TW202035710A - 無方向性電磁鋼板 - Google Patents

Abstract

本揭示之目的在於提供一種無方向性電磁鋼板及其製造方法，該無方向性電磁鋼板在弛力退火後磁通密度仍無降低且具有優異磁特性。 一種無方向性電磁鋼板，具有以下化學組成：含有：C：0.0030質量%以下、Si：2.0質量%以上且在4.0質量%以下、Al：0.010質量%以上且在3.0質量%以下、Mn：0.10質量%以上且在2.4質量%以下、P：0.0050質量%以上且在0.20質量%以下、S：0.0030質量%以下、選自於由Mg、Ca、Sr、Ba、Ce、La、Nd、Pr、Zn及Cd所構成群組中之1種以上元素：合計0.00050質量%以上，且剩餘部分由Fe及無法避免之不純物構成；並且令Si的質量%為[Si]、Al的質量%為[Al]及Mn的質量%為[Mn]時，下述式(1)所示參數Q為2.0以上；對{100}方位的隨機強度比為2.4以上；且平均結晶粒徑為30μm以下。 Q=[Si]+2[Al]-[Mn]　　　(1)

Description

無方向性電磁鋼板

本揭示是關於一種電磁鋼板，其適合用於電動機的鐵芯等用途。

無方向性電磁鋼板在馬達、發電機等旋轉設備及小型變壓器等靜態設備中是作為鐵芯用材料來使用，並且在決定電氣設備的能量效率上扮演著重要角色。

作為電磁鋼板之特性，可舉出鐵損與磁通密度作為代表。鐵損越低越好且磁通密度越高越好。這是因為在對鐵芯施加電來感應磁場時，鐵損越低就越能減低因熱而損失之能量。並且因為磁通密度越高，越能以相同能量感應更大的磁場。

因此，為了因應節約能量及對於環境友善之製品的需求增加，而尋求一種鐵損低且磁通密度高之無方向性電磁鋼板及其製造方法。

關於上述無方向性電磁鋼板，在例如從無方向性電磁鋼板切出用以作為馬達用定子鐵芯之胚材來使用時，胚材之中央部會形成空間。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，亦即只要從1塊無方向性電磁鋼板製作轉子用胚材及定子鐵芯用胚材，產率就會提高，故較佳。

在需有用以對應高速旋轉之強度的轉子用途上，是要求例如經使結晶粒徑微細化或使加工應變殘留而高強度化之無方向性電磁鋼板。另一方面，對於定子鐵芯，不需有高強度且要求藉由使結晶粒徑粗大化並去除加工應變而得之優異磁特性(高磁通密度及低鐵損)。因此，從1塊無方向性電磁鋼板製作轉子用胚材及定子鐵芯用胚材時，所切出之作為定子用的胚材在成形為定子鐵芯後，為了除去經高強度化之無方向性電磁鋼板中因加工所致之應變，並且為了使晶粒粗大化並提高磁特性，會有進行追加熱處理才使用的情形。已知該熱處理為「弛力退火」。

關於弛力退火，雖其釋除應變及使結晶粒徑粗大化來改善鐵損之效果明確，但同時會使對磁特性而言不理想之結晶方位發達而有時會導致磁通密度降低，因此在追求特別高的磁特性時，會要求避免因弛力退火所致磁通密度降低。

對此，專利文獻1是一種無方向性電磁鋼板，其在與從成品表層起算板厚1/5深度之部分的假想平行平面中，將(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₎ 的比率設為預定範圍內，確保在鋼板表層附近(100)方位聚集度相對於(111)方位聚集度在某個程度以上，從而可在利用弛力退火使晶粒成長後抑制(111)方位聚集的增加。其結果，可實現提供一種磁特性極為優異之無方向性電磁鋼板，該無方向性電磁鋼板在弛力退火後磁通密度幾乎沒有降低。

另一方面，近年來進行高速旋轉之馬達(以下稱為高速旋轉馬達)正逐漸增加。在高速旋轉馬達中，作用於如轉子之類的旋轉體的離心力變大。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，轉子內之磁石會消磁。因此，對於高速旋轉馬達之轉子會要求低鐵損。從而，對成為轉子的素材的電磁鋼板不僅要求高強度，還要求優異磁特性。 專利文獻2~8中提案有一種以兼顧上述高強度及優異磁特性為目的之無方向性電磁鋼板。 專利文獻9中提案有一種可在板面內所有方向上獲得優異磁特性的無方向性電磁鋼板。

先前技術文獻 專利文獻 專利文獻1：日本特開平8-134606號公報 專利文獻2：日本特開昭60-238421號公報 專利文獻3：日本特開昭62-112723號公報 專利文獻4：日本特開平2-22442號公報 專利文獻5：日本特開平2-8346號公報 專利文獻6：日本特開2005-113185號公報 專利文獻7：日本特開2007-186790號公報 專利文獻8：日本特開2010-090474號公報 專利文獻9：國際公開第2018/220837號公報

發明欲解決之課題 上述專利文獻1雖確實是可發揮防止弛力退火後之磁通密度降低的效果者，但對於進行高速旋轉之馬達轉子之類的旋轉體的素材所要求之強度並無相關記載。 又，上述專利文獻1~8所揭示之無方向性電磁鋼板並未考慮到在弛力退火等追加熱處理後之特性。經本發明人等研討之結果，對該等文獻所揭示之無方向性電磁鋼板實施了追加熱處理後，可能會有磁通密度降低的情況。 又，上述專利文獻9所記載之無方向性電磁鋼板中，由於平均結晶粒徑相對較大而無法獲得充分的拉伸強度。

如上所述，就以往之技術而言有以下課題：在弛力退火前具有充分強度之鋼板中，抑制因弛力退火所致磁通密度降低來使鐵損充分降低，並且獲得充分的拉伸強度。

本揭示是有鑑於上述課題而作成者，其主要目的在於提供一種無方向性電磁鋼板，該無方向性電磁鋼板就用於例如汽車所用驅動用馬達等之無方向性電磁鋼板而言，可從1塊無方向性電磁鋼板製作具有充分強度之轉子用胚材、及具有良好磁特性(高磁通密度與低鐵損)之定子鐵芯用胚材。

用以解決課題之手段 本發明人等經精闢研討之結果發現：一種電磁鋼板，其1/2中心層之對{100}方位的隨機強度比(以下有時稱為{100}強度)在預定值以上，並且電磁鋼板中之Si、Al及Mn之組成比在預定範圍內，該電磁鋼板可在進行弛力退火後，透過減低因弛力退火所致鐵損的效果、與藉由提高{100}強度所得之提升磁通密度的效果及減低鐵損之合計效果，來獲得提升磁通密度並同時大幅減低鐵損的效果，遂而完成本發明。

