TWI484043B - Manufacturing method of electromagnetic steel plate - Google Patents

Description

電磁鋼板之製造方法

本發明係關於使用於以渦輪發電機、電動汽車、油電混合式汽車的驅動馬達、工具機用馬達等高速旋轉機的轉子為典型例，附加較大應力之零件的較佳高強度、疲勞特性優異、且具優異磁氣特性的電磁鋼板之製造方法。

近年，隨馬達驅動系統的發達，形成可控制驅動電源的頻率，依可變速運轉或商用頻率以上的高速旋轉進行之馬達正增加中。執行此種高速旋轉的馬達，作用於如轉子之類旋轉體的離心力係與旋轉半徑成比例，且與旋轉速度的二次方成比例變大，因而特別係當作中/大型高速馬達的轉子材料時便要求高強度。

再者，近年就油電混合式汽車的驅動馬達、壓縮機馬達(compressor motor)等有增加採用的埋藏磁石型DC變頻控制馬達，係在轉子外周部設置狹縫並埋設磁石。因而，隨馬達高速旋轉時的離心力，應力會集中於狹窄的橋接部(轉子外周與狹縫之間的部分等)。且，因為隨馬達的加減速運轉與振動會導致應力狀態產生變化，因而轉子所使用的核心材料必需高強度且高疲勞強度。

除此之外，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，且會生熱。若該生熱量過多，轉子內所埋藏的磁石便會被減磁，因而亦要求降低高頻域的鐵損。

所以，轉子用素材期待磁氣特性優異、且疲勞特性亦優異的高強度電磁鋼板。

鋼板的強化手法已知有固溶強化、析出強化、結晶粒微細強化及複合組織強化等，惟該等強化手法大多會導致磁氣特性劣化，因而一般極難兼顧強度與磁氣特性。

在此種狀況下，針對具高張力的電磁鋼板便有數個提案。

例如專利文獻1有提案：將Si含有量提高至3.5~7.0%，更為固溶強化而添加Ti、W、Mo、Mn、Ni、Co、Al等元素，俾達高強度化的方法。

再者，專利文獻2有提案：除上述強化法之外，尚藉由對完工退火條件下工夫，將結晶粒徑設為0.01~5.0mm，俾改善磁氣特性的方法。

然而，該等方法使用於工廠生產時，在熱軋後的連續退火步驟、或其後續的軋延步驟等之時容易發生板斷裂等故障，導致良率降低、無奈不得已停止生產線等問題。

針對此點，將冷軋係將板溫設為數百℃的溫間軋延(warm-rolling)，雖可減輕板斷裂，但不需要為因應溫間軋延的設備，亦會有生產上的限制變大等步驟管理上的大問題。

再者，專利文獻3有提案：在Si含有量2.0~3.5%的鋼中，利用Mn、Ni達固溶強化的方法；而專利文獻4則有提案：對Si含有量2.0~4.0%的鋼，利用Mn、Ni的添加而固溶強化，更利用Nb、Zr、Ti、V等的氮碳化物，俾達兼顧高強度與磁氣特性的技術。

然而，該等手法會有大量添加Ni等高價位元素、因結疤等缺陷增加而導致良率降低並成為高成本的問題。又，相關依該等揭示技術所獲得材料的疲勞特性未進行充分檢討之事亦屬實情。

再者，就著眼於耐疲勞特性的高強度電磁鋼板，專利文獻5有揭示：配合Si含有量3.3%以下的電磁鋼板之鋼組成，而控制結晶粒徑，俾達成350MPa以上之疲勞極限的技術。

然而，該方法本身的疲勞極限到達水準偏低，並無法滿足當前所要求水準(例如：疲勞極限強度達500MPa以上)。

另一方面，專利文獻6及專利文獻7有揭示：使鋼板中殘留未再結晶組織的高強度電磁鋼板。根據該等方法，可在維持熱軋後之製造性的情況下，輕易地獲得高強度。

然而，經發明者等就依此使殘留未再結晶組織的材料，針對機械特性的安定性進行評價，結果得知會有變動較大的傾向。即，雖平均呈高機械特性，但因為變動較大，因而得知即便較小應力亦會有在短時間出現斷裂的情況。

若此種機械特性的變動偏大，便必需在已變動的機械特性範圍內，將最差的機械特性提升至必要的機械特性。為此的一手段可認為提升平均的機械特性，但為此情形，使殘留未再結晶組織的材料必需將完工退火施行低溫化等，俾使未再結晶組織增加。藉此，雖機械特性的變動本身不會消除，但藉由提高機械特性較低部分的特性水準，便可防止斷裂等故障。

