TWI461545B - 高強度電磁鋼板及其製造方法 - Google Patents

Description

高強度電磁鋼板及其製造方法

本發明是有關於一種無方向性電磁鋼板，尤其是有關於一種高強度電磁鋼板及其製造方法，該高強度電磁鋼板適合用於以渦輪(turbine)發電機或者電動汽車、混合動力汽車的驅動馬達(motor)、工作機械用馬達等高速旋轉機的轉子(rotor)為典型例的被施加大應力的零件，為高強度且具有優異的磁特性。

近年來，隨著馬達的驅動系統(system)的發展，驅動電源的頻率控制成為可能，進行可變速運轉或商用頻率以上的高速旋轉的馬達正在增加。此種進行高速旋轉的馬達中，作用於轉子之類的旋轉體的離心力是與旋轉半徑成正比且與旋轉速度的平方成正比地變大，因此，尤其作為中型、大型的高速馬達的轉子材料，必須為高強度材料。

而且，近年來，於混合動力汽車的驅動馬達或壓縮機馬達(compressor motor)等中採用增加的嵌入磁鐵型直流電(direct current，DC)反相器(inverter)控制馬達中，在轉子外周部設有狹縫(slit)以埋設磁鐵。因此，因馬達高速旋轉時的離心力，應力會集中於狹窄的橋接(bridge)部(轉子外周與狹縫的間部等)。並且，應力狀態會視馬達的加減速運轉或振動而變化，因此對於用於轉子的磁芯(core)材料，需要高強度且高疲勞強度。

除此以外，於高速旋轉馬達中，會因高頻磁通而產生 渦電流，從而導致馬達效率下降，並且產生發熱。一旦該發熱量變多，嵌入於轉子內的磁鐵會被消磁，因此亦要求高頻區域內的鐵損低。

因而，作為轉子用原材料，期望磁特性優異且高強度的電磁鋼板。

此處，作為鋼板的強化方法，已知有固溶強化、析出強化、晶粒微細強化及複合組織強化等，但該些強化方法多會使磁特性劣化，因此，通常極難兼顧強度與磁特性。

在此種狀況下，對於具有高張力的電磁鋼板，提出有若干方案。

例如，於專利文獻1中提出有如下方法：將Si含量提高至3.5%~7.0%，進而為進行固溶強化而添加Ti、W、Mo、Mn、Ni、Co及Al等元素以實現高強度化。

而且，於專利文獻2中，除了上述強化法以外，還提出有如下方法：藉由精心設計加工退火條件，而使結晶粒徑為0.01mm~5.0mm以改善磁特性。

然而，當將該些方法適用於工廠生產時，存在下述等問題：於熱軋後的連續退火步驟或隨後的軋製步驟等中，易產生板斷裂等的問題，從而無可避免地造成良率下降或生產線(line)停止。

對於此點，若將冷軋設為板溫達數百℃的溫軋，則板斷裂會得到減輕，但步驟管理上的問題亦變大，例如不僅需要用於溫軋的設備對應，生產上的限制亦變大。

而且，於專利文獻3中，提出有如下方法，即，利用 Mn或Ni來對Si含量為2.0%~3.5%的鋼實現固溶強化，於專利文獻4中提出如下技術，即，針對Si含量為2.0%~4.0%的鋼，藉由添加Mn或Ni來進行固溶強化，進而利用Nb、Zr、Ti及V等的碳氮化物來實現高強度與磁特性的兼顧，於專利文獻5中提出如下技術，即，於Si含量為2.0%以上且小於4.0%的鋼中，利用Nb、Zr、Ti及V等碳氮化物的析出效果及晶粒細化效果，實現高強度與磁特性的兼顧。

然而，於該些方法中，存在如下問題，即：須大量添加Ni等昂貴的元素；或者因剝落等缺陷增加引起的良率下降導致成本(cost)變高。而且，於該些揭示技術中，由於利用碳氮化物的析出效果，因此亦存在磁特性的劣化大的問題。

另一方面，於專利文獻6中揭示有如下技術：於Si為4.0%~7.0%的組成中，藉由以與Si含量的關係所規定的特定溫度來對冷軋後的鋼板進行熱處理，藉此使結晶組織的再結晶率為95%以下，將剩餘部分實質上作為軋製組織，以實現鋼板強度的強化。

根據上述技術，例如當以700℃來進行熱處理時，需要添加約5.9%以上的Si，從而獲得實用的軟磁性材料，該軟磁性材料為80kgf/mm² 以上的高抗拉強度且具有所期望的伸展性，進而兼具優異的磁特性。

而且，於專利文獻7中揭示有如下方法：於含有0.2%~4.0%的Si且以肥粒鐵相(ferrite phase)為主相的電磁鋼 板中，添加Ti、Nb及Ni等，以於鋼材內部生成直徑為0.050μm以下的金屬間化合物，從而實現鋼板強度的強化。於該方法中，可製造具有60kgf/mm² 以上的抗拉強度和耐磨耗性且磁通密度或鐵損優異的無方向性電磁鋼板，而不會損害冷軋性等。