亦即，本揭示之無方向性電磁鋼板之特徵在於：其具有以下化學組成：含有：C：0.0030質量%以下、Si：2.0質量%以上且在4.0質量%以下、Al：0.010質量%以上且在3.0質量%以下、Mn：0.10質量%以上且在2.4質量%以下、P：0.0050質量%以上且在0.20質量%以下、S：0.0030質量%以下、選自於由Mg、Ca、Sr、Ba、Ce、La、Nd、Pr、Zn及Cd所構成群組中之1種以上元素：合計0.00050質量%以上，且剩餘部分由Fe及無法避免之不純物構成；並且令Si的質量%為[Si]、Al的質量%為[Al]及Mn的質量%為[Mn]時，下述式(1)所示參數Q為2.0以上；{100}強度為2.4以上；且平均結晶粒徑為30μm以下。

Q=[Si]+2[Al]-[Mn]　　　(1)

在本揭示中，宜含有選自於由以下所構成群組中之至少1種組成：Sn：0.02質量%以上且在0.40質量%以下、Cr：0.02質量%以上且在2.00質量%以下及Cu：0.10質量%以上且在2.00質量%以下。

並且，在本揭示中宜含有直徑100nm以下的金屬Cu粒子且含有5個/10µm³ 以上。

而且，在本揭示中，拉伸強度宜為600MPa以上。

發明效果 根據本揭示，可提供一種電磁鋼板，該電磁鋼板為高強度且為高磁通密度，並且減低弛力退火時之鐵損的效果高。

以下，詳細說明本揭示之無方向性電磁鋼板及其製造方法。 又，有關在本說明書中所用形狀、幾何條件、以及特定其等程度之譬如「平行」、「垂直」、「相同」等用語、長度及角度之值等，不拘泥於嚴格意義而是包含可期待相同機能之程度的範圍來解釋。

本揭示之無方向性電磁鋼板之特徵在於：其具有以下化學組成：含有：C：0.0030質量%以下、Si：2.0質量%以上且在4.0質量%以下、Al：0.010質量%以上且在3.0質量%以下、Mn：0.10質量%以上且在2.4質量%以下、P：0.0050質量%以上且在0.20質量%以下、S：0.0030質量%以下、選自於由Mg、Ca、Sr、Ba、Ce、La、Nd、Pr、Zn及Cd所構成群組中之1種以上元素：合計0.00050質量%以上，且剩餘部分由Fe及無法避免之不純物構成；並且令Si的質量%為[Si]、Al的質量%為[Al]及Mn的質量%為[Mn]時，下述式(1)所示參數Q為2.0以上；{100}強度為2.4以上；且平均結晶粒徑為30μm以下。

Q=[Si]+2[Al]-[Mn]　　　(1)

本揭示之無方向性電磁鋼板由於減低弛力退火時之鐵損的效果極高，因此可獲得具有高磁特性的最終製品。可推測其理由如以下。

亦即，就以往之無方向性電磁鋼板而言，可推測：若進行弛力退火等追加加熱，與具有被認為對磁特性較佳之{100}及{411}方位之晶粒相較之下，具有被認為對磁特性較不理想的其他方位({111}及{211})之晶粒的成長較為強勢，從而雖會因晶粒成長使得鐵損降低，但因集合組織惡化造成鐵損增加，故鐵損的降低量少。並且，集合組織惡化亦會引起磁通密度降低。 本揭示之無方向性電磁鋼板推測是以下之物：藉由使參數Q在2以上來將鋼板製成α-Fe單相，並且藉由使{100}強度在2.4以上，來使在製造電磁鋼板時(亦即完工退火後、弛力退火前)之結晶方位成為有利於低鐵損化者，並且在弛力退火等的追加加熱時後，在慢加熱晶粒成長時的方位發達中，其他方位的成長也不會變得較強勢，而維持高磁通密度並促進低鐵損化之物。

除此之外，藉由含有選自於由Mg、Ca、Sr、Ba、Ce、La、Nd、Pr、Zn及Cd所構成群組中之1種以上元素來清除MnS等微細析出物(＞1μm)，從而有可能理想地作用於選擇性地促進具有有利於磁特性的結晶方位之晶粒成長、或者選擇性地抑制具有不利於磁特性的結晶方位之晶粒成長。亦即，在具有包含上述預定元素群的氧化物或氧硫化物之本揭示無方向性電磁鋼板中，可認為是於再結晶的初始階段(以結晶粒徑而言是30μm以下的階段)中，刻意降低退火溫度來抑制結晶粒徑同時以相對高的加熱速度來生成結晶，並且在再結晶後期之晶粒成長階段(以結晶粒徑而言是大於30μm的階段)中以相對低的加熱速度使前述生成之結晶成長後，改變了方位選擇性。

吾等認為：藉此可在抑制進行弛力退火後之磁通密度降低的同時，獲得大幅減低鐵損的效果，並且可具有高拉伸強度。

又，關於本揭示，亦可成立與其他高強度技術之組合。例如亦可併用使用100nm以下之Cu單獨析出物來高強度化之技術。

以下，說明本揭示無方向性電磁鋼板之各構成。

1.化學組成 首先，說明本揭示無方向性電磁鋼板的化學組成。又，以下說明的化學組成是構成鋼板之鋼成分的組成。成為測定試樣之鋼板於表面具有絕緣皮膜等時，則為經除去該絕緣皮膜者之值。

(1)C C含量為0.0030質量%以下。 C含量若多便會擴大沃斯田鐵區域，使得相變態區間增加，並於退火時抑制肥粒鐵之晶粒成長，恐會使鐵損增加。另外，若產生磁老化，在高磁場下之磁特性也會劣化故宜降低C含量。

從製造成本之觀點來看，在鋼液階段藉由脫氣設備(譬如RH真空脫氣設備)來減低C含量較為有利，只要使C含量在0.0030質量%以下則抑制磁老化的效果大。本揭示之無方向性電磁鋼板並未使用碳化物等非金屬析出物來作為高強度化的主要手段，故並無特地含有C的益處，以C含量少為佳。因此，C含量宜為0.0015質量%以下，更宜為0.0012質量%以下。若使用電沉積等技術，則也可降低至化學分析之極限以下的0.0001質量%以下，C含量為0質量%也無妨。另一方面，若考慮到工業成本，則下限會是0.0003質量%。