然而，當將完工退火低溫化而使未再結晶組織增加時，會有導致鐵損增加的問題。

即，若機械特性的變動變大，便會無奈地導致鐵損增加。

所以，縮小機械特性的變動本身，對鐵損減輕亦屬有效。

如上述，截至目前的技術，實情極難廉價地提供具有高強度、磁氣特性與製造性均優異的高強度電磁鋼板，且機械強度變動 較小的的材料。

[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2001-234303號公報

[專利文獻6]日本專利特開2005-113185號公報

[專利文獻7]日本專利特開2007-186790號公報

本發明係有鑑於上述實情而完成，目的在於提案：頗適用為高速旋轉馬達的轉子材料，安定且具有高強度與高疲勞特性，且磁氣特性亦優異的電磁鋼板之有利製造方法。

緣是，發明者等為解決上述課題，針對活用未再結晶回復組織的高強度電磁鋼板之機械強度與疲勞特性進行密集檢討，並針對減輕機械強度與疲勞強度的變動，且製造性良好的製造條件進行深入鑽研。

結果發現抑制結晶粒成長的析出物，特別係熱軋板退火後及完工退火後的組織會對機械特性變動造成大幅影響，以及為使製造性呈良好，添加Ca係屬有效。又，發現針對熱軋中的粗軋之累積軋縮率(特 別係粗軋中的最終軋道之軋縮率)進行控制係屬有效。

本發明係根據上述發現而完成。

即，本發明主旨構成係如下述。

1.一種電磁鋼板之製造方法，係將依質量%計，含有：C：0.0050%以下、Si：超過3.5%且5.0%以下、Mn：0.10%以下、Al：0.0020%以下、P：0.030%以下、N：0.0040%以下、S：0.0005%以上且0.0030%以下、及Ca：0.0015%以上，更含有從：Sn：0.01%以上且0.1%以下、及Sb：0.01%以上且0.1%以下之中選擇之1種或2種，其餘係由Fe及不可避免的雜質之成分組成構成的鋼胚，於鋼胚加熱後，施行由粗軋與精軋構成的熱軋，接著施行熱軋板退火，經酸洗後，利用1次的冷軋而形成最終板厚後，施行完工退火，藉由此種一連串步驟而製造高強度電磁鋼板時，上述熱軋時的粗軋之累積軋縮率係設為73.0%以上；上述熱軋板退火步驟中，在退火溫度：850℃以上且1000℃以下、退火時間：10秒以上且10分鐘以下的條件下，選定經熱軋板退火後的鋼板軋延方向截面之再結晶粒面積率為100%，且再結晶粒徑為80μm以上且300μm以下的退火條件，且 上述完工退火步驟中，在退火溫度：670℃以上且800℃以下、退火時間：2秒以上且1分鐘以內的條件下，選定完工退火後的鋼板軋延方向截面之再結晶粒面積率為30%以上且95%以下，且相連結之未再結晶粒組在軋延方向上的長度係2.5mm以下之退火條件。

2.如上述1所記載的電磁鋼板之製造方法，其中，上述粗軋的最終軋道軋縮率係25%以上。

3.如上述1或2所記載的電磁鋼板之製造方法，其中，上述完工退火後的鋼板軋延方向截面之再結晶粒平均結晶粒徑係15μm以上。

4.如上述1或2所記載的電磁鋼板之製造方法，其中，冷軋時的軋縮率係設為80%以上。

5.如上述3所記載的電磁鋼板之製造方法，其中，冷軋時的軋縮率係設為80%以上。

根據本發明，可在良好製造性下獲得高強度且低鐵損、且安定地呈高疲勞強度之電磁鋼板。

圖1係熱間粗軋的軋縮率對拉伸強度造成的影響圖。

圖2係熱軋板退火溫度對拉伸強度造成的影響圖。

圖3係未再結晶粒組的軋延方向長度與拉伸強度2σ間之關係圖。

以下，針對本發明進行具體說明。再者，本發明者等首先針對特性變動的根本原因進行檢討。所謂 「特性變動」係指製品鋼板內於板寬方向或長度方向上有特性變動，或依照同樣的製造條件所製得2個製品的特性不同。製造條件係例如完工退火溫度等，嚴格地非呈一定溫度，而是在板寬方向或長度方向上有變動，且不同鋼捲嚴格地非呈相同溫度。又，鋼胚內的成分亦同樣有變動。