進而，於專利文獻8、9及10中，提出有使未再結晶組織殘留於鋼板中的高強度電磁鋼板。根據該些方法，既可維持熱軋後的製造性，又可相對較容易地獲得高強度。

然而，就該些材料而言，皆存在軋製直角方向上的鋼板強度的不均易變大的問題。

因而，進而於專利文獻11中提出有一種高強度無方向性電磁鋼板的製造方法，其使用將組成調整為如下範圍的板坯，即：含有超過3.5%且5.0%以下的Si、0.5%以下的Al、0.20%以下的P、0.002%以上且0.005%以下的S及0.010%以下的N，且使Mn在與S含量(質量%)的關係上滿足(5.94×10^-5 )/(S%)≦Mn%≦(4.47×10^-4 )/(S%)

的關係。

然而，即使是上述技術，鋼板強度的不均仍不可謂之為已達到實際使用上的期望值，仍然需求低鐵損且高強度但強度不均小的電磁鋼板。

先前技術文獻

專利文獻

專利文獻1：日本專利特開昭60-238421號公報

專利文獻2：日本專利特開昭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：日本專利特開平6-330255號公報

專利文獻6：日本專利特開平4-337050號公報

專利文獻7：日本專利特開2005-264315號公報

專利文獻8：日本專利特開2005-113185號公報

專利文獻9：日本專利特開2006-169611號公報

專利文獻10：日本專利特開2007-186790號公報

專利文獻11：日本專利特開2010-90474號公報

專利文獻12：日本專利特開2001-271147號公報

專利文獻13：日本專利特開平11-293426號公報

本發明是有鑒於上述實情而開發，其目的在於提供一種電磁鋼板及其有利的製造方法，該電磁鋼板適合用作高速旋轉馬達的轉子材料，穩定地具有高強度且磁特性亦優異。

此外，發明者等人為了解決上述課題，對經活用未再結晶回復組織的高強度電磁鋼板的機械強度進行詳盡的研究，以求探明發生機械強度的不均的原因。

其結果發現，鋼板中的未再結晶回復組織或介在物的存在形態會對機械強度的不均造成大的影響，並且一併明 確了用於在良好的製造性之下獲得兼顧低鐵損及穩定的高強度的電磁鋼板的、鋼組成與鋼組織的控制條件，以至完成本發明。

本發明是立足於上述發現。

即，本發明的主旨結構如下。

1.一種電磁鋼板，其特徵在於，以質量%計含有0.005%以下的C、超過3.5%且4.5%以下的Si、0.01%以上且0.10%以下的Mn、0.005%以下的Al、0.0010%以上且0.0050%以下的Ca、0.0030%以下的S、0.0030%以下的N，且滿足Ca/S為0.80以上，剩餘部分包含Fe及不可避免的雜質的成分組成，且板厚為0.40mm以下，未再結晶的加工組織為10%以上且70%以下，拉伸強度(TS)為600MPa以上，鐵損W_10/400 為30W/kg以下。

2.如上述1所述之電磁鋼板，其中上述高強度電磁鋼板以質量%計更含有選自0.005%以上且0.2%以下的Sb、0.005%以上且0.2%以下的Sn、0.01%以上且0.2%以下的P、0.005%以上且0.10%以下的Mo、0.0002%以上且0.002%以下的B、0.05%以上且0.5%以下的Cr中的1種或2種以上。

3.一種電磁鋼板的製造方法，該電磁鋼板為無方向性電磁鋼板，該製造方法的特徵在於在包含如下一連串的步驟中，即，對包含上述1或2所述之成分組成的板坯進行板坯加熱後，經熱軋後予以捲繞，然後進行熱軋板退火並酸洗後，實施冷軋或溫軋，以使板厚為0.40mm以下，隨 後實施加工退火，其中將上述板坯加熱時的溫度設為1050℃以上且1150℃以下，將上述熱軋的加工熱軋結束後的溫度設為800℃以上且900℃以下，將上述捲繞溫度設為500℃以上且650℃以下，將上述熱軋板退火的溫度設為900℃以上且1000℃以下，進而，在氫為10vol%以上、露點為-20℃以下的環境中且在超過650℃且小於800℃的溫度範圍內，實施上述加工退火。

根據本發明，可於良好的製造性之下獲得高強度且低鐵損的電磁鋼板。

以下，對本發明作具體說明。再者，以下所示的表示鋼板成分的%表示只要未特別聲明，則表示質量%。

如前所述，作為獲得高強度無方向性電磁鋼板的方法，若考慮利用Nb、Zr、Ti及V等碳氮化物，則碳氮化物等的析出物會妨礙鋼板受磁化時的磁壁移動(domain wall motion)，因此被認為本質上不利於低鐵損的實現。

因此，作為不利用碳氮化物等的析出物來使鋼板高強度化的方法，發明者等人著眼於未再結晶回復組織的利用。然而，當於先前方法中利用未再結晶組織時，存在如下傾向，即，鋼板中的未再結晶組織的存在形態的不均對機械強度的不均造成大的影響。考慮其原因在於：加工退火時，於鋼組織中，在再結晶進行中的中途階段退火便已 結束，因此鋼板的初始粒徑或析出物的量及形態、進而冷軋時的差排(dislocation)導入的程度等各個條件的微弱的差異會對再結晶的進行程度造成大的影響。

