對熱軋捲料之鋼板實施熱軋板退火。藉由熱軋板退火使其再結晶，而使結晶粒粗大地成長至結晶粒徑300~500μm為止。
熱軋板退火可為連續退火亦可為分批式退火。從成本觀點來看，熱軋板退火宜以連續退火來實施。在實施連續退火方面，必須在高溫短時間使結晶粒成長，藉由將Si等含量調整成使上述參數Q值為2.00以上，便能作成在高溫下不會發生肥粒鐵-沃斯田鐵變態的成分。

接下來，對鋼板實施冷軋延前的酸洗。
酸洗是用以去除鋼板表面鏽皮的必要步驟。因應鏽皮去除的狀況來選擇酸洗條件。此外，以研磨去除鏽皮來代替酸洗亦可。又，亦可進一步實施水洗。

接下來，對鋼板實施冷軋延。
此處，就Si含量高的高級無方向性電磁鋼板而言，若使結晶粒徑過於粗大便會產生鋼板脆化、冷軋延時脆性破裂的疑慮。因此，冷軋延前鋼板的平均結晶粒徑一般要限制在200μm以下。另一方面，本製造方法中，是將冷軋延前的平均結晶粒徑設為300~500μm，並接續以軋縮率90~97%實施冷軋延。軋縮率(%)可依「軋縮率＝(1-(冷軋後板厚)/(冷軋前板厚))×100」來計算。

此外，從避免脆性破裂的觀點來看，亦可在材料之延性/脆性過渡溫度以上的溫度下實施溫軋延，以代替冷軋延。
之後，若實施完工退火，ND//＜100＞再結晶粒便會成長。藉此，{100}面強度會增加且{100}方位晶粒的存在機率會提高。

接下來，對鋼板實施完工退火。
完工退火必須以能獲得會具所欲磁特性之結晶粒徑來決定條件，惟一般無方向性電磁鋼板之完工退火條件的範圍即可。
完工退火可為連續退火亦可為分批式退火。從成本觀點來看，完工退火宜以連續退火來實施。

本製造方法可藉由完工退火使一次再結晶及結晶粒成長發生，而將平均結晶粒徑設為70μm~200μm。藉由該完工退火，即可獲得{100}結晶發達的集合組織，前述{100}結晶適於均一提升板面內之全方向上的磁特性。完工退火宜例如將保持溫度設為900℃以上且1000℃以下，並將保持時間設為10秒鐘以上且60秒鐘以下。

本製造方法中，亦可進一步進行500~700℃的退火，作為Cu的析出處理。於該退火時，可藉由改變退火溫度、或退火時間等，來變更析出量或析出物之徑長。
經由以上步驟可獲得上述本發明之實施形態的無方向性電磁鋼板。

(2)薄鋼胚連續鑄造法
薄鋼胚連續鑄造法係於製鋼步驟製造30~60mm厚度之鋼胚，省略熱軋延步驟的粗軋延。宜於薄鋼胚使柱狀晶充份發達，而在熱軋板留下以熱軋延加工柱狀晶獲得之{100}＜011＞方位。

在此過程中，柱狀晶係以使{100}面平行於鋼板面的方式成長。為了該目的，連續鑄造時宜不實施電磁攪拌。又，宜盡量減少會促進凝固核生成之鋼液中的微細夾雜物。

而後，於再加熱爐加熱薄鋼胚後，以熱軋延步驟連續進行精整軋延，獲得熱軋捲料。

然後，以和上述「(1)高溫熱軋板退火＋冷軋強軋縮法」相同方式，對熱軋捲料之鋼板實施熱軋板退火、酸洗、冷軋延、完工退火等。惟，關於冷軋延，以軋縮率為80~97%的方式實施亦可。
經由以上步驟可獲得上述本發明之實施形態的無方向性電磁鋼板。

(3)潤滑熱軋法
首先，於製鋼步驟製造鋼胚。在再加熱爐將鋼胚加熱後，於熱軋延步驟連續進行粗軋延及精整軋延，獲得熱軋捲料。

通常熱軋延是以無潤滑實施，惟本實施形態之方法中是以適當的潤滑條件進行熱軋延。若以適當的潤滑條件實施熱軋延，被導入鋼板表層附近的剪切變形就會降低。藉此，可以使通常在鋼板中央發達之被稱為α纖維且具有RD//＜011＞方位的加工組織，發達至鋼板表層附近。

舉例而言，如日本特開平10-036912號所記載般，在熱軋延時於熱軋輥冷卻水中混入0.5~20%之油脂作為潤滑劑，來使完工熱軋輥與鋼板的平均摩擦係數為0.25以下，藉此便可使α纖維發達。熱軋延的溫度條件不特別指定亦可；與上述「(1)高溫熱軋板退火＋冷軋強軋縮法」相同溫度亦可。

然後，以和上述「(2)薄鋼胚連續鑄造法」相同方式，對熱軋捲料之鋼板實施熱軋板退火、酸洗、冷軋延、完工退火等。若利用上述方法使α纖維於熱軋捲料鋼板發達至鋼板表層附近，則在其後的熱軋板退火中，{h11}＜1/h 1 2＞方位晶粒尤其是{100}＜012＞~{411}＜148＞方位晶粒便會再結晶。該鋼板酸洗後，若實施冷軋延、完工退火，{100}＜012＞~{411}＜148＞方位晶粒便會再結晶。藉此，{100}面強度會增加且{100}方位晶粒的存在機率會提高。
經由以上步驟可獲得上述本發明之實施形態的無方向性電磁鋼板。