此種製造條件的溫度與成分變動，被認為會產生製品的特性變動。所以，為減小製品的特性變動，便必需縮小製造條件的變動，但製造條件的變動縮小係有極限。

發明者等認為所謂「縮小製品特性變動的製造方法」，便係即便製造條件如上述的變動，但製品特性仍不會變動的方法。

因如上述的製造條件變動，對中途步驟的材料性質造成最大影響者，可認為係材料中的析出物狀態。

析出物會對熱軋板退火與完工退火中的結晶粒成長造成影響。即，會對製品板的結晶組織造成影響。所以，活用未再結晶回復組織的高強度電磁鋼板，對再結晶率的控制係屬極其重要，因而可認為縮小析出物的狀態變動，對縮小製品特性變動而言係屬有效。

為了縮小析出物的狀態變動時，可認為增加析出物量而粗大化、或設定為使形成幾乎沒有析出物的狀態。

此處，發明者等係選擇形成幾乎沒有析出物的狀態。理由係幾乎沒有析出物之事，不僅有利於鐵損，對製品板的晶粒成長性亦佳，因而可認為能應用於半加工材(semi-processed material)。

根據上述，發明者等認為若減少材料中的析出物，便會縮小製品的特性變動，遂為盡量減少硫化物與氮化物，而針對由盡力減少Mn、Al、S、C、N的組成所構成鋼胚進行實驗。

具體的組成係3.65%Si-0.03%Mn-0.0005%Al-0.02%P-0.0019%S-0.0018%C-0.0019%N-0.04%Sn。另外，相關成分的「%」標示，在無特別聲明之前提下係指「質量%」。

然而，上述鋼胚經依1100℃施行加熱後，再施行熱軋至2.0mm厚時，其中一部分材料會有發生斷裂的問題。在此未解開斷裂的原因，便調查已斷裂的熱軋中途材料，結果得知龜裂部出現S濃化。在S濃化部並無發現Mn濃化，濃化的S在熱軋時會成為液相的FeS，判斷成為斷裂的原因。

為防止此種斷裂，只要減少S便可，但製造上降低S係有極限，會因脫硫而導致成本增加。另一方面，有考慮增加Mn而將S形成MnS並固定，但所析出的MnS係使用為方向性電磁鋼板的防銹劑，屬於結晶粒成長抑制力強的析出物。

此處，發明者等就解決此項問題的策略，認為若使用Ca而使S析出成為對結晶粒成長的影響力較小的CaS，是否便可防止熱軋中的斷裂，且縮小製品板的特性變動，遂進行以下的實驗。

將由3.71%Si-0.03%Mn-0.0004%Al-0.02%P-0.0021%S-0.0018%C-0.0020%N-0.04%Sn-0.0030%Ca構成的鋼胚，依1100℃加熱後，再依表1所示各種條件施行粗軋直到成為2.0mm厚的熱軋，所獲得熱軋板依表1所示各種條件施行熱軋板退火，接著經酸洗後，施行冷軋至板厚：0.35mm，然後再依表1所示溫度施行完工退火。另外，在該實驗過程中調查熱軋板的外觀，並無出現龜裂發生。

從該等試料根據各條件朝軋延方向各採取5片JIS 5號拉伸試驗片，並朝軋延直角方向各採取5片，並施行拉伸試驗。

針對其結果，就熱間粗軋的軋縮率與拉伸強度之關係，如圖1所示，而就熱軋板退火溫度與拉伸強度的關係，如圖2所示。另外，拉伸強度的變動係利用標準偏差σ 進行評價，圖1及圖2中標示±2σ的範圍。

如圖1與圖2所示，任一條件的拉伸強度平均值均達650MPa以上，相較於尋常電磁鋼板之下，呈現非常高的強度，但依照粗軋、熱軋板退火的條件，變動程度會有大幅差異，而如圖1所示粗軋的累積軋縮率較低之條件1、如圖2所示熱軋板退火溫度較低之條件4、以及熱軋板退火溫度較高的條件7，拉伸強度的變動均有變大。

其次，針對該等試料施行埋藏冷軋退火板的軋延方向截面並研磨且進行組織觀察。

結果，任一者均係再結晶率：60~80%、其餘為未再結晶組織的混合組織。未再結晶部雖較難正確分辨，但可認為原本經熱軋板退火後的結晶粒因冷軋而拉伸的組織，會數個相連接形成拉伸組織組。