因而，若能使得上述各條件即使在微觀上觀察亦無不均而儘可能為均勻，則可認為所獲得的未再結晶組織的形態亦會穩定。因此，首先對原材料成分進行研究。

於通常的無方向性電磁鋼板中，為降低鐵損，除了Si以外，多添加Al、Mn等元素。尤其是Al，由於與Si同樣地電阻率(specific resistance)增大的效果大，因此積極地添加Al。而且，Mn亦有提高電阻率的效果，且對於熱脆性的改善有效，因此通常添加0.15%~0.20%左右。

然而，發明者等人認為，要獲得本發明中作為目的之高強度，Si更為有利，首先，先對主要使用Si而輔助使用Al的成分系進行研究。

對於將包含表1所示的成分組成的鋼板坯以1100℃進行加熱之後熱軋至2.0mm厚的熱軋板，以950℃的溫度實施熱軋板退火。繼而，酸洗後，冷軋至0.35mm的板厚，隨後以750℃的溫度進行加工退火。

自如此般獲得的鋼板，對於磁特性，沿軋製方向(L)及軋製直角方向(C)切出愛普斯坦(Epstein)測試片，並測定磁特性。磁特性以L+C特性(L+C的平均)來進行評價。而且，沿軋製直角方向取用JIS 5號拉伸測試片各10片，以進行拉伸測試。

將獲得的結果示於表2。再者，拉伸強度的不均 (variability)(以下亦稱作強度的不均或簡稱作不均)是以標準偏差σ來評價，於表2中以2σ表示。

根據表2，於上述的任一條件下，鋼板的拉伸強度的平均值均為650MPa以上，與通常的電磁鋼板相比較，呈現出較高的強度。然而，其不均不可謂之為小。其中，對於Al少至0.01%的原材料，確認為拉伸強度的不均小的鋼板。而且，就鐵損而言，該鋼板亦為最小。

此處，於本發明中，若2σ為15MPa以內，則拉伸強度的不均可謂之為小。其原因在於，於先前的發明(專利文獻11)中，於2σ為25MPa以內的情況下視為不均小，若為該值的60%即15MPa以內，則與先前相比，不均可謂之為足夠小。

其次，發明者等人推測：於利用未再結晶組織的情況下，即，在加工退火時，於再結晶進行中的中途階段便使退火結束的方法中，若Si以外的成分儘可能少，則所獲得的組織的不均有可能將變小，同時，拉伸強度的不均亦有可能將變小。

因此，準備如下成分的鋼板坯，即，使Si為3.7%、S為0.0030%以下、N為0.0030%以下，且使Al量於0.0001%~0.01%、Mn量於0.01%~0.2%的範圍內變化。

對於將鋼板坯以1100℃進行加熱後熱軋至2.0mm厚的熱軋板，以950℃的溫度實施熱軋板退火。繼而，酸洗後，冷軋至0.35mm的板厚，隨後以750℃的溫度進行加工退火。

自所獲得的鋼板，沿軋製直角方向，針對各原材料而取用JIS 5號拉伸測試片各10片，以進行拉伸測試。以標準偏差σ來評價其不均，並將2σ的數值繪製於圖1中。

由圖1可知的是，當Al量為0.005%以下且Mn量為0.15%以下時，存在拉伸強度的不均小的傾向。然而，即使於上述範圍內，仍有不均大者，因而可知的是，僅使Al、Mn量處於上述範圍內並不能減小拉伸強度的不均。

因此，發明者等人在Al量為0.005%以下、Mn量為0.15%以下的條件下，對拉伸強度的不均大的測試片與拉伸強度的不均小的測試片進行詳細調查、研究。其結果發現，於Mn量為0.10%以下，且S為10質量ppm以上且30質量ppm以下的成分原材料的情況下，發現S部分地 偏析(segregation)、稠化，在此種試料中，強度的下降尤其大。

發明者等人考慮其原因是：在通常的Mn、S量的情況下，澆鑄後析出的MnS會於1100℃的板坯加熱中固溶，從而引起於熱軋中再析出的現象，但一旦如上所述般Mn量少，則液相的FeS變得易析出，伴隨於此，S會部分地稠化、偏析，由此造成該部分變得易破裂，結果導致強度發生不均。

而且，亦出現如下傾向，即，隨著Al量變少，加工退火後的試料表面產生的氧化物量變多。考慮其原因在於：當含有較多Al時，會生成Al氧化物，從而因其阻障(barrier)效果使得Si氧化物的生成受到抑制，但當Al較少時，其效果少，因此Si的氧化變得易進行，其結果，試料表面產生的氧化物量變多。

此處，表層氧化物的生成會成為鐵損的劣化原因，因此必須對其加以抑制。

因此，發明者等人認為，為減少澆鑄後析出的MnS量，藉由添加少量Ca以使MnS成為硫化鈣(CaS)的形態，有可能可抑制上述現象的發生，而使強度的不均變小。而且，同時認為，在介在物的形成中存在熱軋條件的影響及加工退火條件的影響，因而進行以下的實驗。