(4)薄帶鑄造法
首先，於製鋼步驟利用薄帶鑄造製造1~3.5mm厚度的熱軋捲料。
薄帶鑄造中，藉由將鋼液在經水冷之1對輥子間急速冷卻而可直接獲得相當於熱軋捲料厚度的鋼板。此時，因接觸水冷輥之鋼板最表面與鋼液的溫度差提升得夠高，已凝固在表面的結晶粒會沿鋼板垂直方向成長而形成柱狀晶。

利用如上述之薄帶鑄造，可使具有上述化學組成之鋼液在移動更新之冷卻體的表面急速凝固。藉此，可獲得柱狀晶之比率以面積分率計為80%以上、且平均結晶粒徑為0.1mm以上的鋼帶。

藉著讓柱狀晶之比率為80%以上，便可利用完工退火來獲得{100}結晶發達之集合組織。本製造方法中，為了令柱狀晶之比率在80%以上，亦可採用例如將注入移動更新之冷卻體表面的鋼液溫度提高為較凝固溫度高25℃以上的條件。特別是將注入移動更新之冷卻體表面的鋼液溫度提高為較凝固溫度高40℃以上時，可令柱狀晶之比率為將近100%故較佳。

在這般柱狀晶比率為80%以上的條件下使鋼液凝固時，便易於生成Mg、Ca、Sr、Ba、Ce、La、Nd、Pr、Zn或Cd之硫化物、或氧硫化物、或該二者，而會抑制MnS等之微細硫化物的生成，故較佳。

在具有BCC結構之鋼方面，柱狀晶係以使{100}面平行於鋼板面的方式成長。若柱狀晶的比率增加，{100}面強度便會增加且{100}方粒晶粒的存在機率會提高。因此，為了使{100}面強度增加，重要的是盡量不使{100}面於變態、加工或再結晶產生變化。具體而言重要的是，令其含有屬肥粒鐵促進元素的Si、並限制屬沃斯田鐵促進元素之Mn的含量，藉此在不歷經高溫時沃斯田鐵相的生成下，於凝固即刻起至室溫為止作成肥粒鐵單相。

雖然發生沃斯田鐵-肥粒鐵變態仍能維持住一部分{100}面，惟藉由將Si等含量調整成使參數Q值為2.00以上，便能作成在高溫下不發生肥粒鐵-沃斯田鐵變態的成分。

又，鋼帶之平均結晶粒徑越小，結晶粒的數量會越多，結晶粒界的面積就會越廣。完工退火的再結晶中，結晶是自結晶粒內及結晶晶界成長。
自結晶粒內成長之結晶是在磁特性方面較為理想的{100}結晶，而相對於此，自結晶粒界成長之結晶是{111}>112>結晶等在磁特性方面較不理想的結晶。因此，鋼帶之平均結晶粒徑越大，在完工退火中磁特性較為理想之{100}結晶越容易發達，特別是當鋼帶之平均結晶粒徑在0.1mm以上時，容易獲得優異磁特性。因此，要將鋼帶之平均結晶粒徑宜設在0.1mm以上。

接著，將利用薄帶鑄造所得熱軋捲料之鋼板熱軋延，然後將所得熱軋板退火(熱軋板退火)。此外，亦可不實施熱軋延而直接實施後續步驟。復亦可不實施熱軋板退火而直接實施後續步驟。
於此，在以熱軋延對鋼板導入30%以上應變的情形時，若以550℃以上的溫度實施熱軋板退火，便會有自應變導入部發生再結晶而結晶方位變化之虞。所以在以熱軋延導入30%以上應變的情形時，熱軋板退火或不實施、或在不會再結晶的溫度下實施。

接著，在對鋼板實施了酸洗後等之後，實施冷軋延。
冷軋延是本製造方法中為了獲得所欲製品厚度的必要步驟。但是若冷軋延的軋縮率變得過高，便會未能獲得製品理想的結晶方位。因此，冷軋延的軋縮率宜設為90%以下，且設為85%以下較佳、設為80%以下更佳。冷軋延之軋縮率的下限沒有必要特別設定，惟從冷軋延前鋼板的板厚與所欲製品厚度即決定軋縮率的下限。
又，本製造方法中，若冷軋延之軋縮率低於40%，便會變得難以確保無方向性電磁鋼板厚度之精度及平坦度。因此，冷軋延之軋縮率宜設在40%以上。

又，由於即便未獲得積層鋼板所要求的表面性狀及平坦度時冷軋延仍為必要，故亦可依其目的以最小軋縮率進行冷軋延。冷軋延可藉可逆式軋機實施、亦可藉串連式軋機實施。

此外，從避免脆性破裂的觀點來看，亦可在材料之延性/脆性過渡溫度以上的溫度下實施溫軋延，以代替冷軋延。

另，亦可以下述代替上述的薄帶鑄造：進行鋼液之鑄造及熱軋延，獲得熱軋結晶組織之柱狀晶比率以面積分率計為80%以上且平均結晶粒徑為0.1mm以上的鋼帶，對其進行和上述薄帶鑄造相同的冷軋延、完工退火等。
為了令柱狀晶之比率在80%以上，宜例如將凝固時之鑄片的一表面與另一表面之間的溫度差設為40℃以上。該溫度差可藉由鑄模之冷卻構造、材質、模具錐度、及模具保護渣等來控制。