(2)Si Si含量為2.0質量%以上且在4.0質量%以下。 Si含量是為了增加比電阻以獲得降低渦電流損耗之作用而添加的主要元素。若Si含量少，便難以獲得降低渦電流損耗之作用，若多則鋼板恐會在冷軋延時斷裂。

(3)Al Al含量為0.010質量%以上且在3.0質量%以下。 Al含量是在製鋼步驟中為了將鋼脫氧而無法避免地會添加的元素，並且與Si同樣是為了增加比電阻以獲得降低渦電流損耗之作用而添加的主要元素。因此，會為了使鐵損降低而添加較多Al，但若添加較多則會使飽和磁通密度減少。在本揭示中，為了使後述的參數Q在2以上來製成α-Fe單層，其是必要的。

(4)Mn Mn含量為0.10質量%以上且在2.4質量%以下。 雖亦可積極地添加Mn以提高鋼強度，但在活用Cu微粒子來作為高強度化之主要手段之本揭示中，並不無特別需要其來達成該目的。並且，雖會在提高電阻率或使硫化物粗大化來促進晶粒成長從而減低鐵損之目的下添加，但過度添加會使磁通密度降低。

(5)P P含量為0.0050質量%以上且在0.20質量%以下。 P是提高抗張力之效果顯著的元素，但與上述Mn同樣地，以本揭示而言無須為此目的而刻意添加。P會使比電阻增加而使鐵損降低，並且會於結晶晶界偏析而抑制不利於磁特性之{111}集合組織的形成，並促進有利於磁特性之{100}集合組織的形成，故會添加其。另一方面，添加過多會使鋼脆化，導致冷軋性及製品的加工性降低。

(6)S S含量為0.0030質量%以下。 S有時會與鋼中的Mn鍵結而以MnS的形態生成。MnS會在製造鋼之步驟中微細析出(＞100µm)，有抑制弛力退火時之晶粒成長的疑慮。因此，所生成之硫化物有時會使磁特性、尤其是使鐵損劣化，因此S含量宜盡可能低。其以0.0020質量以下為佳，更佳是在0.0010質量以下。

(7)選自於由Mg、Ca、Sr、Ba、Ce、La、Nd、Pr、Zn及Cd所構成群組中之1種以上元素 合計為0.00050質量%以上。 藉由含有合計0.00050質量%以上之該等元素，便會生成S與高熔點的析出物而於鋼中抑制微細MnS的生成。並且會提高弛力退火時之方位選擇性的效果。另一方面，要是添加過多則不僅發明效果達飽和，還會形成析出物而妨礙磁區壁的移動或阻礙晶粒成長，因而有使鐵損劣化的情況，故將上限設為0.10質量%。

(8)Sn、Cr及Cu 在本揭示中，宜具有選自於由以下所構成群組中之至少1種組成：Sn：0.02質量%以上且在0.40質量%以下、Cr：0.02質量%以上且在2.00質量%以下及Cu：0.10質量%以上且在2.00質量%以下。Sn、Cr及Cu可於一次再結晶中使適於提升磁特性的結晶發達。因此，若含有Sn、Cr或Cu，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}結晶適於均勻提升板面內所有方向上的磁特性。並且Sn、Cr及Cu可抑制完工退火時鋼板表面的氧化及氮化、或抑制晶粒大小之不一致。因此亦可含有Sn、Cr或Cu。

(9)剩餘部分 剩餘部分為Fe及無法避免之不純物。無法避免之不純物中，Nb、Zr、Mo及V等是形成碳氮化物之元素，因此以極力減低為佳，該等的含量宜分別設為0.01質量以下。

(10)其他 本揭示中，令Si的質量%為[Si]、Al的質量%為[Al]及Mn的質量%為[Mn]時，下述式(1)所示參數Q為2.0以上。 Q=[Si]+2[Al]-[Mn]　　　(1) 這是為了將本揭示之無方向性電磁鋼板製成α-Fe單相，且會確保弛力退火時的晶粒成長性。

2.有關{100}強度(1/2中心層之對{100}方位之隨機強度比) 本揭示之無方向性電磁鋼板中是使用{100}強度為2.4以上者，其中又以3.0以上、尤其是3.5以上者為佳。又，上限並無特別限定，可設為30以下。 本揭示中，藉由具有上述範圍內之{100}強度而可製成一種無方向性電磁鋼板，該無方向性電磁鋼板在進行弛力退火等追加熱處理後，具有磁通密度無降低並且大幅減低了鐵損之優異磁特性。

{100}強度、亦即{100}之α-Fe相的X射線隨機強度比，可由利用X射線繞射來測定並計算之反極圖(Inverse Pole Figure)求算。

又，隨機強度比意指以下之數值：以相同條件測定沒有往特定方位聚集之標準試樣及受測材的X射線強度後，將所得受測材的X射線強度除以標準試樣之X射線強度而得之數值。 測定是在試樣之板厚1/2層的位置進行。此時，測定面會以化學研磨等進行加工以使其變得平滑。

3.粒徑 本揭示之無方向性電磁鋼板中，結晶粒徑為30µm以下，並且以25µm以下為佳，較佳為15µm以下。而下限值宜為3µm以上，尤其以15µm以上為佳。當結晶粒徑較上述範圍大時，改善因弛力退火所致鐵損之值的程度小，就結果而言會使得弛力退火後構件的磁特性惡化。另一方面，較上述範圍小時，不進行弛力退火之構件的鐵損值變大。此外，若結晶粒徑超過30µm，拉伸強度會降低而無法獲得所欲拉伸強度。在本揭示之無方向性電磁鋼板中，是藉由使結晶粒徑微細化至30µm以下，將拉伸強度提高至600MPa以上而達成高強度化。晶粒若微細則拉伸強度提高之理由可認為如以下。拉伸強度在鋼材中之差排(晶格之偏移)變得不易移動時就會提升。而已知差排在來到晶界時會變得不易移動。亦即，若使晶界變多、換言之使晶粒微細，拉伸強度便會提升。

上述結晶粒徑為平均粒徑，可藉由以下測定方法獲得。 亦即，藉由研磨等製作試樣，該試樣具有與無方向性電磁鋼板之軋延面平行之截面。對該試樣之研磨面(以下稱為觀察面)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°以上之境界作為結晶晶界，並以被該結晶晶界包圍之各個區域作為一個晶粒，來觀察包含10000個以上晶粒之區域(觀察區域)。在觀察區域中，將令晶粒為圓等效面積時的直徑(圓等效直徑)定義為粒徑。亦即，所謂粒徑意指圓等效直徑。