準備包含表3所示的成分組成的鋼板坯，以1100℃進行加熱後，改變加工熱軋結束後的溫度與熱軋結束後的捲繞溫度而熱軋至2.0mm厚。繼而，以950℃的溫度實施熱 軋板退火，酸洗後冷軋至0.35mm的板厚。隨後，改變氫濃度與露點，以750℃的溫度進行加工退火。

自獲得的鋼板，沿軋製方向及軋製直角方向切出愛普斯坦測試片，並測定磁特性。磁特性以L+C特性來進行評價。而且，沿軋製直角方向取用JIS 5號拉伸測試片各10片，以進行拉伸測試。於任一條件下，拉伸強度的平均值均為650MPa以上，且與通常的電磁鋼板相比較，呈現出較高的強度。

圖2表示熱軋條件對拉伸強度不均的影響。在將加工熱軋結束後的溫度設為800℃以上且900℃以下，將熱軋結束後的捲繞溫度設為500℃以上且650℃以下的條件下，已知不均非常小，為15MPa以下。

而且，圖3表示加工退火條件對鐵損呈現的影響。已知的是，在氫濃度為10vol%以上且露點為-20℃以下的條件下，低鐵損(W_10/400 )為30W/kg以下。

再者，對於獲得上述良好的鐵損及小的強度不均的試料，調查未再結晶的加工組織的比率，結果為30%~45%。

於本發明中，關鍵在於控制鋼組織中的未再結晶的加 工組織的比率。此處，加工組織的比率是利用如下方法而求出，即，切出鋼板的軋製方向剖面(ND-RD剖面)，對該剖面進行研磨、蝕刻(etching)，以光學顯微鏡進行觀察，測定出未再結晶組織的面積率。

繼而，發明者等人進行更詳細地調查Al、Mn量的影響的實驗。

準備如下成分的鋼板坯，即，使Si為4.0%、S為0.0030%以下、N為0.0030%以下，且使Al量在0.0001~0.01%、Mn量在0.01~0.20%、Ca量在0.0010%以上且0.0050%以下的範圍內變化。

將鋼板坯以1120℃進行加熱之後，以加工熱軋結束後的溫度達到800℃以上且900℃以下、熱軋結束後的捲繞溫度達到500℃以上且650℃以下的方式，熱軋至1.8mm厚。繼而，以975℃的溫度實施熱軋板退火，酸洗後，冷軋至0.35mm的板厚。隨後，在氫濃度為10vol%以上且露點為-20℃以下的條件下，藉由730℃的溫度進行加工退火。

自如此般獲得的鋼板，沿軋製方向及軋製直角方向切出愛普斯坦測試片，並測定磁特性。磁特性以L+C特性來進行評價。

將鐵損測定結果示於圖4，已知的是，當Al量為0.005%以下且Mn量為0.10%以下時，達成低鐵損(W_10/400 為30W/kg以下)。

而且，沿軋製直角方向，針對各原材料，取用JIS 5 號拉伸測試片各10片，以進行拉伸測試。以標準偏差σ來評價其不均，並將2σ的結果示於圖5。再者，雖未圖示，但在任一條件下，拉伸強度的平均值均為700MPa以上，且與通常的電磁鋼板相比較，呈現出非常高的強度。

由圖5可知的是，當Al量為0.005%以下且Mn量為0.10%以下時，多為不均小的例子。然而，即使在上述範圍內，仍有不均大者。詳細調查該些例子可知的是，Ca量比S量少，即，符合Ca/S小於0.80的條件。

而且，上述獲得良好的鐵損及高強度且小的不均的試料中的、未再結晶的加工組織的比率為45%~60%。

根據以上可明確的是，藉由使用如下的原材料，可獲得低鐵損且強度的不均少的高強度電磁鋼板，所述原材料含有0.005%以下的C、超過3.5%且4.5%以下的Si、0.01%以上且0.10%以下的Mn、0.005%以下的Al、0.0010%以上且0.0050%以下的Ca、0.0030%以下的S、0.0030%以下的N，且滿足Ca/S為0.80以上，並且剩餘部分包含Fe及不可避免的雜質的成分組成。

此時，必須設為如下環境，即，加工熱軋結束後的溫度為800℃以上且900℃以下，熱軋結束後的捲繞溫度為500℃以上且650℃以下，加工退火時的氫濃度為10vol%以上，露點為-20℃以下。

再者，對於Ca的添加，於專利文獻12中揭示有如下技術：在含有0.005%以下的C、(Si+Al)≧1.0%且Al≧0.2%或Al≦0.01%、0.1%~1.5%的Mn、0.1%以下的P，進而含 有0.004%以下的S、0.005%~0.1%的(Sb+Sn+Cu)的組成中，添加10ppm~100ppm的Ca，從而即使介在物或析出物多，亦可降低鐵損。