此外，本製造方法中，酸洗、完工退火等可依和上述「(1)高溫熱軋板退火＋冷軋強軋縮法」相同方式實施。
經由以上步驟可獲得上述本發明之實施形態的無方向性電磁鋼板。

上述實施形態之無方向性電磁鋼板中，柱狀晶具有{100}>0vw>集合組織，該{100}>0vw>集合組織對於無方向性電磁鋼板之磁特性，特別是板面內之全方向上之磁特性的均一提升方面較為理想。
所謂{100}>0vw>集合組織，是與板面平行的面為{100}面且軋延方向為>0vw>方位之結晶發達的集合組織(v及w為任意實數(除了v及w皆為0的情況)。

藉著讓柱狀晶之比率為80%以上，便可利用完工退火來獲得{100}結晶發達之集合組織，故為宜。柱狀晶之比率可利用顯微鏡觀察來特定。
當在上述之柱狀晶比率為80%以上的條件下鑄造鋼液時，便易於生成Mg、Ca、Sr、Ba、Ce、La、Nd、Pr、Zn或Cd之硫化物、或氧硫化物、或者該二者，而會抑制MnS等微細硫化物的生成，故較佳。

柱狀晶率，舉例而言，可藉以下工序測定。
首先，研磨鋼帶截面並以苦味酸系腐蝕液蝕刻截面，使凝固組織顯現出來。在此，鋼帶截面可為平行於鋼帶長度方向之L截面、亦可為垂直於鋼帶長度方向之C截面，不過一般設為L截面。
於該截面中，當板厚方向上樹狀晶發達且貫穿板厚總厚度時，判斷柱狀晶率為100%。又，於該截面中，除樹狀晶以外還看到粒狀黑色組織(等軸晶粒)時，則是將自鋼板總厚度減去該粒狀組織厚度，所得值再除以鋼板總厚度後的值作為鋼板的柱狀晶率。

再者，上述實施形態之無方向性電磁鋼板可利用例如包含下述步驟的無方向性電磁鋼板之製造方法來製造：製造鋼胚之步驟、將該鋼胚粗軋延之步驟、將已作粗軋延之鋼板進行完工壓軋而獲得熱軋捲料之步驟、對該熱軋捲料進行熱軋板退火之步驟、對經熱軋板退火之鋼板進行冷軋延或溫軋延之步驟、及對經冷軋延或溫軋延之鋼板進行完工退火之步驟。
上述獲得熱軋捲料之步驟中可省略粗軋延、亦可利用薄帶鑄造獲得熱軋捲料。亦可對熱軋捲料進行使用了上述潤滑劑的潤滑熱軋。又，該製造方法亦可進一步包含將經熱軋退火之鋼板的鏽皮去除之步驟。

又，上述各製造方法中，粗大析出物生成元素宜事先投入製鋼步驟中之鑄造前的最後之鍋槽的底部，再將含有粗大析出物生成元素以外之元素的鋼液注入該鍋槽，而使粗大析出物生成元素溶解於鋼液中。藉此，可使粗大析出物生成元素難以自鋼液飛散，並且可促進粗大析出物生成元素與S的反應。
製鋼步驟中之鑄造前的最後的鍋槽是譬如連續鑄造機之澆鑄槽正上方的鍋槽。

實施例
接著，針對本發明實施形態的無方向性電磁鋼板，例示實施例並具體說明。以下所示之實施例僅為本發明實施形態的無方向性電磁鋼板之一例，本發明之無方向性電磁鋼板並不受限於下述示例。

(第1試驗)
第1試驗係以下列方法製作無方向性電磁鋼板。
準備具有表1所示化學組成之250mm厚的鋼胚。接著對上述鋼胚施以熱軋延，分別製作6.5mm厚與2.0mm厚的熱軋板。
以鋼胚再加熱溫度1200℃、完工溫度850℃、捲取溫度650℃進行。

將所得熱軋板於1050℃進行30分鐘退火後，以酸洗去除表層鏽皮。然後將上述熱軋板冷軋延以分別成為0.65mm及0.20mm之厚度。冷軋時的軋縮率，任一熱軋板均為90%。完工退火是以升溫速度20℃/秒加熱鋼帶，到達1000℃後，於15秒均熱後進行空冷。

表1至表20中的「---」表示該元素的含量低於檢測極限，且剩餘部分為Fe及雜質。

再者，Cu之析出處理是於600℃加熱鋼板、1分均熱後進行空冷。另，試樣No.12省略Cu之析出處理。然後，測定各無方向性電磁鋼板的徑長低於100nm之Cu單體粒子每10μm² 之個數、{100}結晶方位強度I、及平均結晶粒徑r。將該結果示於表2。

針對各試樣，測定各無方向性電磁鋼板的磁特性及機械特性。於該測定中，是使用外徑為5英吋、內徑為4英吋的環狀試驗片。亦即，進行環磁測定。將該結果示於表2。

鐵損W10/400若在式2所示評價基準W0(W/kg)以下即表示為優良數值。即，厚度為0.20mm時11.0(W/kg)以下評價為優良、厚度0.65mm時則為46.7(W/kg)以下。又，磁通密度B50以1.63T以上評價為優良。
W0＝11×[0.45＋0.55×{0.5×(t/0.20)＋0.5×(t/0.20)² }]　　　(式2)