得知條件1、4及7的鋼板之未再結晶粒組的軋延方向長度，有較 長於其他製造條件鋼板的傾向，因而推斷該組織形態的差異並不是特性變動變大的要因。

在此經回頭再觀察熱軋板退火後的組織，條件4係依熱軋施行拉伸的軋延組織、與因再結晶組織而混合的組織，且再結晶部的平均粒徑係27μm。又，條件1~3、5~7係僅由再結晶組織構成的組織，平均結晶粒徑係條件1：270μm、條件2：275μm、條件3：280μm、條件5：100μm、條件6：280μm、條件7：480μm。

所以，可認為提高熱軋的粗軋之累積軋縮率，將熱軋板退火後的再結晶率設為100%，且依再結晶粒保留於微細之方式建立熱軋板退火後的組織，係屬於抑制特性變動的重要要件。

再者，合併發現除該熱軋板退火後組織的控制之外，亦適當控制冷軋條件之事，對本發明目標之冷軋板退火時的組織控制係屬重要，根據此項發現，成功開發出磁氣特性、機械的特性及疲勞特性均優異，且含有此種特性變動的抑制效果高之未再結晶回復組織(unrecrystallized recovered structure)的高強度電磁鋼板，遂完成本發明。

其次，針對本發明將鋼成分限定於上述組成範圍的理由進行說明。

C：0.0050%以下

C係利用碳化物析出而具有提高強度的效果，但對磁氣特性及製品的機械特性變動係屬有害。本發明的高強度化主要係藉由Si取代型元素的固溶強化、與利用未再結晶回復組織而達成，因而C限定在0.0050%以下。

Si：超過3.5%且5.0%以下

Si一般係使用為鋼的脫氧劑，此外亦具有提高電阻而降低鐵損的效果，因而屬於構成電磁鋼板的主要元素。本發明中，因為並沒有使用Mn、Al、Ni等其他的固溶強化元素，因而Si便成為固溶強化的主體元素，積極添加超過3.5%。較佳係設為3.6%以上。然而，若Si量超過5.0%，便成為在冷軋中會出現龜裂的程度，導致製造性降低，因而上限設定為5.0%。最好在4.5%以下。

Mn：0.10%以下

Mn係屬於若依MnS形式析出，不僅會成為磁壁移動的阻礙，亦會因抑制結晶粒成長而導致磁氣特性劣化的有害元素，所以為縮小製品的磁氣特性變動，便限制在0.10%以下。

Al：0.0020%以下

Al係與Si同樣的，一般被使用為鋼的脫氧劑，因為增加電阻而減少鐵損的效果較大，因而通例係使用為無方向性電磁鋼板的主要構成元素。然而，本發明中為能縮小製品的機械特性變動，必需極力降低氮化物量，因而限制在0.0020%以下。

P：0.030%以下

P係即便較少量添加仍可獲得大幅的固溶強化能力，因而對高強度化極有效。所以，較佳設為0.005%以上。另一方面，過剩的添加便因偏析而造成的脆化，導致出現晶界龜裂、軋延性降低，因而P量限制於0.030%以下。

N：0.0040%以下

N係與前述C同樣的，會導致磁氣特性劣化及製品的機械特性變動變大，因而限制於0.0040%以下。

S：0.0005%以上且0.0030%以下

本發明為能縮小製品的機械特性變動，因而必需盡量減少硫化物量，所以限制於0.0030%以下。就無方向性電磁鋼板而言，一般S會形成MnS等硫化物，屬於不僅會妨礙磁壁移動，亦會因抑制結晶粒成長而導致磁氣特性劣化的有害元素，盡力減少將對磁氣特性提升具貢獻。故，為抑制因脫硫而造成的成本增加，便設定為0.0005%以上。

從Sn：0.01%以上且0.1%以下、及Sb：0.01%以上且0.1%以下之中選擇1種或2種

Sn、Sb均係具有改善集合組織而提高磁氣特性的效果，但為能獲得此項效果，不管Sb、Sn係單獨添加或複合添加的情況，各成分均必需添加0.01%以上。另一方面，若過剩添加，會導致鋼脆化，在鋼板製造中出現板斷裂、結疤的情況會增加，因而不管Sn、Sb係單獨添加或複合添加的情況，各成分均設為0.1%以下。較佳係二成分均設為0.03%以上且0.07%以下。