此處，專利文獻12的發明是使抑制加工退火時的粒成長的Mn系硫化物的量減少，使其成為CaS的形態，藉此增大製品板的粒徑以改善鐵損，其目的、效果不同於本發明，本發明的目的、效果是當Mn量少時，防止液相的FeS的析出以抑制S的偏析、稠化，並減小強度的不均。而且，於專利文獻12中，Mn量最少的例子是0.15%，其範圍與本發明的Mn量的適當範圍即0.01%以上且0.1%以下並不重疊。

而且，於專利文獻13中揭示有如下技術：在含有0.005%以下的C、4.0%以下的Si、0.05%~1.5%的Mn、0.2%以下的P、0.005%以下(包括0%)的N、0.1%~1.0%的Al、0.0009%以下(包括0%)的S的組成中，添加0.0005%~0.005%的Ca，藉此製造疲勞特性優異的無方向性電磁鋼板，但專利文獻13的發明是於S為9質量ppm以下的材料中，藉由添加Ca而生成分散的球狀的Ca-Al氧化物，藉此來提高疲勞強度。因而，其關鍵被認為是在0.1%~1.0%的範圍內含有Al，其目的、效果不同於本發明的Ca的添加。而且，於專利文獻13中，Mn量最少的例子為0.17%，其範圍與本發明的Mn量的適當範圍即0.01%以上且0.1%以下並不重疊。

進而，發明者等人為了調查其他製造條件的影響而進 行了以下的實驗。

準備包含表4所示的成分組成的鋼板坯，改變板坯加熱溫度而進行加熱之後，以加工熱軋結束後的溫度達到870℃~890℃、熱軋結束後的捲繞溫度達到620℃~640℃的方式熱軋至1.6mm厚。繼而，改變退火溫度而實施熱軋板退火，酸洗後，冷軋至0.25mm的板厚。隨後，在氫濃度為20vol%且露點為-40℃的條件下，以720℃的溫度進行加工退火。

自所獲得的鋼板，沿軋製方向及軋製直角方向切出愛普斯坦測試片，並測定磁特性。磁特性以L+C特性來進行評價。而且，沿軋製直角方向取用JIS 5號拉伸測試片各10片，以進行拉伸測試。

在任一條件下，拉伸強度的平均值均為600MPa以上，且與通常的電磁鋼板相比較，呈現出非常高的強度。

圖6表示板坯加熱溫度及熱軋板退火溫度對鐵損與拉伸強度的不均造成的影響。已知的是，當板坯加熱溫度設為1050℃以上且1150℃以下、熱軋板退火為900℃以上且1000℃以下時，可獲得低鐵損(W_10/400 為30W/kg以下)， 且強度的不均低(15MPa以下)。

對於以上述範圍的板坯加熱溫度可獲得良好特性的理由，考慮其原因是：在澆鑄時並非作為CaS而是作為MnS析出，但暫時固溶後，作為CaS而析出。再者，若板坯加熱溫度低，則無法使MnS再固溶，另一方面，若加熱溫度高，則會固溶至鑄造時便已作為CaS而析出者為止，因此會造成反效果。

而且，對於以上述範圍的熱軋板退火溫度可獲得良好特性的理由，考慮其原因是：藉由設為適當大小的熱軋板粒徑，於冷軋時導入鋼板內的應變在微觀上成為適度的分布，因此於加工退火時成為再結晶部與未再結晶的加工組織適度分散的組織。

再者，上述獲得良好的鐵損及小的強度不均的試料中的、未再結晶的加工組織的比率為55%~70%。

由以上可知的是，要獲得本發明的電磁鋼板，必須將板坯加熱溫度設為1050℃以上且1150℃以下，將熱軋板退火設為900℃以上且1000℃以下。

繼而，發明者等人進行了用於調查製品板的板厚與加工退火時的退火溫度的影響的實驗。

準備包含表5所示的成分組成的鋼板坯，將鋼板坯以1070℃進行加熱之後，以加工熱軋結束後的溫度達到830℃~850℃、熱軋結束後的捲繞溫度達到580℃~600℃的方式熱軋至1.6mm厚。繼而，以900℃的溫度實施熱軋板退火，酸洗後，冷軋至0.18mm~0.50mm的板厚。隨 後，在氫濃度為30vol%、露點為-30℃的條件下，藉由600℃~850℃的溫度範圍進行加工退火。

自所獲得的鋼板，沿軋製方向及軋製直角方向切出愛普斯坦測試片，並測定磁特性。磁特性以L+C特性來進行評價。而且，沿軋製直角方向取用JIS 5號拉伸測試片各10片，以進行拉伸測試。

圖7表示製品板的板厚及加工退火時的退火溫度對拉伸強度與鐵損造成的影響。已知的是，當退火溫度為800℃以上時，強度達不到600MPa。此時，未再結晶的加工組織的比率小於10%。而且，當退火溫度為650℃以下時，鐵損(W_10/400 )超過30W/kg。此時，未再結晶的加工組織的比率超過70%。進而，若板厚超過0.40mm，則無法獲得強度為600MPa以上且鐵損(W_10/400 )為30W/kg以下的特性。