關於機械特性，由於用於HEV用馬達之無方向性電磁鋼板必須可耐受近1萬rpm的超高速旋轉，故以「TS≧590MPa、EL≧10%為良好」設為基準。

[表1]

[表2]

如表1及表2所示，試樣No.1~No.10、No.14~No.16、No.19及No.32~No.44由於化學組成在本發明範圍內且其他條件在本發明範圍內，故在磁特性及機械特性方面獲得良好的結果。

試樣No.11因幾乎不含粗大析出物生成元素故鐵損W10/400高。
試樣No.12因Cu含量過少故拉伸強度(TS)不足。
試樣No.13因Cu含量過多故試驗中發生破裂。

試樣No.17因板厚過厚故鐵損W10/400高。
試樣No.18因不含規定量之Al且參數Q低於2.00，故拉伸強度(TS)低、鐵損W10/400高。

試樣No.20因Si含量少故鐵損W10/400高。
試樣No.21因Si含量多故試驗中發生破裂。

試樣No.22因Mn含量少故鐵損W10/400高。
試樣No.23因Mn含量多，結果鐵損W10/400高、磁通密度B50差。

試樣No.24因Al含量多故試驗中發生破裂。
試樣No.25因P含量少，結果拉伸強度(TS)低、磁通密度B50差。
試樣No.26因P含量多故試驗中發生破裂。

試樣No.27因S含量多故鐵損W10/400高。
試樣No.28因Mg含量多故鐵損W10/400高。
試樣No.29因Sn含量過多故試驗中發生破裂。
試樣No.30因Cr含量過多，結果總延伸率EL低、鐵損W10/400高、磁通密度B50差。

試樣No.31因平均結晶粒徑大，故拉伸強度(TS)及總延伸率EL低、鐵損W10/400高。

(第2試驗)
於第2試驗中，鑄造具有表3所示化學組成之鋼液並製作鋼胚，其後的步驟係以和第1試驗相同的方式製作無方向性電磁鋼板。惟熱軋板厚限定為2.0mm、冷軋板厚限定為0.20mm。將製造條件作各種變化，製作{100}結晶方位強度I不同的無方向性電磁鋼板。然後，測定各無方向性電磁鋼板的徑長低於100nm之Cu單體粒子每10μm² 之個數、{100}結晶方位強度I、及平均結晶粒徑r。將該結果示於表4。

又，利用與第1試驗相同的工序，亦測定鐵損W10/400、磁通密度B50、拉伸強度(TS)及總延伸率(EL)。將該結果示於表4。

[表3]

[表4]

如表3及表4所示，試樣No.203~No.208及No.265~No.270由於化學組成在本發明範圍內且其他條件在本發明範圍內，故在磁特性及機械特性方面獲得良好的結果。

試樣No.201及No.202因Ni含量過少故總延伸率(EL)不足。
試樣No.209因Ni含量過多故總延伸率(EL)不足。
試樣No.210~No.218因{100}結晶方位強度I過低，故磁通密度B50不足。

試樣No.219~No.227因幾乎不含粗大析出物生成元素，故鐵損W10/400變差。
試樣No228~No.236因Cu含量過少，故拉伸強度(TS)不足。

試樣No.237~No.245因Cu含量少而且{100}結晶方位強度I過低，故拉伸強度(TS)與磁通密度B50不足。

試樣No.246~No.254因幾乎不含粗大析出物生成元素而且Cu含量過少，故鐵損W10/400變差、拉伸強度(TS)不足。

試樣No.255因Si含量少故鐵損W10/400高。
試樣No.256因Si含量多故試驗中發生破裂。

試樣No.257因Mn含量少故鐵損W10/400高。
試樣No.258因Mn含量多，結果鐵損W10/400高、磁通密度B50差。

試樣No.259因Al含量多故試驗中發生破裂。
試樣No.260因P含量少結果拉伸強度(TS)低、磁通密度B50差。
試樣No.261因P含量多故試驗中發生破裂。

試樣No.262因S含量多故鐵損W10/400高。
試樣No.263因Mg含量多故鐵損W10/400高。

試樣No.264因平均結晶粒徑大，故拉伸強度(TS)及總延伸率EL低、鐵損W10/400高。

(第3試驗)
準備具有表5所示化學組成之30mm厚的鋼胚。
接著對上述鋼胚施以熱軋延，製作6.5mm厚與2.0mm厚的熱軋板。以鋼胚再加熱溫度1200℃、完工溫度850℃、捲取溫度650℃進行。之後，以酸洗去除表面鏽皮。然後進行冷軋延以成為0.20mm或0.65mm之厚度。完工退火是以升溫速度20℃/秒加熱鋼帶，到達1000℃後，於15秒均熱後進行空冷。再者，Cu之析出處理是於600℃加熱鋼板、1分均熱後進行空冷。

另，試樣No.312省略Cu之析出處理。然後，測定各無方向性電磁鋼板的徑長低於100nm之Cu單體粒子每10μm² 之個數、{100}結晶方位強度I、及平均結晶粒徑r。將該結果示於表6。又，利用與第1試驗相同的工序，亦測定鐵損W10/400、磁通密度、拉伸強度(TS)及總延伸率(EL)。將該結果示於表6。