Ca：0.0015%以上

本發明相較於尋常的無方向性電磁鋼板之下，因為Mn較低，因而藉由Ca在鋼中會固定S，便防止生成液相的FeS，俾使熱軋時的製造性呈良好。為能獲得此項效果，必需添加0.0015%以上。然而，因 為過度大量添加會造成成本增加，因而上限最好設為0.01%左右。

藉由設為如上述的必要成分及抑制成分，便可縮小會對結晶粒成長性造成影響的析出物狀態變動，因而可縮小製品的機械特性變動。

另外，本發明因為其他元素會造成製品的機械特性變動變大，因而最好降低至製造上不會出現問題的水準。此處所謂其他元素係可例如O、V、Nb及Ti等，最好分別降低至0.005%以下、0.005%以下、0.005%以下及0.003%以下。

其次，針對本發明的鋼板組織形態之限定理由進行說明。本發明的高強度電磁鋼板係由再結晶粒與未再結晶粒的混合組織構成，而將該組織控制於適當，並使未再結晶粒組適度分散之事係屬重要。

首先，在鋼板軋延方向截面(板寬方向的垂直截面)組織中，必需將完工退火後的鋼板再結晶粒面積率控制於30%以上且95%以下的範圍。若再結晶面積率未滿30%，便會導致鐵損增加，另一方面，若再結晶率超過95%，無法充分獲得優越於習知無方向性電磁鋼板強度。更佳的再結晶率係65~85%。

再者，完工退火後的鋼板，將相連結的未再結晶粒組之軋延方向長度設為2.5mm以下之事亦屬重要。

此處，所謂「相連結的未再結晶粒組」係指由熱軋後的不同晶體方位結晶粒及/或熱軋板退火後的不同晶體方位結晶粒，利用軋延而拉伸的組織數個相連接形成拉伸組織的未再結晶粒集合，觀察軋延方向截面組織，利用測定10組以上的未再結晶粒組之軋延方向長度平均值規定。藉由將該未再結晶組長度抑制於2.5mm以下，便可製造出降低 製品的機械特性變動、具有安定的高強度‧高疲勞特性之材料。更佳的未再結晶組長度係0.2~1.5mm。

針對此項理由雖尚未明朗，但可認為未再結晶粒的軋延拉伸組織界面會對龜裂造成影響。

即，該未再結晶粒組係朝板厚方向壓縮、並朝軋延方向與軋延直角方向拉伸的形狀，但本發明所製造的鋼板，該未再結晶粒組係與再結晶粒混雜。因為未再結晶粒組與再結晶粒的機械特性迥異，當因拉伸應力而發生龜裂時，判斷龜裂會沿該未再結晶粒組與再結晶粒的邊界傳播，而及至破壞。本發明所製造的鋼板因為幾乎沒有存在析出物，因而認為相較於尋常活用有析出物存在之未再結晶回復組織的高強度電磁鋼板，不易發生沿未再結晶粒組與再結晶粒邊界的龜裂。然而，即便本發明仍是若未再結晶粒組粗大，則朝未再結晶粒組前端的應力集中會變大，而導致機械特性變動變大。

針對此點，若相連結未再結晶粒組的軋延方向長度在上述範圍內，便可配合所需要的強度水準，依30~95%範圍適當調整再結晶比率。即，若必要的強度水準提高，則再結晶率會降低，另一方面若重視磁氣特性時，在可依提高再結晶率的方式進行調整。依此的話，強度水準主要係依存於未再結晶組織的比率。另一方面，為改善磁氣特性，增加再結晶粒的平均結晶粒徑係屬有效，平均結晶粒徑較佳係15μm以上。另外，平均結晶粒徑的上限值較佳係設定為100μm左右。平均結晶粒徑得更佳範圍係20~50μm。

其次，針對根據本發明的製造方法及中間組織限定理由進行說明。

本發明高強度電磁鋼板的製造，係可使用一般適用於無方向性電 磁鋼板的步驟及設備實施。

例如將利用轉爐或電爐等熔製為既定成分組成的鋼，利用脫氣設備施行二次精煉，再利用連續鑄造或鑄錠後的塊料軋延而形成鋼胚後，施行熱軋、熱軋板退火、酸洗、冷軋、完工退火及絕緣被膜烤漆等步驟。