4.金屬Cu粒子 本揭示之無方向性電磁鋼板中，亦可含有直徑100nm以下的金屬Cu粒子且含有5個/10µm² 以上。 關於本揭示，可推測：藉由具有上述金屬Cu粒子，在提高本揭示之無方向性電磁鋼板的強度的同時，也有助於提升弛力退火時之磁特性。 本揭示中，如上所述，金屬Cu粒子之直徑為100nm以下，其中又以1nm~20nm之範圍內為佳，在3nm~10nm之範圍內尤佳。較上述範圍大者，其高強度化的效率明顯降低，並且需要大量Cu而對磁特性之不良影響變大。另一方面，較上述範圍小時，對磁特性之不良影響變大故不佳。上述金屬Cu粒子之直徑可利用電子顯微鏡觀察來定量。又，金屬Cu粒子之直徑亦指圓等效直徑。

又，上述金屬Cu粒子之個數密度為5個/10µm² 以上，其中又以100個/10µm² 以上為佳，在1000個/10µm² 以上尤佳。只要在上述範圍內，就高強度化之點而言即有效。 上述金屬Cu粒子之個數密度是使用相同試樣，計測10µm×10µm之視野中的氧化物，並將至少5視野以上之計測值加以平均來求算。

為了在鋼板內形成本揭示之金屬Cu粒子，重要的是歷經如以下之熱歷程。亦即，是在製造製品板的過程中在450℃~720℃之溫度區下維持30秒以上。此外，在後續步驟中，宜不在高於800℃之溫度區下維持20秒以上。

藉由歷經上述步驟，可有效率地形成在直徑及個數密度上具特徵性的金屬Cu粒子而幾乎不損害磁特性，並可謀求高強度化。 由於歷經該熱處理步驟後鋼材就會高強度化，因此從生產性的觀點看來，較有利的是：該熱處理步驟於軋延步驟後進行，並且與再結晶退火等在其他目的下所需之熱處理同時進行。亦即，若為冷軋電磁鋼板則於冷軋延後之最終熱處理步驟中，若為熱軋電磁鋼板則於熱軋延後之最終熱處理步驟中，在從750℃以上之溫度區的冷卻過程中在450℃~720℃之溫度區下維持30秒以上為佳。

此外，雖然依目標特性等之不同有時會進一步施加熱處理，而在該情況下宜設為不在高於800℃之溫度區下維持20秒以上。其原因在於：若進行溫度或時間超過上述之熱處理，則所形成之Cu金屬相便會再固溶，或者有時反而會集結成為粗大的金屬相。 本揭示並未利用因結晶組織微細化所帶來的強化，因此即便為了使在沖裁鋼板並加工成馬達零件時導入材料的應變回復，並且藉由使晶粒成長來謀求回復及提升磁性而施行了SRA(弛力退火)，仍具有強度的劣化小的效果。

5.其他 本揭示之無方向性電磁鋼板亦可於鋼板表面更具有絕緣皮膜。 本揭示之絕緣皮膜並無特別限定，可視用途等從周知之物中適當選擇使用，亦可為有機系皮膜、無機系皮膜中之任一者。有機系皮膜可列舉譬如：多胺系樹脂、丙烯酸樹脂、丙烯酸-苯乙烯樹脂、醇酸樹脂、聚酯樹脂、聚矽氧樹脂、氟樹脂、聚烯烴樹脂、苯乙烯樹脂、乙酸乙烯酯樹脂、環氧樹脂、酚樹脂、胺甲酸乙酯樹脂、三聚氰胺樹脂等。又，無機皮膜可列舉譬如：磷酸鹽系皮膜、磷酸鋁系皮膜及更包含上述樹脂之有機-無機複合系皮膜等。

上述絕緣皮膜的厚度並無特別限定，以每單面之膜厚為0.05µm以上且在2µm以下為佳。 絕緣皮膜的形成方法並無特別限定，可藉由例如以下方式形成絕緣皮膜：調製將上述樹脂或無機物溶解於溶劑中而成之絕緣皮膜形成用組成物，並將該絕緣皮膜形成用組成物以周知方法均勻地塗佈在鋼板表面。 本揭示電磁鋼板的厚度只要視用途等來適當調整即可，並無特別限定，但從製造上的觀點來看通常為0.10mm以上且在0.60mm以下，較佳是在0.015mm以上且在0.50mm以下。從磁特性與生產性的平衡之觀點來看，宜為0.015mm以上且在0.35mm以下。

本揭示之電磁鋼板尤其適於將其沖裁加工成任意形狀來使用之用途。譬如，可適合應用於以下使用有電磁鋼板之以往周知的所有用途：用於電氣設備的伺服馬達、步進馬達、電器設備的壓縮機、使用於產業用途的馬達、電動汽車、動力混合車、電車的驅動馬達、使用於各種用途的發電機或鐵芯、抗流線圈、反應器、電流感測器等。 其中，在本揭示中尤其可適合用於後述之轉子用馬達鐵芯與定子用馬達鐵芯。

6.無方向性電磁鋼板的製造方法 上述本揭示之無方向性電磁鋼板的製造方法並無特別限定，可舉出以下方法：(1)高溫熱軋板退火+冷軋強軋縮法、(2)薄扁胚連續鑄造法、(3)潤滑熱軋法及(4)鋼帶鑄造法等。 又，在所有方法中，扁胚等之起始材料的化學組成皆為上述「A.無方向性電磁鋼板 1.化學組成」之項目中記載之化學組成。

(1)高溫熱軋板退火+冷軋強軋縮法 首先，在製鋼步驟中製造扁胚。以再加熱爐加熱扁胚後，在熱軋延步驟中連續進行粗軋延及精整軋延而獲得熱軋卷料。熱軋條件並無特別限制。亦可為一般的製造方法，亦即是將經加熱至1000~1200℃之扁胚在700~900℃下完成完工熱軋後，在500~700℃下進行捲取的製造方法。

接著，對熱軋卷料的鋼板實施熱軋板退火。藉由熱軋板退火，使其再結晶，而使晶粒成長得粗大直到結晶粒徑為300~500µm。 熱軋板退火可為連續退火，亦可為分批退火。從成本的觀點來看，熱軋板退火宜以連續退火來實施。要實施連續退火，必須在高溫短時間下使晶粒成長，藉由將Si等的含量設為參數Q≧2.0，可設為在高溫下不會引起肥粒鐵-沃斯田鐵變態之成分。在連續退火的情況下，熱軋板退火溫度可設為例如1050℃。