[表5]

[表6]

如表5及表6所示，試樣No.301~No.310、No.314~No.316、No.319及No.332~No.344由於化學組成在本發明範圍內且其他條件在本發明範圍內，故在磁特性及機械特性方面獲得良好的結果。

試樣No.311因幾乎不含粗大析出物生成元素，故鐵損W10/400高。
試樣No.312因Cu含量過少故拉伸強度(TS)不足。
試樣No.313因Cu含量過多故試驗中發生破裂。

試樣No.317因板厚過厚故鐵損W10/400高。
試樣No.318因不含規定量之Al且參數Q低於2.00，故拉伸強度(TS)低、鐵損W10/400高。

試樣No.320因Si含量少故鐵損W10/400高。
試樣No.321因Si含量多故試驗中發生破裂。

試樣No.322因Mn含量少故鐵損W10/400高。
試樣No.323因Mn含量多，結果鐵損W10/400高、磁通密度B50差。

試樣No.324因Al含量多故試驗中發生破裂。
試樣No.325因P含量少，結果拉伸強度(TS)低、磁通密度B50差。
試樣No.326因P含量多故試驗中發生破裂。

試樣No.327因S含量多故鐵損W10/400高。
試樣No.328因Mg含量多故鐵損W10/400高。
試樣No.329因Sn含量過多故試驗中發生破裂。
試樣No.330因Cr含量過多，結果總延伸率EL低、鐵損W10/400高、磁通密度B50差。

試樣No.331因平均結晶粒徑大，故拉伸強度(TS)及總延伸率EL低、鐵損W10/400高。

(第4試驗)
於第4試驗中，準備具有表7所示化學組成之30mm厚的鋼胚。
接著對上述鋼胚施以熱軋延，製作2.0mm厚的熱軋板。以此時鋼胚再加熱溫度1200℃、完工溫度850℃、捲取溫度650℃進行。之後，以酸洗去除表面鏽皮。然後冷軋延成0.20mm。

將製造條件作各種變化，製作{100}結晶方位強度I不同的無方向性電磁鋼板。然後，測定各無方向性電磁鋼板的徑長低於100nm之Cu單體粒子每10μm² 之個數、{100}結晶方位強度I、及平均結晶粒徑r。將該結果示於表8。
又，利用與第1試驗相同的工序，亦測定鐵損W10/400、磁通密度、拉伸強度(TS)及總延伸率(EL)。將該結果示於表8。

[表7]

[表8]

如表7及表8所示，試樣No.403~No.408及No.465~No.470由於化學組成在本發明範圍內且其他條件在本發明範圍內，故在磁特性及機械特性方面獲得良好的結果。

試樣No.401及No.402因Ni含量過少故總延伸率(EL)不足。
試樣No.409因Ni含量過多故總延伸率(EL)不足。
試樣No.410~No.418因{100}結晶方位強度I過低，故磁通密度B50不足。

試樣No.419~No.427因幾乎不含粗大析出物生成元素，故鐵損W10/400變差。
試樣No.428~No.436因Cu含量少而且{100}結晶方位強度I過低，故拉伸強度(TS)與磁通密度B50不足。

試樣No.437~No.445因Cu含量過少故拉伸強度(TS)不足。

試樣No.446~No.454因幾乎不含粗大析出物生成元素而且Cu含量過少，故鐵損W10/400變差、拉伸強度(TS)與磁通密度B50不足。

試樣No.455因Si含量少故鐵損W10/400高。
試樣No.456因Si含量多故試驗中發生破裂。

試樣No.457因Mn含量少故鐵損W10/400高。
試樣No.458因Mn含量多，結果鐵損W10/400高、磁通密度B50差。

試樣No.459因Al含量多故試驗中發生破裂。
試樣No.460因P含量少，結果拉伸強度(TS)低、磁通密度B50差。
試樣No.461因P含量多故試驗中發生破裂。

試樣No.462因S含量多故鐵損W10/400高。
試樣No.463因Mg含量多故鐵損W10/400高。

試樣No.464因平均結晶粒徑大，故拉伸強度(TS)及總延伸率EL低、鐵損W10/400高。

(第5試驗)
準備具有表9所示化學組成之250mm厚的鋼胚。接著對上述鋼胚施以熱軋延，分別製作6.5mm厚與2.0mm厚的熱軋板。
以鋼胚再加熱溫度1200℃、完工溫度850℃、捲取溫度650℃進行。而且熱軋時於其冷卻水添加10%油脂，實施潤滑壓軋。將該熱軋板於950℃進行1分鐘退火後，以酸洗去除表層鏽皮。

然後分別冷軋延成0.65mm及0.20mm。冷軋軋縮率任一熱軋板均為90%。完工退火是以升溫速度20℃/秒加熱鋼帶，到達1000℃後，於15秒均熱後進行空冷。再者，Cu之析出處理是於600℃加熱鋼板、1分均熱後進行空冷。
另，試樣No.512省略Cu之析出處理。

然後，測定各無方向性電磁鋼板的徑長低於100nm之Cu單體粒子每10μm² 之個數、{100}結晶方位強度I、及平均結晶粒徑r。將該結果示於表10。又，利用與第1試驗相同的工序，亦測定鐵損W10/400、磁通密度、拉伸強度(TS)及總延伸率(EL)。將該結果示於表10。