因而，於本發明中，限定板厚為0.40mm以下、加工退火時的退火溫度為超過650℃且小於800℃。

其次，對於在本發明中將鋼成分限定為上述組成範圍的理由進行說明。

C：0.005%以下

C具有藉由碳化物的析出來提高強度的效果，但本發明中的鋼板的高強度化主要是藉由Si等取代型元素的固溶強化與未再結晶回復組織的利用而達成，因此未必需要C。此外，C使磁特性劣化且使高Si鋼的加工性下降的影響大，因此C限定為0.005%以下。較佳為0.0035%以下。

Si：超過3.5%且4.5%以下

Si除了普遍用作鋼的脫氧劑以外，還具有提高電阻以降低鐵損的效果，是構成無方向性電磁鋼板的主要元素。而且，與添加至無方向性電磁鋼板中的Mn、Al、Ni等其他固溶強化元素相比，Si具有較高的固溶強化能，因此是最能平衡性良好地達成高抗拉強度化、高疲勞強度化、低鐵損化的元素。因而，作為成為本發明中的固溶強化的主體的元素，積極地添加超過3.5%的Si。然而，若Si量超過4.5%，則雖抗拉強度增加但疲勞強度會急遽下降，而且，製造性會下降至在冷軋中產生龜裂的程度，因此將其上限設為4.5%。

Mn：0.01%以上且0.10%以下

Mn與Si同樣地，不僅具有提高電阻以降低鐵損的效果，亦具有固溶強化鋼的作用，而且在改善熱脆性方面亦是有效的元素，因此，通常於無方向性電磁鋼板中，添加0.2%以上左右的Mn。然而，為了獲得本發明中作為目的之低鐵損且強度不均少的高強度電磁鋼板，必須使Mn量少至0.01%以上且0.10%以下，此為本發明中的關鍵之處。

Al：0.005%以下

Al與Si同樣地普遍用作鋼的脫氧劑，增加電阻以降低鐵損的效果大，因此是無方向性電磁鋼板的主要構成元素之一。然而，為了獲得本發明中作為目的之低鐵損且強度不均少的高強度電磁鋼板，必須使氮化物量極少，因此必須將Al量設為0.005%以下，此為本發明的關鍵之處。

Ca：0.0010%以上且0.0050%以下

於本發明中，Ca是減少Mn量以獲得良好特性所必需的元素，但若小於0.0010%則其效果不夠充分。另一方面，若超過0.0050%，則其效果將飽和而只會導致成本增加，因而將Ca限定為上述範圍。

S：0.0030%以下

若S的含量超過0.0030%，則粗大的MnS或CaS的析出將增加，從而成為疲勞強度下降或拉伸強度的不均增加的主要原因，或者難以控制為理想的鋼板組織。因而，將其上限設為0.0030%。

N：0.0030%以下

N與前述的C同樣會使磁特性劣化，因此限制為0.0030%以下。

Ca/S：0.80以上

若Ca/S小於0.80，則用於固定S的Ca量將不足。尤其如本發明般，於Mn量少至0.01%以上且0.10%以下的情況下，於板坯加熱等時會有液相的FeS析出，S變得易偏析、稠化，此成為強度不均的原因，因此必須限制為上 述範圍。再者，就成本的觀點考慮，Ca/S較佳為3.0以下。

以上，對本發明的無方向性電磁鋼板相關的基本成分進行了說明，但於本發明中，除此以外，為了實現磁特性提高或高強度化，亦可視需要而添加先前以來利用的元素。其添加量較佳為考慮添加成本或在不使製造性降低的範圍進行調整，具體而言為如下。

Sb、Sn：0.005%以上且0.2%以下

Sb、Sn均具有改善無方向性電磁鋼板的集合組織以提高磁特性的效果，但要獲得該效果，必須單獨添加或複合添加Sb、Sn，於任一情況下，均須各自添加0.005%以上。另一方面，若過剩添加，則鋼會脆化，鋼板製造中的板斷裂或剝落的發生將增加，因此Sb、Sn於單獨添加或複合添加的任一情況下均分別設為0.2%以下。

P：0.01%以上且0.2%以下

P即使添加相對較少的量，仍可獲得大幅的固溶強化能，因此對於高強度化極為有效。然而，若過剩添加，會因P的偏析造成的脆化而導致鋼板的粒界破裂或軋製性的下降，因此P量限制為0.2%以下。再者，為了展現出固溶強化能的明確效果，必須添加0.01%以上，因此將P設為上述範圍。

Mo：0.005%以上且0.10%以下

Mo具有藉由提高耐氧化性而改善表面性狀的效果。然而，若含量小於0.005%則無法獲得充分的效果，另一方面，即使添加量超過0.10%，其效果亦將飽和，還會導致 成本增加，因此上限為0.10%。

B：0.0002%以上且0.002%以下

B是藉由粒界偏析而提高粒界強度的元素，對因P的粒界偏析引起的脆化加以抑制的效果尤為顯著。要獲得該效果，必須添加0.0002%以上，而且，即使添加量超過0.002%，其效果亦將飽和，因此將B設為上述範圍。