此處，為獲得所需的鋼組織，將製造條件控制成如下述係屬重要。

首先，施行熱軋之際，鋼胚加熱溫度較佳設為1000℃以上且1200℃以下。特別係若鋼胚加熱溫度呈高溫，能量損失會變大，不僅不符經濟效益，亦會導致鋼胚的高溫強度降低造成容易發生鋼胚下垂等製造上的故障，因而最好設為1200℃以下。

再者，為能縮小製品板的機械特性變動，便將粗軋的累積軋縮率設為73.0%以上。此時，最好將粗軋最終軋道的軋縮率設為25%以上。尤其是最好將粗軋最終軋道的軋縮率設為未滿50%。

粗軋的軋縮率會對機械特性變動造成影響的理由雖尚未明朗，但可認為如下。對上述經加熱至鋼胚加熱溫度的鋼胚施行粗軋時，因為此時的溫度較高於再結晶溫度，因而若將粗軋的軋縮率設為73%以上，在從粗軋後起至精軋前為止的時間內，因粗軋而伸展的結晶粒會再結晶。所以，熱軋板的伸展粒會減少，完工退火後的結晶粒大小、形狀呈均勻，因而可判斷機械特性與變動均會變小。

另外，熱軋通常係由粗軋與精軋構成。該粗軋係將厚100~300mm左右的高溫鋼胚利用數軋道的軋延，而加工成厚20~70mm左右通稱「粗棒」的中間厚度；該精軋係將該粗棒利用連軋而加工至所謂「熱軋板」板厚的加工。本發明的精軋係指在連軋的最初軋道與 最終軋道之間，依材料呈相接連狀態加工成熱軋板厚度的連軋。所以，材料在精軋的各軋道間之時間縮短，另一方面，材料在粗軋的最終軋道與精軋的最初軋道間之時間拉長。

而粗軋係可為連軋或單輥軋延，亦可為該等的組合。單輥軋延的情況，亦可適用可逆式軋延。在粗軋的前後或途中，亦可毫無問題地適用利用立輥朝寬度方向施行下壓。

此處，粗軋的最終軋道軋縮率最好設為25%以上。理由係即便粗軋的累積軋縮率相同，但可認為最終軋道的軋縮率越大，越能促進再結晶而減少熱軋板的伸展粒，俾縮小機械特性的變動。然而，若粗軋最終軋道的軋縮率達50%以上，咬入角會變大，導致軋延趨於困難，因而粗軋最終軋道的軋縮率最好設為未滿50%。

為能獲得依照本發明的完工退火後組織，針對熱軋板退火後的組織設定為再結晶率：100%，且必需將再結晶粒的平均粒徑設為80μm以上且300μm以下。

為能成為上述鋼組織，熱軋板退火的溫度必需設為850℃以上且1000℃以下。

理由係若退火溫度未滿850℃，經熱軋板退火後較難將再結晶率安定地設為100%，另一方面，若退火溫度超過1000℃，熱軋板退火後的平均再結晶粒徑會有發生超過300μm的情況。又，本發明所期待之較少析出物量的鋼，若退火溫度超過1000℃，析出物會固溶，在冷卻時會再析出於晶界，導致對結晶粒的成長性造成不良影響。

再者，就從將再結晶率安定地設為100%的觀點，必需將退火時間設為10秒以上，另一方面，就從將平均再結晶粒徑設為300μm以下的觀點，必需將退火時間設為10分鐘以內。

再者，在上述退火溫度：850℃以上且1000℃以下、退火時間：10秒以上且10分鐘以下的條件下，選定熱軋板退火後的鋼板軋延方向截面之再結晶粒面積率為100%、且再結晶粒徑成為80μm以上且300μm以下的退火條件。

此處，將熱軋板退火後的組織設為再結晶率：100%之理由，係若在熱軋板退火後有殘存加工組織，在該加工組織部分、及熱軋板退火後進行再結晶的部分處，會導致冷軋後的完工退火時之再結晶行為不同，因而完工退火後的晶體方位等會產生變動，導致製品板的機械特性變動變大。

其次，在上述熱軋板退火後，採用利用1次冷軋施行最終板厚之所謂「單次冷軋法」施行冷軋。此時的軋縮率最好設為80%以上。理由係若軋縮率未滿80%，在接著施行完工退火時所需要的再結晶核量不足，因而不易適當地控制未再結晶組織的分散狀態。

藉由均滿足該等退火後組織與軋縮率條件，便可適當地控制接著施行完工退火時的未再結晶組織分散狀態。此現象可推定藉由中間組織微細化，藉由軋延加工導入足夠的應變，而分散、增加完工退火的再結晶核。