[表9]

[表10]

如表9及表10所示，試樣No.501~No.510、No.514~No.516、No.519及No.532~No.544由於化學組成在本發明範圍內且其他條件在本發明範圍內，故在磁特性及機械特性方面獲得良好的結果。

試樣No.511因幾乎不含粗大析出物生成元素，故鐵損W10/400高。
試樣No.512因Cu含量過少故拉伸強度(TS)不足。
試樣No.513因Cu含量過多故試驗中發生破裂。

試樣No.517因板厚過厚故鐵損W10/400高。
試樣No.518因不含規定量之Al且參數Q低於2.00，故拉伸強度(TS)低、鐵損W10/400高。

試樣No.520因Si含量少故鐵損W10/400高。
試樣No.521因Si含量多故試驗中發生破裂。

試樣No.522因Mn含量少故鐵損W10/400高。
試樣No.523因Mn含量多，結果鐵損W10/400高、磁通密度B50差。

試樣No.524因Al含量多故試驗中發生破裂。
試樣No.525因P含量少，結果拉伸強度(TS)低、磁通密度B50差。
試樣No.526因P含量多故試驗中發生破裂。

試樣No.527因S含量多故鐵損W10/400高。
試樣No.528因Mg含量多故鐵損W10/400高。
試樣No.529因Sn含量過多故試驗中發生破裂。
試樣No.530因Cr含量過多，結果總延伸率EL低、鐵損W10/400高、磁通密度B50差。

試樣No.531因平均結晶粒徑大，故拉伸強度(TS)及總延伸率EL低、鐵損W10/400高。

(第6試驗)
於第6試驗中，準備具有表11所示化學組成之250mm厚的鋼胚。接著對上述鋼胚施以熱軋延，製作2.0mm厚的熱軋板。以此時鋼胚再加熱溫度1200℃、完工溫度850℃、捲取溫度650℃進行。

而且熱軋時於其冷卻水添加10%油脂，實施潤滑壓軋。將該熱軋板於950℃進行1分鐘退火後，以酸洗去除表層鏽皮。
然後冷軋延成0.20mm。此時的冷軋軋縮率任一熱軋板均為90%。完工退火是以升溫速度20℃/秒加熱鋼帶，到達1000℃後，於15秒均熱後進行空冷。再者，Cu之析出處理是於600℃加熱鋼板、1分均熱後進行空冷。

此時，將製造條件作各種變化，製作{100}結晶方位強度I不同的無方向性電磁鋼板。然後，測定各無方向性電磁鋼板的徑長低於100nm之Cu單體粒子每10μm² 之個數、{100}結晶方位強度I、及平均結晶粒徑r。將該結果示於表12。
又，利用與第1試驗相同的工序，亦測定鐵損W10/400、磁通密度、拉伸強度(TS)及總延伸率(EL)。將該結果示於表12。

[表11]

[表12]

如表11及表12所示，試樣No.603~No.608及No.665~No.670由於化學組成在本發明範圍內且其他條件在本發明範圍內，故在磁特性及機械特性方面獲得良好的結果。

試樣No.601及No.602因Ni含量過少，故總延伸率(EL)不足。
試樣No.609因Ni含量過多故總延伸率(EL)不足。
試樣No.610~No.618因{100}結晶方位強度I過低，故磁通密度B50不足。

試樣No.619~No.627因幾乎不含粗大析出物生成元素，故鐵損W10/400變差。
試樣No.628~No.636因Cu含量少而且{100}結晶方位強度I過低，故拉伸強度(TS)與磁通密度B50不足。

試樣No.637~No.645因Cu含量過少，故拉伸強度(TS)不足。

試樣No.646~No.654因幾乎不含粗大析出物生成元素、Cu含量少而且{100}結晶方位強度I過低，故鐵損W10/400變差、拉伸強度TS及磁通密度B50不足。

試樣No.655因Si含量少故鐵損W10/400高。
試樣No.656因Si含量多故試驗中發生破裂。

試樣No.657因Mn含量少故鐵損W10/400高。
試樣No.658因Mn含量多，結果鐵損W10/400高、磁通密度B50差。

試樣No.659因Al含量多故試驗中發生破裂。
試樣No.660因P含量少，結果拉伸強度(TS)低、磁通密度B50差。
試樣No.661因P含量多故試驗中發生破裂。

試樣No.662因S含量多故鐵損W10/400高。
試樣No.663因Mg含量多故鐵損W10/400高。

試樣No.664因平均結晶粒徑大，故拉伸強度(TS)及總延伸率EL低、鐵損W10/400高。

(第7試驗)
分別準備具有下表13所示化學組成之1.0mm厚與3.25mm厚的熱軋捲料。該熱軋捲料係將鋼液流過1對輥子間並使其凝固來製作，製得柱狀晶之比率以面積分率計為80%以上、且平均結晶粒徑為0.1mm以上的鋼帶。接著對上述熱軋捲料以酸洗去除表層鏽皮。
然後冷軋延成0.20mm與0.65mm。完工退火是以升溫速度20℃/秒加熱鋼帶，到達1000℃後，於15秒均熱後進行空冷。再者，Cu之析出處理是於600℃加熱鋼板、1分均熱後進行空冷。另，試樣No.712省略Cu之析出處理。

