TWI617674B - Non-directional electromagnetic steel sheet - Google Patents

Abstract

令Si含量(質量%)為[Si]、Al含量(質量%)為[Al]、Mn含量(質量%)為[Mn]時，「Q=[Si]+2[Al]-[Mn]」所示之參數Q為2.00以上，且於Mg、Ca、Sr、Ba、Ce、La、Nd、Pr、Zn或Cd之硫化物或氧硫化物中所含之S總質量，為無方向性電磁鋼板中所含之S總質量的10%以上，{100}結晶方位強度在3.0以上，厚度為0.15mm~0.30mm，且平均結晶粒徑為65μm~100μm。

Description

無方向性電磁鋼板

發明領域 本發明是關於無方向性電磁鋼板。

發明背景 無方向性電磁鋼板是用於例如馬達之鐵心，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。截至目前雖提出有各種技術，但要在板面內之全方向上獲得充分之磁特性仍有困難。例如，會有即使在板面內之某個特定方向可獲得充分的磁特性，但在其他方向上仍無法獲得充分磁特性的情況。

先前技術文獻 專利文獻 專利文獻1：日本專利特開平3-126845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5-140648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

發明概要 發明欲解決之課題 本發明之目的在於提供一種可在板面內之全方向上獲得優異磁特性之無方向性電磁鋼板。

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。其結果，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中，以下事項是很重要的：在製得熱軋鋼帶等可供於冷軋延之鋼帶時，控制熔鋼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反覆進行精闢研討之結果，想出以下所示之發明的各種態樣。

(1) 一種無方向性電磁鋼板，其特徵在於具有以下所示化學組成： 以質量%計， C：0.0030%以下、 Si：2.00%~4.00%、 Al：0.10%~3.00%、 Mn：0.10%~2.00%、 S：0.0030%以下、 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0.0003%以上且小於0.0015%、 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所示之參數Q：2.00以上、 Sn：0.00%~0.40%、 Cu：0.0%~1.0%、 Cr：0.0%~10.0%、且 剩餘部分：Fe及雜質； 於Mg、Ca、Sr、Ba、Ce、La、Nd、Pr、Zn及Cd之硫化物或氧硫化物中所含之S總質量，為無方向性電磁鋼板中所含之S總質量的10%以上； {100}結晶方位強度在3.0以上； 厚度為0.15mm~0.30mm； 平均結晶粒徑為65μm~100μm。 Q=[Si]+2[Al]-[Mn] (式1)

(2) 如(1)所記載之無方向性電磁鋼板，其中前述化學組成中， Sn：0.02%~0.40%、或 Cu：0.1%~1.0%、 或者滿足此二者。

(3) 如(1)或(2)所記載之無方向性電磁鋼板，其中前述化學組成中， 滿足Cr：0.2%~10.0%。

發明效果 根據本發明，由於化學組成、厚度、及平均結晶粒徑是適當的，因此可在板面內之全方向上獲得優異的磁特性。

用以實施發明之形態 以下，詳細說明本發明之實施形態。

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熔鋼的化學組成。詳細內容將於後說明，但本發明實施形態的無方向性電磁鋼板是歷經熔鋼之鑄造及熱軋延或熔鋼之急速凝固、冷軋延、及完工退火等來製造。因此，無方向性電磁鋼板及熔鋼之化學組成，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熔鋼所含的各元素含量之單位即「%」，只要無特別說明則意指「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：0.10%~3.00%；Mn：0.10%~2.00%；S：0.0030%以下；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0.0003%以上且小於0.0015%；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所示之參數Q：2.00以上；Sn：0.00%~0.40%；Cu：0.0%~1.0%；Cr：0.0%~10.0%；且，剩餘部分：Fe及雜質。而雜質可例示如：礦石及廢料等原材料中所含有者、及在製造步驟中所含有者。 Q=[Si]+2[Al]-[Mn] (式1)

(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。

(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心之衝孔加工性。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%，會有磁通密度降低，或者，因硬度過度上升而使衝孔加工性降低、或冷軋延變得困難的情況。因此，要將Si含量設在4.00%以下。

(Al：0.10%~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0.10%，便無法充分獲得該些作用效果。因此，要將Al含量設在0.10%以上。另一方面，若Al含量大於3.00%，會有磁通密度降低、或降伏比降低而使衝孔加工性降低的情況。因此，要將Al含量設在3.00%以下。

(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，會阻礙完工退火中之再結晶及結晶粒的成長之粒徑為100nm左右之微細MnS越不易析出。若Mn含量低於0.10%，便無法充分獲得該些作用效果。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。

(S：0.0030%以下) S並非必要元素，且是作為例如雜質而被含有於鋼中。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。上述鐵損之增加，在S含量大於0.0030%時十分顯著。因此，要將S含量設在0.0030%以下。