Cr：0.05%以上且0.5%以下

Cr對於本發明中的以Si作為主體成分的鋼板，對表面性狀改善有效，藉由添加0.05%以上，該效果變得明確，但若超過0.5%，則其效果將飽和，因此於添加Cr時設為上述範圍。

藉由設為如上所述的必需成分及抑制成分，可減小對晶粒的成長性造成影響的析出物狀態的變動，從而可減小製品的機械特性的不均。

再者，於本發明中，上述未闡述的其他元素為Fe及不可避免的雜質，但不可避免的雜質會加大製品的機械特性的不均，因此較為理想的是降低至製造上無問題的水準(level)。

其次，對本發明中的鋼板組織形態的限定理由進行敍述。

本發明的高強度電磁鋼板包含再結晶粒與未再結晶粒的混合組織，但關鍵在於適當地控制該組織。

首先，必須將未再結晶粒的加工組織的面積率於鋼板軋製方向剖面(垂直於板寬方向的剖面)組織中控制為10% 以上且70%以下的範圍。若未再結晶面積率小於10%，則與先前的無方向性電磁鋼板相比較，無法獲得足夠優越的強度。另一方面，若未再結晶率超過70%，則雖強度足夠高，但無法獲得低鐵損。更佳的未再結晶率為15%~65%。

其次，對用於獲得本發明的電磁鋼板的理想製造方法中的各條件的限定理由進行敍述。

本發明中的高強度電磁鋼板的製造步驟可使用適用於普通的無方向性電磁鋼板的步驟及設備來實施。再者，於本發明中，所謂電磁鋼板，是指無方向性電磁鋼板。

作為上述步驟，例如可列舉將以轉爐或電爐等而熔煉成規定成分組成的鋼利用除氣設備進行二次精煉，並藉由連續鑄造或鑄錠後的中坯軋製而製成鋼板坯之後，進行熱軋、熱軋板退火、酸洗、冷軋或溫軋、加工退火及絕緣被膜塗佈燒結等的步驟。而且，亦可使用直接鑄造法來直接製造100mm以下的厚度的薄鑄片。

此處，為了獲得所期望的鋼組織，關鍵是以如下所述的方式來控制鋼板的製造條件。

首先，於熱軋時，必須將板坯加熱溫度設為1050℃以上且1150℃以下，於澆鑄時，必須使並非作為CaS而是作為MnS而析出的硫化物成為適當的固溶狀態。即，若板坯加熱溫度小於1050℃，則無法使MnS固溶，另一方面，若超過1150℃，則會再固溶至澆鑄時便已作為CaS而析出者為止，因此必須限定為上述範圍。

繼而，熱軋必須以加工熱軋結束後的溫度達到800℃ 以上且900℃以下、熱軋結束後的捲繞溫度達到500℃以上且650℃以下的方式來進行。其原因在於，藉由設為該條件，於板坯加熱時固溶的MnS不會變成FeS的液相，而是變成CaS的形態。

繼而，進行熱軋板退火，但此時，必須將熱軋板退火溫度設為900℃以上且1000℃以下。考慮藉由將熱軋板退火設為該範圍的溫度，熱軋板的粒徑將成為適當的大小，於冷軋時導入鋼板內的應變在微觀上成為適度的分布，因此於加工退火時成為再結晶部與未再結晶的加工組織適度分散的組織。

繼而，實施冷軋或溫軋而製成最終板厚，但此時較為理想的是壓下率超過75%。其原因在於，若為75%以下，則在接下來的加工退火時所需的再結晶核的量會不足，因此將難以適當地控制未再結晶組織的分散狀態。而且，最終板厚必須設為0.40mm以下。其原因在於，若超過0.40mm，將難以兼顧高強度(600MPa以上)與低鐵損(W_10/400 ≦30W/kg)。

繼而，實施加工退火，但此時，必須在強還原性環境即氫為10vol%以上且露點為-20℃以下的環境下，且必須將退火溫度設為超過650℃且小於800℃的範圍。

考慮藉由設為如上所述的強還原性環境，即使在如本發明般，Al量少而Si量多的成分系中，亦可將鋼板的表層氧化物等的生成抑制至不會招致鐵損劣化的程度。

除此以外，若退火溫度為650℃以下，則鋼組織的再 結晶化將無法充分進行而磁特性會大幅劣化。另一方面，若退火溫度為800℃以上，則未再結晶組織將小於10%，從而成為鋼板的強度下降的原因。

因而，於本發明中，使加工退火在氫為10vol%以上、露點為-20℃以下的環境下且退火溫度超過650℃且小於800℃的範圍內進行。

再者，當然亦可緊跟著上述加工退火而進行已知的塗佈(coating)處理。此時，要確保良好的衝壓性，較為理想的是含有樹脂的有機塗佈，另一方面，於重視熔接性的情況下，較為理想的是適用半有機或無機塗佈。

實例

[實例1]