然後，測定各無方向性電磁鋼板的徑長低於100nm之Cu單體粒子每10μm² 之個數、{100}結晶方位強度I、及平均結晶粒徑r。將該結果示於表14。又，利用與第1試驗相同的工序，亦測定鐵損W10/400、磁通密度、拉伸強度(TS)及總延伸率(EL)。將該結果示於表14。

[表13]

[表14]

如表13及表14所示，試樣No.701~No.710、No.714~No.716、No.719及No.732~No.744由於化學組成在本發明範圍內且其他條件在本發明範圍內，故在磁特性及機械特性方面獲得良好的結果。

試樣No.711因幾乎不含粗大析出物生成元素，故鐵損W10/400高。
試樣No.712因Cu含量過少故拉伸強度(TS)不足。
試樣No.713因Cu含量過多故試驗中發生破裂。

試樣No.717因板厚過厚故鐵損W10/400高。
試樣No.718因不含規定量之Al且參數Q低於2.00，故拉伸強度(TS)低、鐵損W10/400高。

試樣No.720因Si含量少故鐵損W10/400高。
試樣No.721因Si含量多故試驗中發生破裂。

試樣No.722因Mn含量少故鐵損W10/400高。
試樣No.723因Mn含量多，結果鐵損W10/400高、磁通密度B50差。

試樣No.724因Al含量多故試驗中發生破裂。
試樣No.725因P含量少，結果拉伸強度(TS)低、磁通密度B50差。
試樣No.726因P含量多故試驗中發生破裂。

試樣No.727因S含量多故鐵損W10/400高。
試樣No.728因Mg含量多故鐵損W10/400高。
試樣No.729因Sn含量過多故試驗中發生破裂。
試樣No.730因Cr含量過多，結果總延伸率EL低、鐵損W10/400高、磁通密度B50差。

試樣No.731因平均結晶粒徑大，故拉伸強度(TS)及總延伸率EL低、鐵損W10/400高。

(第8試驗)
於第8試驗中，準備具有表15所示化學組成之1.0mm厚的熱軋捲料。該熱軋捲料係將鋼液流過1對輥子間並使其凝固，而製得柱狀晶之比率以面積分率計為80%以上、且平均結晶粒徑為0.1mm以上的鋼帶。接著對上述熱軋捲料以酸洗去除表層鏽皮。
然後冷軋延成0.20mm。完工退火是以升溫速度20℃/秒加熱鋼帶，到達1000℃後，於15秒均熱後進行空冷。再者，Cu之析出處理是於600℃加熱鋼板、1分均熱後進行空冷。

此時，將製造條件作各種變化，製作{100}結晶方位強度I不同的無方向性電磁鋼板。然後，測定各無方向性電磁鋼板的徑長低於100nm之Cu單體粒子每10μm² 之個數、{100}結晶方位強度I、及平均結晶粒徑r。將該結果示於表16。
又，利用與第1試驗相同的工序，亦測定鐵損W10/400、磁通密度、拉伸強度(TS)及總延伸率(EL)。將該結果示於表16。

[表15]

[表16]

如表15及表16所示，試樣No.803~No.808及No.865~No.870由於化學組成在本發明範圍內且其他條件在本發明範圍內，故在磁特性及機械特性方面獲得良好的結果。

試樣No.801及No.802因Ni含量過少故總延伸率(EL)不足。
試樣No.809因Ni含量過多故總延伸率(EL)不足。
試樣No.810~No.818因{100}結晶方位強度I過低，故磁通密度B50不足。

試樣No.819~No.827因幾乎不含粗大析出物生成元素，故鐵損W10/400變差。
試樣No.828~No.836因Cu含量過少故拉伸強度(TS)不足。

試樣No.837~No.845因Cu含量少而且{100}結晶方位強度I過低，故拉伸強度(TS)與磁通密度B50不足。

試樣No.846~No.854幾乎不含粗大析出物生成元素且Cu含量過少，而鐵損W10/400變差、拉伸強度TS不足。

試樣No.855因Si含量少故鐵損W10/400高。
試樣No.856因Si含量多故試驗中發生破裂。

試樣No.857因Mn含量少故鐵損W10/400高。
試樣No.858因Mn含量多，結果鐵損W10/400高、磁通密度B50差。

試樣No.859因Al含量多故試驗中發生破裂。
試樣No.860因P含量少，結果拉伸強度(TS)低、磁通密度B50差。
試樣No.861因P含量多故試驗中發生破裂。

試樣No.862因S含量多故鐵損W10/400高。
試樣No.863因Mg含量多故鐵損W10/400高。

試樣No.864因平均結晶粒徑大，故拉伸強度(TS)及總延伸率EL低、鐵損W10/400高。

(第9試驗)
於第9試驗中，鑄造具有表17所示之化學組成之鋼液並製作鋼胚，進行該鋼胚之熱軋延，而製得柱狀晶比率以面積分率計為80%以上且平均結晶粒徑為0.1mm以上的鋼帶。
接著，進行鋼帶之冷軋延、完工退火及Cu之析出處理，製作厚度0.20mm與0.65mm之各種無方向性電磁鋼板。另，冷軋延是在冷軋溫度50℃、冷軋軋縮率80%下進行，完工退火是以升溫速度20℃/秒加熱鋼帶，到達1000℃後，於15秒均熱後進行空冷。再者，Cu之析出處理是於600℃加熱鋼板、1分均熱後進行空冷。另，試樣No.912省略Cu之析出處理。然後，測定各無方向性電磁鋼板的Cu單體之低於100nm粒子的每10μm² 個數、{100}結晶方位強度I、及平均結晶粒徑r。將該結果示於表18。