(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0.0003%以上且小於0.0015%) Mg、Ca、Sr、Ba、Ce、La、Nd、Pr、Zn及Cd，在熔鋼之鑄造或急速凝固時，會與熔鋼中的S反應而生成硫化物、氧硫化物、或該二者之析出物。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」。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)。故，該些微細析出物會附著於粗大析出物生成元素之析出物上，而變得難以阻礙完工退火中之再結晶及結晶粒的成長。若粗大析出物生成元素之含量總計低於0.0003%，便無法穩定獲得該些作用效果。因此，要將粗大析出物生成元素之含量設為總計在0.0003%以上。另一方面，若粗大析出物生成元素之含量總計在0.0015%以上，則有硫化物、氧硫化物、或該二者之析出物會阻礙完工退火中之再結晶及結晶粒的成長之情形。因此，要將粗大析出物生成元素之含量設成總計為小於0.0015%。

(參數Q：2.00以上) 若式1所示之參數Q小於2.00，由於可能發生肥粒鐵-沃斯田鐵變態(α-γ變態)，故在熔鋼之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。故，要將參數Q設在2.00以上。

Sn、Cu及Cr並非必要元素，且是可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%、Cu：0.0%~1.0%) Sn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，當含有Sn、或Cu、或該二者時，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、或Cu、或是該二者。並且，為了充分獲得該些作用效果，較佳是設為Sn：0.02%以上、或設為Cu：0.1%以上、或是設定為該二者。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。若Cu含量大於1.0%，則鋼板會脆化，而有熱軋延及冷軋延變得困難、或完工退火之退火線的通板變得困難的情況。因此，要將Cu含量設在1.0%以下。

(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心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，也可含有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。

接著，說明本發明實施形態的無方向性電磁鋼板中之S的形態。本實施形態之無方向性電磁鋼板中，粗大析出物生成元素之硫化物或氧硫化物中所含之S總質量為無方向性電磁鋼板中所含之S總質量的10%以上。如上所述，粗大析出物生成元素會在熔鋼之鑄造或急速凝固時，與熔鋼中之S反應而生成硫化物、氧硫化物、或是該二者的析出物。因此，粗大析出物生成元素之硫化物或氧硫化物中所含之S總質量，其相對於在無方向性電磁鋼板中所含之S總質量的比率高，即意味著於無方向性電磁鋼板中含有充分的量之粗大析出物生成元素，且MnS等微細析出物有效地附著於該析出物上。因此，上述比率越高，越會促進完工退火中之再結晶及結晶粒之成長，而可獲得優異之磁特性。而，若上述比率低於10%，則完工退火中之再結晶及結晶粒的成長會不充分，而無法獲得優異磁特性。

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3.0以上。若{100}結晶方位強度小於3.0，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。{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。由於來自X射線及電子射線之試樣的反射角等是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。

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65μm~100μm。若平均結晶粒徑小於65μm或大於100μm，則鐵損W10/800會很高。此處，所謂鐵損W10/800為於1.0T之磁通密度、800Hz之頻率下之鐵損。

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0.15mm以上且0.30mm以下。若厚度大於0.30mm，便無法獲得優異的高頻鐵損。因此，要將厚度設在0.30mm以下。若厚度小於0.15mm，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，若厚度小於0.15mm，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，而引起隨著工序增加所導致的生產性降低以及製造成本上升的情形。因此，要將厚度設在0.15mm以上。

接著，說明本發明實施形態的無方向性電磁鋼板的磁特性。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B50：1.67T以上，並且，鐵損W10/800：以t(mm)表示無方向性電磁鋼板之厚度時為30×[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。

接下來，說明實施形態之無方向性電磁鋼板的第1製造方法。於該第1製造方法中，會進行熔鋼之鑄造、熱軋延、冷軋延、及完工退火等。

在熔鋼之鑄造及熱軋延中，會進行具有上述化學組成之熔鋼的鑄造而製作鋼胚等鋼塊，並進行該熱軋延而製得鋼帶，前述鋼帶以鋼胚等鋼塊中的柱狀晶為起始鑄造組織之熱軋結晶組織的比率以面積分率計為80%以上，且平均結晶粒徑為0.1mm以上。

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)。若柱狀晶之比率低於80%，便無法藉由完工退火來獲得{100}結晶發達之集合組織。因此，要將柱狀晶之比率設在80%以上。柱狀晶之比率可利用顯微鏡觀察來特定。在第1製造方法中，為了令柱狀晶之比率在80%以上，是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。當在上述之柱狀晶比率為80%以上的條件下鑄造熔鋼時，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。