將包含表6所示的成分組成的鋼板坯在表7所示的條件下實施板坯加熱、熱軋、熱軋板退火，酸洗後，實施冷軋直至板厚為0.35mm為止，隨後進行加工退火、塗佈處理。此時，對於加工退火後的試料，對鋼板的軋製方向剖面(ND-RD剖面)進行研磨、蝕刻，並以光學顯微鏡進行觀察，求出未再結晶組織的面積率。

自所獲得的無方向性電磁鋼板，沿軋製方向及軋製直角方向切出愛普斯坦測試片，並測定磁特性。磁特性以L+C特性進行評價。而且，沿軋製直角方向，針對各條件的每一個，取用JIS 5號拉伸測試片各10片，進行拉伸測試，調查拉伸強度(TS)的平均值與不均。

將所獲得的結果一併記於表7。再者，TS的不均是以 標準偏差σ來進行評價，並於表中以2σ示出。此處，若2σ為15MPa以內，則如前所述，TS的不均可謂之為小。

如表7所示，可知的是，滿足本發明的製造條件、鋼組織的發明例(No.5、No.6、No.8、No.9、No.11、No.12、No.14及No.15)均呈現出TS的不均小且穩定的製品特性。

與此相對，使用本發明的適當範圍外的鋼種G的No.1~No.3的TS的不均大。而且，除此以外，板坯加熱溫度或熱軋條件、加工退火環境等偏離本發明的適當範圍的No.4、No.7、No.10、No.13的TS的不均亦大。

[實例2]

將包含表8所示的成分組成的鋼板坯在表9所示的各種條件下冷軋至板厚為0.18mm~0.50mm後，進行加工退火、塗佈處理而製造無方向性電磁鋼板。對於該些鋼板，與實例1的情況同樣地，對磁特性(L+C特性)與拉伸強度(TS)的平均值及其不均進行調查。將其結果一併記於表9。再者，各評價是以與實例1同樣的方法來進行。

由表9可知的是，滿足本發明的製造條件、鋼組織的發明例(No.2、No.3、No.5、No.6、No.8、No.9、No.11及No.12)均呈現出TS的不均小且穩定的製品特性。

與此相對，使用製品板厚超過0.40mm的鋼板的No.1、No.4的鐵損大。而且，除此以外，板坯加熱溫度或熱軋條件、加工退火環境等偏離本發明的適當範圍的No.7、No.10的TS的不均大。

[產業上之可利用性]

根據本發明，可穩定地獲得不僅磁特性優異、而且強度特性優異且其不均小的高強度無方向性電磁鋼板，可較佳地適用於高速旋轉馬達的轉子材料等的用途。

圖1是表示Al、Mn的添加量與拉伸強度的不均的關係的圖表。

圖2是表示熱軋條件對拉伸強度的不均的影響的圖表。

圖3是表示加工退火條件對鐵損的影響的圖表。

圖4是表示Al、Mn的添加量與鐵損的關係的圖表。

圖5是表示Al、Mn的添加量與拉伸強度的不均的關係的圖表。

圖6是表示板坯加熱溫度及熱軋板退火溫度對鐵損與拉伸強度的不均造成的影響的圖表。

圖7是表示製品板的板厚及加工退火溫度對拉伸強度與鐵損造成的影響的圖表。

Claims (3)

1. 一種電磁鋼板，其特徵在於，以質量%計含有0.005%以下的C、超過3.5%且4.5%以下的Si、0.01%以上且0.10%以下的Mn、0.005%以下的Al、0.0010%以上且0.0050%以下的Ca、0.0030%以下的S、0.0030%以下的N，且滿足Ca/S為0.80以上，剩餘部分包含Fe及不可避免的雜質的成分組成，且板厚為0.40mm以下，未再結晶的加工組織為10%以上且70%以下，拉伸強度(TS)為600MPa以上830MPa以下，鐵損W_10/400 為18W/kg以上30W/kg以下，且表示拉伸強度的不均的2σ為15MPa以內。
2. 如申請專利範圍第1項所述之電磁鋼板，其中上述高強度電磁鋼板以質量%計更含有選自0.005%以上且0.2%以下的Sb、0.005%以上且0.2%以下的Sn、0.01%以上且0.2%以下的P、0.005%以上且0.10%以下的Mo、0.0002%以上且0.002%以下的B、0.05%以上且0.5%以下的Cr中的1種或2種以上。
3. 一種電磁鋼板的製造方法，該電磁鋼板為無方向性電磁鋼板，該製造方法的特徵在於：在包含如下一連串的步驟中，即，對包含申請專利範圍第1項或第2項所述之成分組成的板坯進行板坯加熱後進行熱軋，隨後予以捲繞，然後進行熱軋板退火並酸洗後，實施冷軋或溫軋，以使板厚為0.40mm以下，隨後實施加工退火，其中將上述板坯加熱時的溫度設為1050℃以上且1150℃以下，將上述熱軋的加工熱軋結束後的溫度設為800℃以上且900℃以下，將上述捲繞溫度設為500℃以上且650℃以下，將上述熱軋板退火的溫度設為900℃以上且1000℃以下，進而，在氫為10vol%以上、露點為-20℃以下的環境中且在超過650℃且小於800℃的溫度範圍內，實施上述加工退 火。