接著，施行完工退火，此時的退火溫度必需設為670℃以上且800℃以下。理由係若退火溫度未滿670℃，再結晶不會充分進行，會有導致磁氣特性大幅劣化的情況，此外連續退火的板形狀矯正效果無法充分發揮，另一方面，若超過800℃，未再結晶組織會消失，成為強度降低的原因。

再者，就從將再結晶率設為30%以上的觀點，退火時間必需設為2秒以上，另一方面，就從將再結晶率設為95%以下的觀點，退火時間 必需設為1分鐘以內。

再者，在上述退火溫度：670℃以上且800℃以下、退火時間：2秒以上且1分鐘以下的條件下，選定完工退火後的鋼板軋延方向截面之再結晶粒面積率30~95%、且相連結未再結晶粒組的軋延方向長度在2.5mm以下的退火條件。

經上述完工退火後，為減輕鐵損，在鋼板表面上施行絕緣被覆係屬有利。此時，為確保良好的沖孔性，當偏重熔接性時，含有樹脂的有機被覆最好使用半有機或無機被覆。

如上述，本發明之目的亦係在活用製品板的未再結晶組織而確保高強度狀態下，盡可能地減輕鐵損。在此種狀態下為減輕鐵損時，製品板的再結晶粒越大越佳，因而提升晶粒成長性係屬有效，必需盡力減少會抑制晶粒成長性的析出物。然而，若盡力減少析出物(減少Mn)進行製造，便會導致熱軋時發生板斷裂的問題。為解決此種問題，Ca添加便極為有效。又，本發明因為縮小機械特性的變動，因而在獲得充分機械特性之條件內，可盡可能減輕鐵損。

[實施例1]

將由表2所示成分組成構成的厚度200mm鋼胚，在表3所示條件下，施行鋼胚加熱、熱軋、熱軋板退火，經酸洗後，施行冷軋直到板厚：0.35mm為止後，再施行完工退火。但，鋼種A因為熱軋板有發生龜裂，因而熱軋板退火以後的步驟未實施。另外，鋼種B、C係熱軋板沒有發生龜裂。

再者，鋼種B與鋼種C，針對熱軋板退火後及完工退火後的試料，朝鋼板軋延方向截面(板寬方向的垂直截面)施行研磨、蝕刻，並利用光學顯微鏡觀察，求取再結晶率(面積率)、及利用求積法求 取再結晶粒的平均粒徑(公稱粒徑)。更針對完工退火後的軋延方向截面組織，測定10組以上的未再結晶組之軋延方向長度，並計算平均值。

再者，調查所獲得製品板的磁氣特性及機械特性。磁氣特性係朝軋延方向(L)及軋延直角方向(C)切取Epstein試驗片並測定，利用L+C特性(L方向與C方向試料使用相同數量進行測定)的W_10/400 (依磁通密度：1.0T、頻率：400Hz進行激磁時的鐵損)施行評價。機械特性係在軋延方向(L)上切取5片JIS 5號拉伸試驗片，並在軋延直角方向(C)上切取5片JIS 5號拉伸試驗片，施行拉伸試驗，調查拉伸強度(TS)的平均值與變動。

所獲得結果如表4所示。

另外，變動係依標準偏差σ 進行評價，表4中依2σ 標示。此處，若2σ 在40MPa以內，便可謂變動小。又，針對該等試料經拉伸過的未再結晶粒組之軋延方向長度、與拉伸強度的2σ 間之關係進行調查，結果如圖3所示。

如表4及圖3所示，使用鋼種B的No.2~9主要係使熱軋板退火溫度變化者，TS之平均值達650MPa以上，呈現較尋常電磁鋼板非常高的強度。然而，完工退火板的未再結晶粒連結組長度超過2.5mm之逾越發明範圍外的No.2、4、7、9，TS變動偏大。該等之中，No.9係冷軋軋縮率偏低，不易適當控制未再結晶組織的分散狀態。所以，必需依完工退火板的未再結晶粒連結組長度成為本發明範圍的方式，選定完工退火溫度等。