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。於完工退火之再結晶中，當結晶自結晶粒內及結晶粒界成長時，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設在0.1mm以上。鋼帶之平均結晶粒徑可藉由熱軋延之開始溫度及捲取溫度等來調整。將開始溫度設在900℃以下，並將捲取溫度設在650℃以下時，鋼帶中所含之結晶粒未再結晶且會成為在軋延方向上延伸之結晶粒，因此可製得平均結晶粒徑為0.1mm以上的鋼帶。

粗大析出物生成元素，較佳為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熔鋼注入該鍋槽，而使粗大析出物生成元素溶解於熔鋼中。藉此，可使粗大析出物生成元素難以自熔鋼飛散，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。

若冷軋延之軋縮率大於90%，在完工退火時，阻礙磁特性之提升的集合組織，例如{111}＜112＞集合組織便容易發達。因此，要將冷軋延之軋縮率設在90%以下。若冷軋延之軋縮率低於40%，則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。

藉由完工退火，會使一次再結晶及結晶粒之成長發生，並令平均結晶粒徑為65μm~100μm。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。而在完工退火中是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。

若完工退火之通板張力超過3MPa，具有各向異性之彈性應變會變得容易殘存於無方向性電磁鋼板內。具有各向異性之彈性應變會使集合組織變形，因此即使可獲得{100}結晶發達之集合組織，其也會變形而使板面內之磁特性的均一性降低。因此，要將完工退火之通板張力設在3MPa以下。而將完工退火之950℃~700℃之冷卻速度設為大於1℃/秒鐘時，具有各向異性之彈性應變也會變得容易殘存於無方向性電磁鋼板內。因此，要將完工退火之950℃~700℃的冷卻速度設在1℃/秒鐘以下。

如此一來，即可製造本實施形態之無方向性電磁鋼板。且，亦可在完工退火後，藉由塗佈及燒附而形成絕緣被膜。

接下來，說明實施形態之無方向性電磁鋼板的第2製造方法。在該第2製造方法中，會進行熔鋼之急速凝固、冷軋延、及完工退火等。

在熔鋼之急速凝固中，是使具有上述化學組成之熔鋼在移動更新之冷卻體表面急速凝固，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以上之鋼帶。

在第2製造方法中，為了令柱狀晶之比率在80%以上，會例如將熔鋼之注入移動更新的冷卻體表面之溫度提高為較凝固溫度高25℃以上。特別是，當將熔鋼的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%。在上述之柱狀晶比率為80%以上的條件下使熔鋼凝固時，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。

於第2製造方法中也是將鋼帶之平均結晶粒徑設為0.1mm以上。鋼帶之平均結晶粒徑可藉由在急速凝固時注入冷卻體表面之際的熔鋼溫度、或在冷卻體表面的冷卻速度等來調整。

在急速凝固時，粗大析出物生成元素，較佳是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熔鋼注入該鍋槽，而使粗大析出物生成元素溶解於熔鋼中。藉此，可使粗大析出物生成元素難以自熔鋼飛散，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之鍋槽是例如使其急速凝固之鑄造機之澆鑄槽正上方的鍋槽。

冷軋延及完工退火只要以與第1製造方法相同的條件來進行即可。

如此一來，即可製造本實施形態之無方向性電磁鋼板。且，亦可在完工退火後，藉由塗佈及燒附而形成絕緣被膜。

上述之本實施形態的無方向性電磁鋼板，在板面內之全方向上呈現均一的優異磁特性，並被使用於旋轉機、中小型變壓器、及電子元件等電氣設備的鐵心。此外，本實施形態之無方向性電磁鋼板也可有助於旋轉機之高效率化及小型化。

以上是就本發明的適當實施形態詳細說明，惟本發明不受該等示例限定。顯而易見地，只要是具有本發明所屬技術領域之通識人士，皆可在申請專利範圍中所記載之技術思想範疇內思及各種變更例或修正例，並知悉該等亦理當歸屬本發明之技術範圍。

〔實施例〕 接著，針對本發明實施形態的無方向性電磁鋼板，顯示實施例並具體地說明。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，且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) 在第1試驗中，鑄造具有表1所示之化學組成的熔鋼而製作鋼胚，並進行該鋼胚之熱軋延而製得鋼帶。表1中之空欄是表示該元素之含量低於檢出極限，且剩餘部分為Fe及雜質。表1中的底線表示該數值超出本發明的範圍外。接著，進行鋼帶之冷軋延及完工退火而製作了各種無方向性電磁鋼板。然後，測定各無方向性電磁鋼板之以下項目：粗大析出物生成元素之硫化物或氧硫化物中所含之S總質量，其相對於該無方向性電磁鋼板中所含之S總質量的比率R _S；{100}結晶方位強度I；厚度t；及平均結晶粒徑r。並將此結果顯示於表2中。表2中的底線表示該數值超出本發明範圍外。

[表1]