接著，對鋼板實施冷軋延前之酸洗。 酸洗是用以去除鋼板表面之鏽皮之必要步驟。可視鏽皮的去除狀況來選擇酸洗條件。又，亦可取代酸洗而利用研磨機來去除鏽皮。

接著，對鋼板實施冷軋延。 在此，Si含量高之高級無方向性電磁鋼板中，若使結晶粒徑變得過於粗大，鋼板會脆化而有在冷軋延中發生脆性斷裂之虞。因此，通常會將冷軋延前之鋼板的平均結晶粒徑限制在200µm以下。另一方面，在本揭示中是將冷軋延前之平均結晶粒徑製成300~500µm，並且按軋縮率88~97%來實施後續的冷軋延。 又，從避免脆性斷裂的觀點來看，亦可在材料之延性/脆性轉變溫度以上的溫度下實施溫軋延來取代冷軋延。 若後續實施完工退火，則ND//＜100＞再結晶晶粒成長。從而{100}面強度增加，而{100}方位晶粒存在之機率提高。

接下來，對鋼板實施完工退火。 完工退火必須決定其條件以獲得可得到所欲磁特性之結晶粒徑，而只要是通常的無方向性電磁鋼板之完工退火條件之範圍即可。然而，要獲得微細晶粒則以低溫為宜，以在800℃以下為佳。 完工退火可為連續退火，亦可為分批退火。從成本的觀點來看，完工退火宜以連續退火來實施。 歷經以上步驟，便可獲得上述本揭示之無方向性電磁鋼板。

(2)薄扁胚連續鑄造法 薄扁胚連續鑄造法是在製鋼步驟中製造30~60mm厚度之扁胚，並省略熱軋延步驟之粗軋延。較理想的是在薄扁胚中充分使柱狀晶發達，並且以熱軋延加工柱狀晶使所得{100}＜011＞方位留在熱軋板中。於該過程中，柱狀晶會成長成{100}面平行於鋼板面。為了該目的，較理想的是不在連續鑄造中實施電磁攪拌。並且，較理想的是極力減低會促進凝固核生成之熔鋼中的微細夾雜物。 然後，以再加熱爐加熱薄扁胚後，在熱軋延步驟中連續進行精整軋延而獲得約2mm厚度的熱軋卷料。

其後，對熱軋卷料之鋼板，以與上述「(1)高溫熱軋板退火+冷軋強軋縮法」同樣的方式，實施熱軋板退火、酸洗、冷軋延及完工退火。 歷經以上步驟，便可獲得上述本揭示之無方向性電磁鋼板。

(3)潤滑熱軋法 首先，在製鋼步驟中製造扁胚。以再加熱爐加熱扁胚後，在熱軋延步驟中連續進行粗軋延及精整軋延而獲得熱軋卷料。 雖然熱軋延通常是在無潤滑下實施，但在此是按適當潤滑條件來進行熱軋延。若按適當潤滑條件實施熱軋延，導入鋼板表層附近之剪切變形便會減少。藉此，可使通常會在鋼板中央發達之具有RD//＜011＞方位之加工組織發達至鋼板表層附近，該加工組織被稱為α纖維(α-fiber)。例如，以如日本特開平10-36912號記載之方式，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，並使完工熱軋輥與鋼板之平均摩擦係數在0.25以下，藉此便能使α纖維發達。此時的溫度條件不特別指定。亦可為與上述「(1)高溫熱軋板退火+冷軋強軋縮法」同樣的溫度。

其後，對熱軋卷料之鋼板，以與上述「(1)高溫熱軋板退火+冷軋強軋縮法」同樣的方式，實施熱軋板退火、酸洗、冷軋延及完工退火。若在熱軋卷料之鋼板中使α纖維發達至鋼板表層附近，則在後續之熱軋板退火中{h11}＜1/h 1 2＞、尤其{100}＜012＞~{411}＜148＞便會再結晶。並且，在酸洗該鋼板後，若實施冷軋延及完工退火，{100}＜012＞~{411}＜148＞會再結晶。從而{100}面強度增加，而{100}方位晶粒存在之機率提高。 歷經以上步驟，便可獲得上述本揭示之無方向性電磁鋼板。

(4)鋼帶鑄造法 首先，在製鋼步驟中藉由鋼帶鑄造來直接製造1~3mm厚度的熱軋卷料。 在鋼帶鑄造中，可藉由將鋼液在經水冷之1對軋輥間急速冷卻，來直接獲得相當於熱軋卷料的厚度的鋼板。此時，藉由充分提高接觸水冷軋輥之鋼板最表面與鋼液的溫度差來進行，在表面凝固的晶粒便會沿鋼板垂直方向成長，形成柱狀晶。

在具有BCC結構之鋼中，柱狀晶會成長成{100}面與鋼板面平行。{100}面強度增加，則{100}方位晶粒存在之機率會提高。並且，重要的是使在變態、加工或再結晶中盡可能不從{100}面變化。具體而言，重要的是使其含有肥粒鐵促進元素之Si並限制沃斯田鐵促進元素之Mn含量，藉此使其不歷經在高溫下之沃斯田鐵相生成，而從凝固後至室溫為止為肥粒鐵單相。 縱使發生沃斯田鐵-肥粒鐵變態，仍可維持一部分的{100}面，而藉由將Si等的含量設為參數Q≧2.0，可設為在高溫下不會引起肥粒鐵-沃斯田鐵變態之成分。

接著，將藉由鋼帶鑄造而得之熱軋卷料的鋼板進行熱軋延，然後將所得熱軋板進行退火(熱軋板退火)。 又，亦可不實施熱軋延而直接實施後續步驟。 並且，亦可不實施熱軋板退火而直接實施後續步驟。在此，以熱軋延在鋼板導入了30%以上之應變後，若在550℃以上之溫度下實施熱軋板退火，有時會從應變導入部發生再結晶而導致結晶方位改變。因此，以熱軋延導入了30%以上之應變後，不實施熱軋板退火、或者是在不會再結晶之溫度下實施。