相對於此，完工退火板的未再結晶粒連結組長度在2.5mm以下之本發明範圍內的No.3、5、6、8，TS變動依2σ計在35MPa以內的極小值。

再者，使用鋼種C的No.10~14主要係使完工退火溫度變化者，但No.10的粗軋之累積軋縮率為70%的偏低，逾越本發明範圍外，TS變 動偏大。No.11的完工退火溫度為660℃的偏低，完工退火板的再結晶率為28%、完工退火板的再結晶粒徑為13μm，逾越本發明範圍外，鐵損偏高。又，No.14的完工退火溫度為820℃的偏高、完工退火板的再結晶率為96%，逾越本發明範圍外，TS之平均值偏低。

相對於此，本發明範圍內的No.12、13、15，鐵損、TS之平均值、TS變動均良好。

從圖3所示利用軋延方向截面的組織觀察所求得未再結晶粒組的長度與拉伸強度標準偏差2σ之關係得知，特別係未再結晶粒組的長度設為2.5mm以下時，變動會大幅降低。

[實施例2]

使用由表5所示成分組成構成的鋼胚，設定為：鋼胚加熱溫度：1060~1120℃、熱軋時的粗軋之累積軋縮率：80%、最終軋道的軋縮率：30%、熱軋板厚度：2.0mm、熱軋板退火溫度：950~1000℃、熱軋板退火時間：2分鐘、熱軋板退火後的再結晶面積率：100%、同再結晶粒徑：200~280μm、最終冷軋後的板厚：0.35mm、完工退火溫度：720~760℃、完工退火時間：10秒、完工退火後的再結晶面積率：75~85%、同未再結晶粒組的長度：1~2mm之範圍，製造電磁鋼板。此時，鋼種F因為在冷軋中發生龜裂，因而中止以後的處理。

相關其他電磁鋼板，針對磁氣特性(L+C特性)、拉伸強度(TS)的平均值及其變動進行調查。另外，評價係依照與實施例1同樣的方法實施。又，針對熱軋板退火後及完工退火後的試料，就退火後的再結晶率及再結晶粒平均粒徑之測定，以及完工退火後的未再結晶組軋延方向之長度測定，係依照與實施例1同樣的方法實施。

所獲得結果如表6所示。

由表6中得知，滿足本發明成分組成及鋼組織的發明例，TS變動均非常小，呈現安定的特性。

(產業上之可利用性)

根據本發明，可安定地獲得當然磁氣特性優異、且強度特性亦優異、變動小的高強度無方向性電磁鋼板，頗適用於高速旋轉馬達的轉子材料等用途。

Claims (5)

1. 一種電磁鋼板之製造方法，係將依質量%計，含有：C：0.0050%以下、Si：超過3.5%且5.0%以下、Mn：0.10%以下、Al：0.0020%以下、P：0.030%以下、N：0.0040%以下、S：0.0005%以上且0.0030%以下、及Ca：0.0015%以上且0.01%以下，更含有從：Sn：0.01%以上且0.1%以下、及Sb：0.01%以上且0.1%以下之中選擇之1種或2種，其餘係由Fe及不可避免的雜質之成分組成構成的鋼胚，於鋼胚加熱後，施行由粗軋與精軋構成的熱軋，接著施行熱軋板退火，經酸洗後，利用1次的冷軋而形成最終板厚後，施行完工退火，藉由此種一連串步驟而製造電磁鋼板時，上述粗軋之累積軋縮率係設為73.0%以上；上述熱軋板退火步驟中，在退火溫度：850℃以上且1000℃以下、退火時間：10秒以上且10分鐘以下的條件下，選定經熱軋板退火後的鋼板軋延方向截面之再結晶粒面積率為100%，且再結晶粒徑為80μm以上且300μm以下的退火條件，且上述完工退火步驟中，在退火溫度：670℃以上且800℃以下、退火時間：2秒以上且1分鐘以內的條件下，選定完工退火後的鋼 板軋延方向截面之再結晶粒面積率為30%以上且95%以下，且相連結之未再結晶粒組在軋延方向上的長度係2.5mm以下之退火條件。
2. 如申請專利範圍第1項之電磁鋼板之製造方法，其中，上述粗軋的最終軋道軋縮率係25%以上。
3. 如申請專利範圍第1或2項之電磁鋼板之製造方法，其中，上述完工退火後的鋼板軋延方向截面之再結晶粒平均結晶粒徑係15μm以上。
4. 如申請專利範圍第1或2項之電磁鋼板之製造方法，其中，冷軋時的軋縮率係設為80%以上。
5. 如申請專利範圍第3項之電磁鋼板之製造方法，其中，冷軋時的軋縮率係設為80%以上。