[表2]

然後，測定各無方向性電磁鋼板之磁特性。於該測定中，是使用外徑為5英吋、內徑為4英吋的環試驗片。亦即，進行環磁測定。並將此結果顯示於表3中。表3中的底線表示該數值不在所欲範圍內。亦即，鐵損W10/800之欄位的底線是表示其在式2所示之評價基準W0(W/kg)以上。 W0=30×[0.45+0.55×{0.5×(t/0.20)+0.5×(t/0.20) ²}] (式2)

[表3]

如表3所示，試樣號碼11~號碼20由於化學組成在本發明範圍內，且比率R _S、{100}結晶方位強度I、厚度t、及平均結晶粒徑r在本發明範圍內，故在環磁測定中可獲得良好結果。

試樣號碼1因比率R _S過低，故鐵損W10/800大。試樣號碼2因{100}結晶方位強度I過低，故鐵損W10/800大。試樣號碼3因厚度t過小，故鐵損W10/800大。試樣號碼4因厚度t過大，故鐵損W10/800大。試樣號碼5因平均結晶粒徑r過小，故鐵損W10/800大。試樣號碼6因平均結晶粒徑r過大，故鐵損W10/800大。試樣號碼7因S含量過高，故鐵損W10/800大。試樣號碼8因粗大析出物生成元素之總含量過低，故鐵損W10/800大。試樣號碼9因粗大析出物生成元素之總含量過高，故鐵損W10/800大。試樣號碼10則是因參數Q過小，故鐵損W10/800大。

(第2試驗) 第2試驗中，將以質量%計含有C：0.0023%、Si：3.46%、Al：0.63%、Mn：0.20%、S：0.0003%、以及Pr：0.0008%，且剩餘部分是由Fe及雜質所構成之熔鋼進行鑄造而製作鋼胚，並進行該鋼胚之熱軋延而製得厚度為1.4mm的鋼帶。在鑄造時，調整鑄片之2個表面間的溫度差，並調整鋼帶之起始素材即鋼胚之柱狀晶比率、熱軋延的開始溫度、以及捲取溫度，而使鋼帶之平均結晶粒徑變化。並於表4中顯示2個表面間之溫度差、柱狀晶之比率、及鋼帶的平均結晶粒徑。接著，以78.6%之軋縮率進行冷軋延，製得厚度為0.30mm的鋼板。其後，在950℃下進行30秒鐘之連續完工退火，而製得無方向性電磁鋼板。然後，測定各無方向性電磁鋼板之以下項目：粗大析出物生成元素之硫化物或氧硫化物中所含之S總質量，其相對於該無方向性電磁鋼板中所含之S總質量的比率R _S；{100}結晶方位強度I；厚度t；及平均結晶粒徑r。上述結果亦顯示於表4。表4中的底線表示該數值超出本發明範圍外。

[表4]

然後，測定各無方向性電磁鋼板之磁特性。於該測定中，是使用外徑為5英吋、內徑為4英吋的環試驗片。亦即，進行環磁測定。並將此結果顯示於表5中。表5中的底線表示該數值不在所欲範圍內。亦即，鐵損W10/800之欄位的底線是顯示其在評價基準W0(W/kg)以上，而磁通密度B50之欄位的底線是顯示其為小於1.67T。

[表5]

如表5所示，使用有起始素材即鋼胚之柱狀晶比率適當之鋼帶的試樣號碼33，由於比率R _S、{100}結晶方位強度I、厚度t、及平均結晶粒徑r在本發明範圍內，因此在環磁測定中可獲得良好結果。

使用有起始素材即鋼胚之柱狀晶比率過低之鋼帶的試樣號碼31，由於比率R _S、及{100}結晶方位強度I過低，因此鐵損W10/800大且磁通密度B50低。而，使用有起始素材即鋼胚之柱狀晶比率過低之鋼帶的試樣號碼32，由於{100}結晶方位強度I過低，因此鐵損W10/800大且磁通密度B50低。

(第3試驗) 於第3試驗中，鑄造具有表6所示之化學組成之熔鋼而製作鋼胚，並進行該鋼胚之熱軋延而製得厚度為1.2mm的鋼帶。剩餘部分為Fe及雜質，且表6中之底線表示該數值超出本發明範圍外。在鑄造時，調整鑄片之2個表面間的溫度差，並調整鋼帶的起始素材即鋼胚之柱狀晶比率、以及熱軋延之開始溫度及捲取溫度，而使鋼帶之平均結晶粒徑變化。2個表面間之溫度差是設為53℃~64℃。並於表7中顯示柱狀晶之比率及鋼帶之平均結晶粒徑。接著，以79.2%之軋縮率進行冷軋延，製得厚度為0.25mm的鋼板。其後，在920℃下進行45秒鐘之連續完工退火，而製得無方向性電磁鋼板。然後，測定各無方向性電磁鋼板之以下項目：粗大析出物生成元素之硫化物或氧硫化物中所含之S總質量，其相對於該無方向性電磁鋼板中所含之S總質量的比率R _S；{100}結晶方位強度I；厚度t；及平均結晶粒徑r。上述結果亦顯示於表7。表7中的底線表示該數值超出本發明範圍外。