接著，在對鋼板酸洗後實施冷軋延。 冷軋延是用以獲得所欲製品厚度的必要步驟。惟，冷軋延之軋縮率若變得過大，則會變得無法在製品中獲得理想的結晶方位。因此，冷軋延之軋縮率宜設為90%以下，設為85%以下較佳，設為80%以下更佳。冷軋延之軋縮率下限無須特別設置，是依據冷軋延前之鋼板板厚及所欲製品厚度來決定軋縮率下限。另外，由於在並未獲得作為積層鋼板所要求之表面性狀及平坦度的情況下也需要冷軋延，故必須進行該目的下之最小冷軋延。 冷軋延可利用可逆式輥軋機來實施，亦可利用串聯式輥軋機來實施。

又，從避免脆性斷裂的觀點來看，亦可在材料之延性/脆性轉變溫度以上的溫度下實施溫軋延來取代冷軋延。 另，酸洗及完工退火是以與上述「(1)高溫熱軋板退火+冷軋強軋縮法」同樣的方式實施。 歷經以上步驟，便可獲得上述本揭示之無方向性電磁鋼板。

本揭示不限於上述實施形態。上述實施形態是範例，實質上具有與本揭示申請專利範圍中記載之技術思想相同構成而可發揮相同作用效果者，不論何者皆包含於本揭示之技術範圍內。 實施例

以下示例實施例並具體說明本揭示。又，實施例的條件是用以確認本揭示之可實施性以及效果而採用之一例，本揭示並不限於實施例的條件。本揭示只要不脫離其主旨且可達成其目的，則可採用各種條件。

(實施例1) 準備具有下述表1所示化學組成之250mm厚的扁胚。 接著，對上述扁胚施行熱軋延，製作出5.0mm厚與2.0mm厚之熱軋板。此時在扁胚再加熱溫度為1200℃、完工溫度為850℃且捲取溫度為650℃下進行。將該熱軋板於1050℃下退火30分鐘後，以酸洗去除表層鏽皮。然後冷軋軋延為0.25mm。完工退火是在750℃與1050℃下分別退火1分鐘。A-38~40是在完工退火後在600℃下退火1分鐘，來作為Cu之析出處理。

測定所得無方向性電磁鋼板的{100}集合組織、平均結晶粒徑、拉伸強度、Cu析出物的個數、及鐵損W10/400與磁通密度B50。{100}集合組織是從X射線繞射來計算反極圖而求出。鐵損W10/400是在以400Hz施加1.0T之交變磁場時鐵所產生的能量損失(W/kg)。磁通密度B50是以50Hz施加5000A/m之磁場時在鐵產生的磁通密度。測定值是從母材切出55mm見方之鋼板(1邊為軋延方向)，設為軋延方向與其90°方向之平均值。

於上述測定後進行弛力退火。弛力退火是以100℃/Hr.升溫，在到達800℃後均熱2小時，再以100℃/Hr.進行徐冷。惟，經Cu析出處理之材料的弛力退火是以100℃/Hr.升溫，在到達950℃後均熱2小時，再以100℃/Hr.進行徐冷。弛力退火後以與上述同樣的方式測定鐵損與磁通密度。 為了調查弛力退火前的材料強度，沿相對於軋延方向呈平行之方向採取試驗片並進行拉伸試驗。此時試驗片使用JIS5號試驗片。測定至斷裂為止的最大應力(拉伸強度)。並且於表2列示各個測定結果。

從5.0mm厚的熱軋板製成的材料在完工退火後{100}強度變得較2.4更大(A1~40、A44~46、A50、A57~58)。從2.0mm厚的熱軋板製成的材料，在完工退火後之{100}強度變得較2.4更低(A41~43、A47~49)。關於A-51~56，雖熱軋板為5.0mm厚但Q小於2.0，故在完工退火後{100}強度變得較2.4更低。而關於結晶粒徑，在750℃下進行了完工退火的材料成為約20µm左右(A1~40、A47~57)，若為1050℃則成為約100µm(A-41~46)。

A-1~30變更了各種添加元素。不論添加了哪一種添加元素，在弛力退火後皆獲得了鐵損大幅降低之效果。A-31~40加入了任意添加元素。即使添加了任意添加元素，在弛力退火時鐵損大幅降低之效果不變。A-37~40添加了Cu作為任意添加元素。其中，A-38~40是進行了金屬粒子之析出處理的發明例。A-38~40中金屬Cu粒子的平均直徑及析出個數分別為約30nm及約100個/10µm² 。藉由該析出處理來比較A-38~40與相同成分之發明例A-1~3時，可知在A-1與A-38、A-2與A-39、A-3與A-40中分別是經析出處理者的拉伸強度較高。因此，藉由添加Cu作為任意添加元素並且進行金屬粒子之析出處理，尤其可獲得能使拉伸強度為高強度之效果。

A-1及41~49是使成分幾乎相同並改變了製造條件者。其中，於圖1顯示將A-1、41、44及47之SRA後的鐵損測定結果彙整而成之圖表。可知：增加{100}強度、或者使弛力退火前的晶粒變小並使其在弛力退火後變得粗大，從而會有降低鐵損的效果，但在組合其二者時，透過加乘效果可大幅減低弛力退火後的鐵損。又，關於弛力退火後之鐵損，以下列情況為合格等級：Si為2.0~2.3%時之鐵損在9.5W/kg以下、Si為2.4~3.1%時之鐵損在9.0W/kg以下、以及Si為3.8~4.0%時之鐵損在8.5W/kg以下。而關於鐵損較該等更高者，則因不使用本發明也會到達，故設為不合格。

吾等認為{100}強度若增加則鐵損會降低之理由在於：bcc鐵之易磁化方向統一於面內而往系統外之漏磁通變少，且因磁區壁移動所致損耗變少。另外，即便在同樣使弛力退火後之平均結晶粒徑為約100µm的情況下，相較於在完工退火中製成該粒徑，在完工退火後使粒徑變得細微並在弛力退火後製成100µm的情況下鐵損變得較低。吾等認為其理由在於：在完工退火的冷卻時導入之微小應變因結晶晶界的移動而被掃除(sweaping)。而具有加乘效果的理由推斷如下：透過弛力退火，{100}方位晶粒蠶食掉其他對磁特性而言較不佳的方位晶粒所致。 在A-50顯示不加入Mg等會清除MnS之元素時的特性。即使進行了弛力退火，結晶粒徑仍無法成長得令人滿足，就結果而言鐵損變差。

A-41、42及43表示{100}強度小於2.4且粒徑大於30µm之比較例。又，A-44、45、46及58表示雖{100}強度在2.4以上但粒徑大於30µm之比較例。根據該等比較例可知：若粒徑大於30µm便無法獲得充分的拉伸強度。