然後測定各無方向性電磁鋼板的磁特性及機械特性。於該測定中，是使用外徑為5英吋、內徑為4英吋的環狀試驗片。亦即，進行環磁測定。將該結果示於表18。鐵損W10/400若在式2所示評價基準W0(W/kg)以下即表示為優良數值。即，厚度為0.20mm時11.0(W/kg)以下評價為優良、厚度0.65mm時則為46.7(W/kg)以下。又，磁通密度B50以1.63T以上評價為優良。
W0＝11×[0.45＋0.55×{0.5×(t/0.20)＋0.5×(t/0.20)² }]　　　(式2)

此處，機械特性是以JIS所記載的方法進行試驗。所使用的試驗片是使試驗片之平行部合乎鋼板壓軋方向的JIS5號試驗片。
尤其由於用於HEV用馬達之無方向性電磁鋼板要能耐受近1萬rpm的超高速旋轉，故以「TS≧590MPa、EL≧10%為良好」設為基準。

[表17]

[表18]

如表17及表18所示，試樣No.901~No.910、No.914~No.916由於化學組成在本發明範圍內且其他條件在本發明範圍內，故在磁特性及機械特性方面獲得良好的結果。

試樣No.911因幾乎不含粗大析出物生成元素，故鐵損W10/400高。
試樣No.912因Cu含量過少故拉伸強度(TS)不足。
試樣No.913因Cu含量過多故試驗中發生破裂。

試樣No.917因板厚過厚故鐵損W10/400高。

(第10試驗)
於第10試驗中，鑄造具有表19所示之化學組成之鋼液並製作鋼胚，進行該鋼胚之熱軋延，而製得柱狀晶比率以面積分率計為80%以上且平均結晶粒徑為0.1mm以上的鋼帶。另，剩餘部分為Fe及雜質。接著，進行鋼帶之冷軋延、完工退火及Cu之析出處理，製作厚度0.20mm之各種無方向性電磁鋼板。此時，將製造條件作各種變化，製作{100}結晶方位強度I不同的無方向性電磁鋼板。然後，測定各無方向性電磁鋼板的Cu單體之低於100nm粒子的每10μm² 個數、{100}結晶方位強度I、及平均結晶粒徑r。將該結果示於表20。
又，利用與第9試驗相同的工序，亦測定鐵損W10/400、磁通密度B50、拉伸強度(TS)及總延伸率(EL)。將該結果示於表20。

[表19]

[表20]

如表19及表20所示，試樣No.923~No.928由於化學組成在本發明範圍內且其他條件在本發明範圍內，故在磁特性及機械特性方面獲得良好的結果。

試樣No.921及No.922因Ni含量過少，故總延伸率(EL)不足。
試樣No.929因Ni含量過多故總延伸率(EL)不足。

試樣No.930~No.938因{100}結晶方位強度I過低，故磁通密度B50不足。
試樣No.939~No.947因幾乎不含粗大析出物生成元素，故鐵損W10/400變差。

試樣No.948~No.956因Cu含量過少故拉伸強度(TS)不足。
試樣No.957~No.965因Cu含量少而且{100}結晶方位強度I過低，故拉伸強度(TS)與磁通密度B50不足。

試樣No.966~No.974因幾乎不含粗大析出物生成元素而且Cu含量過少，故鐵損W10/400變差、拉伸強度(TS)不足。

產業上之可利用性
依據本發明，可提供一種磁特性優異且強度及延伸性優異的無方向性電磁鋼板。因此，本發明在產業上的利用價值高。

圖1係表示Cu含量為1.5%時Ni含量與EL之關係的圖。

圖2係表示Cu含量為0.1%時Ni含量與EL之關係的圖。

Claims

一種無方向性電磁鋼板，特徵在於具有以下所示之化學組成：以質量%計， C：0.0030%以下， Si：2.00%~4.00%， Al：0.01%~3.00%， Mn：0.10%~2.00%， P：0.005%~0.200%， S：0.0030%以下， Cu：大於1.0%且3.0%以下， Ni：0.10%~3.0%，選自於由Mg、Ca、Sr、Ba、Ce、La、Nd、Pr、Zn及Cd所構成群組中之一種以上：總計為大於0.0005%且0.0100%以下，令Si含量(質量%)為[Si]、Al含量(質量%)為[Al]、Mn含量(質量%)為[Mn]時，式1所示參數Q：2.00以上， Sn：0.00%~0.40%， Cr：0.0%~10.0%，及剩餘部分：Fe及雜質；並且，具有低於100nm之徑長的Cu單體粒子每10μm² 有5個以上， {100}結晶方位強度為2.4以上，厚度為0.10mm~0.60mm，平均結晶粒徑為70μm~200μm， Q=[Si]+2[Al]-[Mn] (式1)。
如請求項1之無方向性電磁鋼板，其滿足以下條件：前述化學組成中，Sn：0.02%~0.40%。
如請求項1或2之無方向性電磁鋼板，其滿足以下條件：前述化學組成中，Cr：0.2%~10.0%。