[表6]

[表7]

然後，測定各無方向性電磁鋼板之磁特性。於該測定中，是使用外徑為5英吋、內徑為4英吋的環試驗片。亦即，進行環磁測定。並將此結果顯示於表8中。表8中的底線表示該數值不在所欲範圍內。亦即，磁通密度B50之欄位的底線是表示其小於1.67T。

[表8]

如表8所示，使用有化學組成、起始素材即鋼胚之柱狀晶比率、及平均結晶粒徑適當之鋼帶的試樣號碼44，由於比率R _S、{100}結晶方位強度I、厚度t、及平均結晶粒徑r在本發明範圍內，因此在環磁測定中可獲得良好的結果。

使用有平均結晶粒徑過低之鋼帶的試樣號碼41及號碼42，因{100}結晶方位強度I過低，故磁通密度B50低。試樣號碼43因粗大析出物生成元素之總含量及比率R _S過低，故磁通密度B50低。試樣號碼45因粗大析出物生成元素之總含量過高，且平均結晶粒徑r過小，故磁通密度B50低。

(第4試驗) 於第4試驗中，鑄造具有表9所示之化學組成之熔鋼而製作鋼胚，並進行該鋼胚之熱軋延而製得表10所示之厚度的鋼帶。表9中之空欄表示該元素之含量低於檢出極限，且剩餘部分為Fe及雜質。在鑄造時，調整鑄片之2個表面間的溫度差，並調整鋼帶起始素材即鋼胚之柱狀晶比率、以及熱軋延之開始溫度及捲取溫度，而使鋼帶之平均結晶粒徑變化。2個表面間之溫度差是設為49℃~76℃。於表10中亦顯示柱狀晶之比率及鋼帶之平均結晶粒徑。接著，以表10所示之軋縮率進行冷軋延，製得厚度為0.20mm的鋼板。其後，在930℃下進行40秒鐘之連續完工退火，而製得無方向性電磁鋼板。然後，測定各無方向性電磁鋼板之以下項目：粗大析出物生成元素之硫化物或氧硫化物中所含之S總質量，其相對於該無方向性電磁鋼板中所含之S總質量的比率R _S；{100}結晶方位強度I；厚度t；及平均結晶粒徑r。上述結果亦顯示於表10。表10中的底線表示該數值超出本發明範圍外。

[表9]

[表10]

然後，測定各無方向性電磁鋼板之磁特性。於該測定中，是使用外徑為5英吋、內徑為4英吋的環試驗片。亦即，進行環磁測定。並將此結果顯示於表11中。表11中的底線表示該數值不在所欲範圍內。亦即，鐵損W10/800之欄位的底線是表示其在評價基準W0(W/kg)以上，而磁通密度B50之欄位的底線是顯示其為小於1.67T。

[表11]

如表11所示，在使用有化學組成、起始素材即鋼胚之柱狀晶比率及平均結晶粒徑適當之鋼帶，並以適當之軋縮量進行了冷軋延的試樣號碼51~號碼55中，由於比率R _S、{100}結晶方位強度I、厚度t、及平均結晶粒徑r在本發明範圍內，因此在環磁測定中可獲得良好結果。含適量Sn或Cu的試樣號碼53及號碼54可獲得特別優異之磁通密度B50。而，含有適量Cr的試樣號碼55可獲得特別優異之鐵損W10/800。

將冷軋延之軋縮率設定過高的試樣號碼56，由於{100}結晶方位強度I過低，故鐵損W10/800大且磁通密度B50低。

(第5試驗) 於第5試驗中，將以質量%計含有C：0.0014%、Si：3.03%、Al：0.28%、Mn：1.42%、S：0.0017%及Sr：0.0007%，且剩餘部分是由Fe及雜質所構成之熔鋼進行鑄造而製作鋼胚，並進行該鋼胚之熱軋延而製得厚度為0.8mm的鋼帶。在鑄造時，將鑄片之2個表面間的溫度差設為61℃，而令鋼帶之起始素材即鋼胚之柱狀晶比率為90%，且調整熱軋延之開始溫度及捲取溫度而令鋼帶的平均結晶粒徑為0.17mm。接著，以81.3%之軋縮率進行冷軋延，製得厚度為0.15mm的鋼板。其後，在970℃下進行20秒鐘之連續完工退火，而製得無方向性電磁鋼板。在完工退火中，使通板張力及由950℃到700℃為止之冷卻速度變化。並於表12顯示通板張力及冷卻速度。然後，測定各無方向性電磁鋼板之以下項目：粗大析出物生成元素之硫化物或氧硫化物中所含之S總質量，其相對於該無方向性電磁鋼板中所含之S總質量的比率R _S；{100}結晶方位強度I；厚度t；及平均結晶粒徑r。上述結果亦顯示於表12。