於A-51~56顯示Q小於2.0之比較例。在該等比較例中，鋼板沒有成為α-Fe單相，故在熱軋板退火時無法使結晶粒徑變粗大，完工退火後的{100}強度變得較2.4更低。

[表1]

[表2]

(實施例2) 準備具有下述表3所示化學組成之30mm厚的扁胚與250mm厚的扁胚。接著，對上述扁胚施行熱軋延，製作出2.0mm厚之熱軋板。此時在扁胚再加熱溫度為1200度、完工溫度為850℃且捲取溫度為650℃下進行。之後，以酸洗去除表層鏽皮。然後冷軋軋延為0.25mm。完工退火是在750℃下退火1分鐘。B-38~40是在完工退火後在600℃下退火1分鐘，來作為Cu之析出處理。

以與實施例1同樣的方法測定所得無方向性電磁鋼板的{100}集合組織、平均結晶粒徑、拉伸強度、Cu析出物的個數、及鐵損W10/400與磁通密度B50。後續的拉伸試驗及弛力退火亦設為與實施例1相同。於表4列示其等之結果。

從30mm厚的扁胚製成的材料在完工退火後{100}強度變得較2.4更大(B-1~B-40、B-44~46、B-50、B-57~58)。從250mm厚的扁胚製成的材料，在完工退火後之{100}強度變得較2.4更低(B-41~43、B47~49)。關於B-51~56，雖然扁胚為30mm厚但Q小於2.0，故在完工退火後{100}強度變得較2.4更低。而關於結晶粒徑，在750℃下進行了完工退火的材料成為約20µm左右(B-1~40、B-47~57)，若為1050℃則成為約100µm(B-41~46)。

B-1~30變更了各種添加元素。不論添加了哪一種添加元素，在弛力退火後皆獲得了鐵損大幅降低之效果。B-31~40加入了任意添加元素。即使添加了任意添加元素，在弛力退火時鐵損大幅降低之效果不變。B-37~40添加了Cu作為任意添加元素。其中，B-38~40是進行了金屬粒子之析出處理的發明例。B-38~40中金屬Cu粒子的平均直徑及析出個數分別為約30nm及約100個/10µm² 。藉由該析出處理來比較B-38~40與相同成分之發明例B-1~3時，可知在B-1與B-38、B-2與B-39、B-3與B-40中分別是經析出處理者的拉伸強度較高。因此，藉由添加Cu作為任意添加元素並且進行金屬粒子之析出處理，尤其可獲得能使拉伸強度為高強度之效果。

B-1及41~49是使成分幾乎相同並改變了製造條件者。可知：增加{100}強度、或者使弛力退火前的晶粒變小並使其在弛力退火後變得粗大，從而會有降低鐵損的效果，但在組合其二者時，透過加乘效果可大幅減低弛力退火後的鐵損。又，關於弛力退火後之鐵損，以下列情況為合格等級：Si為2.0~2.3%時之鐵損在9.5W/kg以下、Si為2.4~3.1%時之鐵損在9.0W/kg以下、以及Si為3.8~4.0%時之鐵損在8.5W/kg以下。而關於鐵損較該等更高者，則因不使用本發明也會到達，故設為不合格。

在B-50顯示不加入Mg等會清除MnS之元素時的特性。即使進行了弛力退火，結晶粒徑仍無法成長得令人滿足，就結果而言鐵損變差。

B-41、42及43表示{100}強度小於2.4且粒徑大於30µm之比較例。又，B-44、45、46及58表示雖{100}強度在2.4以上但粒徑大於30µm之比較例。根據該等比較例可知：若粒徑成為大於30µm便無法獲得充分的拉伸強度。

於B-51~56顯示Q小於2.0之比較例。在該等比較例中，鋼板沒有成為α-Fe單相，故在薄扁胚中形成的組織會在扁胚再加熱時的相變態中失去，完工退火後的{100}強度變得較2.4更低。

[表3]

[表4]

(實施例3) 準備具有下述表5所示化學組成之250mm厚的扁胚。 接著，對上述扁胚施行熱軋延，製作出2.0mm厚之熱軋板。此時在扁胚再加熱溫度為1200℃、完工溫度為850℃且捲取溫度為650℃下進行。並且，在熱軋時會提高與軋輥之潤滑性，故於熱軋軋輥冷卻水中混入10%之油脂作為潤滑劑，並使完工熱軋輥與鋼板之平均摩擦係數在0.25以下。另外，亦有不混入油脂而進行熱軋的材料。之後，以酸洗去除表層鏽皮。然後冷軋軋延至0.25mm，且完工退火是在750℃下退火1分鐘。C-38~40是在完工退火後在600℃下退火1分鐘，來作為Cu之析出處理。

以與實施例1同樣的方法測定所得無方向性電磁鋼板的{100}集合組織、平均結晶粒徑、拉伸強度、Cu析出物的個數、及鐵損W10/400與磁通密度B50。後續的拉伸試驗及弛力退火亦設為與實施例1相同。於表6列示其等之結果。

於熱軋時混入了油脂的材料在完工退火後{100}強度變得較2.4更大(C-1~40、C44~46、C-50、C-57~58)。在熱軋時未混入油脂的材料，在完工退火後之{100}強度變得較2.4更低(C-41~43、C47~49)。C-51~56是在熱軋時混入了油脂的材料，但因Q小於2.0，故在完工退火後{100}強度變得較2.4更低。而關於結晶粒徑，在750℃下進行了完工退火的材料成為約20µm左右(C-1~40、C-47~57)，若為1050℃則成為約100µm(C-41~46)。

C-1~30變更了各種添加元素。不論添加了哪一種添加元素，在弛力退火後皆獲得了鐵損大幅降低之效果。C-31~40加入了任意添加元素。即使添加了任意添加元素，在弛力退火時鐵損大幅降低之效果不變。C-37~40添加了Cu作為任意添加元素。其中，C-38~40是進行了金屬粒子之析出處理的發明例。C-38~40中金屬Cu粒子的平均直徑及析出個數分別為約30nm及約100個/10µm² 。藉由該析出處理來比較C-38~40與相同成分之發明例C-1~3時，可知在C-1與C-38、C-2與C-39、C-3與C-40中分別是經析出處理者的拉伸強度較高。因此，藉由添加Cu作為任意添加元素並且進行金屬粒子之析出處理，尤其可獲得能使拉伸強度為高強度之效果。