[表12]

然後，測定各無方向性電磁鋼板之磁特性。於該測定中，是使用外徑為5英吋、內徑為4英吋的環試驗片。亦即，進行環磁測定。並將此結果顯示於表13中。

[表13]

如表13所示，試樣號碼61~號碼64由於化學組成在本發明範圍內，且比率R _S、{100}結晶方位強度I、厚度t、及平均結晶粒徑r在本發明範圍內，因此在環磁測定中可獲得良好結果。對於將通板張力設為3MPa以下試樣號碼62及號碼63，可獲得彈性應變各向異性低且特別優異之鐵損W10/800、及磁通密度B50。對於將由950℃到700℃為止之冷卻速度設為1℃/秒鐘以下的試樣號碼64，可獲得彈性應變各向異性更低且更加優異之鐵損W10/800、及磁通密度B50。再者，在彈性應變各向異性之測定中，由各無方向性電磁鋼板切出各邊長度為55mm、2邊與軋延方向平行、且2邊與垂直於軋延方向之方向(板寬方向)平行的平面形狀為4角形的試樣，並測定因彈性應變之影響而變形後之各邊長度。然後，求出與軋延方向垂直之方向的長度比軋延方向的長度大多少。

(第6試驗) 於第6試驗中，利用雙輥法使具有表14所示之化學組成的熔鋼急速凝固而製得鋼帶。表14中之空欄表示該元素之含量低於檢出極限，且剩餘部分為Fe及雜質。且，表14中的底線表示該數值超出本發明範圍外。接著，進行鋼帶之冷軋延及完工退火，而製作了各種無方向性電磁鋼板。然後，測定各無方向性電磁鋼板之以下項目：粗大析出物生成元素之硫化物或氧硫化物中所含之S總質量，其相對於該無方向性電磁鋼板中所含之S總質量的比率R _S；{100}結晶方位強度I；厚度t；及平均結晶粒徑r。並將此結果顯示於表15中。表15中的底線表示該數值超出本發明範圍外。

[表14]

[表15]

然後，測定各無方向性電磁鋼板之磁特性。於該測定中，是使用外徑為5英吋、內徑為4英吋的環試驗片。亦即，進行環磁測定。並將此結果顯示於表16中。表16中的底線表示該數值不在所欲範圍內。亦即，鐵損W10/800之欄位的底線表示其在式2所示之評價基準W0(W/kg)以上。 W0=30×[0.45+0.55×{0.5×(t/0.20)+0.5×(t/0.20) ²}] (式2)

[表16]

如表16所示，試樣號碼111~號碼120由於化學組成在本發明範圍內，且比率R _S、{100}結晶方位強度I、厚度t、及平均結晶粒徑r在本發明範圍內，因此在環磁測定中可獲得良好結果。

試樣號碼101因比率R _S過低，故鐵損W10/800大。試樣號碼102因{100}結晶方位強度I過低，故鐵損W10/800大。試樣號碼103因厚度t過小，故鐵損W10/800大。試樣號碼104因厚度t過大，故鐵損W10/800大。試樣號碼105因平均結晶粒徑r過小，故鐵損W10/800大。試樣號碼106因平均結晶粒徑r過大，故鐵損W10/800大。試樣號碼107因S含量過高，故鐵損W10/800大。試樣號碼108因粗大析出物生成元素之總含量過低，故鐵損W10/800大。試樣號碼109因粗大析出物生成元素之總含量過高，故鐵損W10/800大。而，試樣號碼110因參數Q過小，故鐵損W10/800大。

(第7試驗) 於第7試驗中，藉由雙輥法使以質量%計含有C：0.0023%、Si：3.46%、Al：0.63%、Mn：0.20%、S：0.0003%及Nd：0.0008%，且剩餘部分是由Fe及雜質所構成之熔鋼急速凝固，而製得厚度為1.4mm的鋼帶。此時，調整注入溫度，而使鋼帶之柱狀晶比率及平均結晶粒徑變化。於表17中顯示注入溫度與凝固溫度之差、柱狀晶之比率、以及鋼帶之平均結晶粒徑。接著，以78.6%之軋縮率進行冷軋延，製得厚度為0.30mm的鋼板。其後，在950℃下進行30秒鐘之連續完工退火，而製得無方向性電磁鋼板。然後，測定各無方向性電磁鋼板之以下項目：粗大析出物生成元素之硫化物或氧硫化物中所含之S總質量，其相對於該無方向性電磁鋼板中所含之S總質量的比率R _S；{100}結晶方位強度I；厚度t；及平均結晶粒徑r。此結果亦顯示於表17。表17中的底線表示該數值超出本發明範圍外。

[表17]

然後，測定各無方向性電磁鋼板之磁特性。於該測定中，是使用外徑為5英吋、內徑為4英吋的環試驗片。亦即，進行環磁測定。並將此結果顯示於表18中。表18中的底線表示該數值不在所欲範圍內。亦即，鐵損W10/800之欄位的底線是表示其在評價基準W0(W/kg)以上，而磁通密度B50之欄位的底線是表示其小於1.67T。

[表18]

如表18所示，使用有柱狀晶比率適當之鋼帶的試樣號碼133，由於比率R _S、{100}結晶方位強度I、厚度t、及平均結晶粒徑r在本發明範圍內，因此在環磁測定中可獲得良好結果。

使用有柱狀晶比率過低之鋼帶的試樣號碼131，由於比率R _S及{100}結晶方位強度I過低，因此鐵損W10/800大，且磁通密度B50低。而使用有柱狀晶比率過低之鋼帶的試樣號碼132，由於{100}結晶方位強度I過低，因此鐵損W10/800大，且磁通密度B50低。

(第8試驗) 於第8試驗中，藉由雙輥法使具有表19所示之化學組成的熔鋼急速凝固，而製得厚度為1.2mm的鋼帶。剩餘部分為Fe及雜質，且表19中之底線表示該數值超出本發明範圍外。此時，調整注入溫度，而使鋼帶之柱狀晶比率及平均結晶粒徑變化。注入溫度是設成比凝固溫度更高29℃~35℃。並於表20中顯示柱狀晶之比率及鋼帶之平均結晶粒徑。接著，以79.2%之軋縮率進行冷軋延，製得厚度為0.25mm的鋼板。其後，在920℃下進行45秒鐘之連續完工退火，而製得無方向性電磁鋼板。然後，測定各無方向性電磁鋼板之以下項目：粗大析出物生成元素之硫化物或氧硫化物中所含之S總質量，其相對於該無方向性電磁鋼板中所含之S總質量的比率R _S；{100}結晶方位強度I；厚度t；及平均結晶粒徑r。上述結果亦顯示於表20。表20中的底線表示該數值超出本發明範圍外。

[表19]

[表20]

然後，測定各無方向性電磁鋼板之磁特性。於該測定中，是使用外徑為5英吋、內徑為4英吋的環試驗片。亦即，進行環磁測定。並將此結果顯示於表21中。表21中的底線表示該數值不在所欲範圍內。亦即，磁通密度B50之欄位的底線是表示其小於1.67T。

[表21]

如表21所示，使用有化學組成、柱狀晶比率及平均結晶粒徑適當之鋼帶的試樣號碼144，由於比率R _S、{100}結晶方位強度I、厚度t、及平均結晶粒徑r在本發明範圍內，因此在環磁測定中可獲得良好結果。

使用有平均結晶粒徑過低之鋼帶的試樣號碼141及號碼142中，由於{100}結晶方位強度I過低，故磁通密度B50低。試樣號碼143因粗大析出物生成元素之總含量及比率R _S過低，故磁通密度B50低。而試樣號碼145因粗大析出物生成元素之總含量過高，且平均結晶粒徑r過小，故磁通密度B50低。

(第9試驗) 於第9試驗中，藉由雙輥法使具有表22所示之化學組成的熔鋼急速凝固，而製得表23所示之厚度的鋼帶。表22中之空欄表示該元素含量低於檢出極限，且剩餘部分為Fe及雜質。此時，調整注入溫度，而使鋼帶之柱狀晶比率及平均結晶粒徑變化。注入溫度是設成比凝固溫度更高28℃~37℃。於表23中亦顯示柱狀晶之比率及鋼帶之平均結晶粒徑。接著，以表23所示之軋縮率進行冷軋延，製得厚度為0.20mm的鋼板。其後，在930℃下進行40秒鐘之連續完工退火，而製得無方向性電磁鋼板。然後，測定各無方向性電磁鋼板之以下項目：粗大析出物生成元素之硫化物或氧硫化物中所含之S總質量，其相對於該無方向性電磁鋼板中所含之S總質量的比率R _S；{100}結晶方位強度I；厚度t；及平均結晶粒徑r。上述結果亦顯示於表23。表23中的底線表示該數值超出本發明範圍外。

[表22]

[表23]