C-1及41~49是使成分幾乎相同並改變了製造條件者。可知：增加{100}強度、或者使弛力退火前的晶粒變小並使其在弛力退火後變得粗大，從而會有降低鐵損的效果，但在組合其二者時，透過加乘效果可大幅減低弛力退火後的鐵損。又，關於弛力退火後之鐵損，以下列情況為合格等級：Si為2.0~2.3%時之鐵損在9.5W/kg以下、Si為2.4~3.1%時之鐵損在9.0W/kg以下、以及Si為3.8~4.0%時之鐵損在8.5W/kg以下。而關於鐵損較該等更高者，則因不使用本發明也會到達，故設為不合格。

在C-50顯示不加入Mg等會清除MnS之元素時的特性。即使進行了弛力退火，結晶粒徑仍無法成長得令人滿足，就結果而言鐵損變差。

C-41、42及43表示雖{100}強度小於2.4但粒徑大於30µm之比較例。又，C-44、45、46及58表示雖{100}強度在2.4以上但粒徑大於30µm之比較例。根據該等比較例可知：若粒徑成為大於30µm便無法獲得充分的拉伸強度。

於C-51~56顯示Q小於2.0之比較例。在該等比較例中，鋼板沒有成為α-Fe單相，故在潤滑軋延時是取γ相，在後續的相變態中潤滑軋延的效果消失，而完工退火後的{100}強度變得較2.4更低。

[表5]

[表6]

(實施例4) 鑄造具有下述表7所示化學組成之1.3mm厚的鋼帶。另，除前述鑄造鋼帶外，另外還使用了鋼板，該鋼板是將扁胚厚度250mm且經鑄造而得之扁胚進行熱軋，並且在扁胚再加熱溫度為1200℃、完工溫度為850℃且捲取溫度為650℃下熱軋至2.0mm而得之鋼板。之後，藉由酸洗該等鋼板而去除表層鏽皮。然後冷軋軋延為0.25mm。完工退火是在750℃下退火1分鐘。D-38~40是在完工退火後在600℃下退火1分鐘，來作為Cu之析出處理。

以與實施例1同樣的方法測定所得無方向性電磁鋼板的{100}集合組織、平均結晶粒徑、拉伸強度、Cu析出物的個數、及鐵損W10/400與磁通密度B50。後續的拉伸試驗及弛力退火亦設為與實施例1相同。於表8列示其等之結果。

經鑄造鋼帶而得之材料在完工退火後{100}強度變得較2.4更大(D-1~40、D-44~46、D-50、D-57~58)。經鑄造扁胚而得之材料，在完工退火後之{100}強度變得較2.4更低(D-41~43、D-47~49)。關於D-51~56，雖鑄造了鋼帶但因Q小於2.0，故完工退火後{100}強度變得較2.4更低。而關於結晶粒徑，在750℃下進行了完工退火的材料成為約20µm左右(D-1~40、D-47~57)，若為1050℃則成為約100µm(D-41~48)。

D-1~30變更了各種添加元素。不論添加了哪一種添加元素，在弛力退火後皆獲得了鐵損大幅降低之效果。D-31~40加入了任意添加元素。即使添加了任意添加元素，在弛力退火時鐵損大幅降低之效果不變。D-37~40添加了Cu作為任意添加元素。其中，D-38~40是進行了金屬粒子之析出處理的發明例。D-38~40中金屬Cu粒子的平均直徑及析出個數分別為約30nm及約100個/10µm² 。藉由該析出處理來比較D-38~40與相同成分之發明例D-1~3時，可知在D-1與D-38、D-2與D-39、D-3與D-40中分別是經析出處理者的拉伸強度較高。因此，藉由添加Cu作為任意添加元素並且進行金屬粒子之析出處理，尤其可獲得能使拉伸強度為高強度之效果。

D-1及41~49是使成分幾乎相同並改變了製造條件者。可知：增加{100}強度、或者使弛力退火前的晶粒變小並使其在弛力退火後變得粗大，從而會有降低鐵損的效果，但在組合其二者時，透過加乘效果可大幅減低弛力退火後的鐵損。又，關於弛力退火後之鐵損，以下列情況為合格等級：Si為2.0~2.3%時之鐵損在9.5W/kg以下、Si為2.4~3.1%時之鐵損在9.0W/kg以下、以及Si為3.8~4.0%時之鐵損在8.5W/kg以下。而關於鐵損較該等更高者，則因不使用本發明也會到達，故設為不合格。

在D-50顯示不加入Mg等會清除MnS之元素時的特性。即使進行了弛力退火，結晶粒徑仍無法成長得令人滿足，就結果而言鐵損變差。

D-41、42及43表示{100}強度小於2.4且粒徑大於30µm之比較例。又，D-44、45、46及58表示雖{100}強度在2.4以上但粒徑大於30µm之比較例。根據該等比較例可知：若粒徑成為大於30µm便無法獲得充分的拉伸強度。

於D-51~56顯示Q小於2.0之比較例。在該等比較例中，鋼板沒有成為α-Fe單相，故在鑄造鋼條後的相變態中，鋼條內的組織改變，完工退火後的{100}強度變得較2.4更低。

[表7]

[表8]

圖1是顯示實施例之鐵損降低量的圖表。

Claims (4)

1. 一種無方向性電磁鋼板，具有以下化學組成： 含有： C：0.0030質量%以下、Si：2.0質量%以上且在4.0質量%以下、Al：0.010質量%以上且在3.0質量%以下、Mn：0.10質量%以上且在2.4質量%以下、P：0.0050質量%以上且在0.20質量%以下、S：0.0030質量%以下、選自於由Mg、Ca、Sr、Ba、Ce、La、Nd、Pr、Zn及Cd所構成群組中之1種以上元素：合計0.00050質量%以上，且剩餘部分由Fe及無法避免之不純物構成；並且 令Si的質量%為[Si]、Al的質量%為[Al]及Mn的質量%為[Mn]時，下述式(1)所示參數Q為2.0以上； 對{100}方位的隨機強度比為2.4以上；且 平均結晶粒徑為30μm以下； Q=[Si]+2[Al]-[Mn]　　　(1)
2. 如請求項1之無方向性電磁鋼板，其含有選自於由以下所構成群組中之至少1種組成：Sn：0.02質量%以上且在0.40質量%以下、Cr：0.02質量%以上且在2.00質量%以下及Cu：0.10質量%以上且在2.00質量%以下。
3. 如請求項1或請求項2之無方向性電磁鋼板，其含有直徑100nm以下的金屬Cu粒子且含有5個/10μm² 以上。
4. 如請求項1至3中任一項之無方向性電磁鋼板，其拉伸強度為600MPa以上。

Images