然後，測定各無方向性電磁鋼板之磁特性。於該測定中，是使用外徑為5英吋、內徑為4英吋的環試驗片。亦即，進行環磁測定。並將此結果顯示於表24中。表24中的底線表示該數值不在所欲範圍內。亦即，鐵損W10/800之欄位的底線是表示其在評價基準W0(W/kg)以上，而磁通密度B50之欄位的底線是表示其小於1.67T。

[表24]

如表24所示，在使用有化學組成、柱狀晶比率及平均結晶粒徑適當之鋼帶，並經以適當軋縮量進行冷軋延的試樣號碼151~號碼155中，由於比率R _S、{100}結晶方位強度I、厚度t、及平均結晶粒徑r在本發明範圍內，因此在環磁測定中可獲得良好結果。在含有適量Sn或Cu的試樣號碼153及號碼154中，可獲得特別優異之磁通密度B50。而，含有適量Cr的試樣號碼155可獲得特別優異之鐵損W10/800。

將冷軋延之軋縮率設定過高的試樣號碼156，由於{100}結晶方位強度I過低，故鐵損W10/800大且磁通密度B50低。

(第10試驗) 於第10試驗中，藉由雙輥法使以質量%計含有C：0.0014%、Si：3.03%、Al：0.28%、Mn：1.42%、S：0.0017%及Sr：0.0007%，且剩餘部分是由Fe及雜質所構成之熔鋼急速凝固，而製得厚度為0.8mm的鋼帶。此時，將注入溫度設為比凝固溫度更高32℃，而令鋼帶之柱狀晶比率為90%，且令平均結晶粒徑為0.17mm。接著，以81.3%之軋縮率進行冷軋延，製得厚度為0.15mm的鋼板。其後，在970℃下進行20秒鐘之連續完工退火，而製得無方向性電磁鋼板。在完工退火中，使通板張力及由950℃到700℃為止之冷卻速度變化。並於表25顯示通板張力及冷卻速度。然後，測定各無方向性電磁鋼板之以下項目：粗大析出物生成元素之硫化物或氧硫化物中所含之S總質量，其相對於該無方向性電磁鋼板中所含之S總質量的比率R _S；{100}結晶方位強度I；厚度t；及平均結晶粒徑r。上述結果亦顯示於表25。

[表25]

然後，測定各無方向性電磁鋼板之磁特性。於該測定中，是使用外徑為5英吋、內徑為4英吋的環試驗片。亦即，進行環磁測定。並將此結果顯示於表26中。

[表26]

如表26所示，試樣號碼161~號碼164由於化學組成在本發明範圍內，且比率R _S、{100}結晶方位強度I、厚度t、及平均結晶粒徑r在本發明範圍內，因此在環磁測定中可獲得良好結果。在將通板張力設為3MPa以下之試樣號碼162及號碼163中，彈性應變各向異性低，且可獲得特別優異之鐵損W10/800及磁通密度B50。在將由950℃到700℃為止之冷卻速度設為1℃/秒鐘以下的試樣號碼164中，彈性應變各向異性更低，且可獲得更加優異之鐵損W10/800及磁通密度B50。再者，在彈性應變各向異性之測定中，由各無方向性電磁鋼板切出各邊長度為55mm、2邊與軋延方向平行、且2邊與垂直於軋延方向之方向(板寬方向)平行的平面形狀為4角形的試樣，並測定因彈性應變之影響而變形後之各邊長度。然後，求出與軋延方向垂直之方向的長度比軋延方向的長度大多少。

產業上之可利用性 本發明可以應用於例如無方向性電磁鋼板之製造產業、及無方向性電磁鋼板之應用產業。

Claims (3)

1. 一種無方向性電磁鋼板，其特徵在於具有以下所示化學組成： 以質量%計， C：0.0030%以下、 Si：2.00%~4.00%、 Al：0.10%~3.00%、 Mn：0.10%~2.00%、 S：0.0030%以下、 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0.0003%以上且小於0.0015%、 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所示之參數Q：2.00以上、 Sn：0.00%~0.40%、 Cu：0.0%~1.0%、 Cr：0.0%~10.0%、且 剩餘部分：Fe及雜質； 於Mg、Ca、Sr、Ba、Ce、La、Nd、Pr、Zn及Cd之硫化物或氧硫化物中所含之S總質量，為無方向性電磁鋼板中所含之S總質量的10%以上； {100}結晶方位強度在3.0以上； 厚度為0.15mm~0.30mm； 平均結晶粒徑為65μm~100μm； Q=[Si]+2[Al]-[Mn] (式1)。
2. 如請求項1之無方向性電磁鋼板，其中前述化學組成中， Sn：0.02%~0.40%、或 Cu：0.1%~1.0%、 或者滿足此二者。
3. 如請求項1或2之無方向性電磁鋼板，其中前述化學組成中， 滿足Cr：0.2%~10.0%。