TWI774241B - 無方向性電磁鋼板用熱軋鋼板、無方向性電磁鋼板用熱軋鋼板之製造方法、及無方向性電磁鋼板之製造方法 - Google Patents

Abstract

本發明之無方向性電磁鋼板用熱軋鋼板，作為化學成分含有Si、Mn、Al、Ti、Nb、V及Zr，存在於晶粒內及晶界之前述AlN的個數密度為相對於觀察面積為8.0個/µm ²以下，且存在於晶界之前述AlN的個數密度為相對於晶界面積為40個/µm ²以下。

Description

無方向性電磁鋼板用熱軋鋼板、無方向性電磁鋼板用熱軋鋼板之製造方法、及無方向性電磁鋼板之製造方法

本發明是有關於一種可提高磁特性之無方向性電磁鋼板用之熱軋鋼板、無方向性電磁鋼板用熱軋鋼板之製造方法、及無方向性電磁鋼板之製造方法。

無方向性電磁鋼板主要作為旋轉機等的鐵芯材料來使用。近年來，即使在一直係使用低級等級之無方向性電磁鋼板的領域中，機器高效率化的要求也逐漸高漲。因此，即便為低級等級之無方向性電磁鋼板，亦被要求在抑制成本的同時，提高磁通密度且減低鐵損。

此外，近年來，旋轉機的變頻控制化不斷進展，而要求改善在高頻下之鐵損。因此，即便為低級等級之無方向性電磁鋼板，亦被要求減低在高頻下之鐵損。

低級等級之無方向性電磁鋼板一般而言Si含量低，具有會在製造過程中產生α-γ變態(肥粒鐵-沃斯田鐵變態)之化學成分。截至目前，關於所述低級等級無方向性電磁鋼板，已提案出省略熱軋板退火來使磁特性提升的方法。

例如，專利文獻1中提案出在Ar3變態點以上結束熱軋延，且在Ar3變態點至Ar1變態點之溫度區以5℃/sec以下進行緩冷的方法。但，在工業製造過程中難以實現該冷卻速度。

另外，專利文獻2中提案出在鋼中添加Sn，且視Sn濃度來控制熱軋之精加工溫度以獲得高磁通密度的方法。然而，該方法的Si濃度被限定在0.4%以下，不足以獲得低鐵損。

專利文獻3中提案出一種鋼板，其藉由限定熱軋時的加熱溫度及精加工溫度，而呈高磁通密度且弛力退火時的晶粒成長性佳。然而，該方法並無取代熱軋板退火之自行退火等步驟，因而無法獲得高磁通密度。

專利文獻4中提案出藉由控制鋼之化學成分及熱軋延條件來提高磁通密度的方法。在該專利文獻4中，針對AlN會在γ→α變態時之α晶界微細析出而在熱軋板之自行退火時晶粒成長受到阻礙之課題，係將精整軋延溫度控制在800℃~(Ar1+20℃)，並將捲取溫度控制在780℃以上。然而，該方法無法解決AlN會在γ→α變態時析出之根本課題。 先前技術文獻 專利文獻

專利文獻1：日本專利特開平06-192731號公報 專利文獻2：日本專利特開2006-241554號公報 專利文獻3：日本專利特開2007-217744號公報 專利文獻4：國際公開第2013/069754號

如上所述，低級等級之無方向性電磁鋼板一般而言具有會在製造過程中產生α-γ變態之化學成分。針對所述低級等級之無方向性電磁鋼板，在以往的技術中嘗試了取代熱軋板退火而在熱軋後進行自行退火來提高磁特性。惟，如上所述，以往的技術並未充分滿足磁特性。尤其，在高頻下之鐵損的改善並不充分。

本發明係有鑑於上述情況而做成。本發明之目的在於提供一種無方向性電磁鋼板用之熱軋鋼板、無方向性電磁鋼板用熱軋鋼板之製造方法、及無方向性電磁鋼板之製造方法，該無方向性電磁鋼板用之熱軋鋼板除了一般的磁特性佳之外，在高頻下之鐵損特性亦佳。

用以解決課題之手段 本發明主旨如下。

(1)本發明一態樣之無方向性電磁鋼板用熱軋鋼板，作為化學成分以質量%計含有： C：0.005%以下、 Si：0.10~1.50%、 Mn：0.10~0.60%、 P：0.100%以下、 Al：0.20~1.00%、 Ti：0.0010~0.0030%、 Nb：0.0010~0.0030%、 V：0.0010~0.0030%、 Zr：0.0010~0.0030%、 N：0.0030%以下、 Sn：0~0.20%及 Sb：0~0.20%，且 剩餘部分由Fe及不純物所構成； 在平行於軋延方向及板厚方向之切割面中觀察時，圓等效直徑為10~200nm的AlN存在於肥粒鐵晶粒之晶粒內及晶界； 存在於前述晶粒內及前述晶界之前述AlN的個數密度為相對於觀察面積為8.0個/µm ²以下；且 存在於前述晶界之前述AlN的個數密度為相對於晶界面積為40個/µm ²以下。 (2)如上述(1)之無方向性電磁鋼板用熱軋鋼板中，作為化學成分亦可含有以下之至少一者： 以質量%計， Sn：0.02~0.20%、 Sb：0.02~0.20%。 (3)本發明一態樣之無方向性電磁鋼板用熱軋鋼板之製造方法，係製造上述(1)或(2)之無方向性電磁鋼板用熱軋鋼板的方法； 該製造方法可進行下述步驟： 將扁胚加熱至1050℃以上且1180℃以下之溫度範圍， 將前述加熱後之扁胚進行粗軋延， 將前述粗軋延後之粗軋延材維持在850℃以上且Ar1點以下之溫度範圍， 將前述維持後之粗軋延材再次加熱至高於Ar1點且Ac1點以下之溫度範圍， 並以將精整軋延之結束溫度設為800℃以上且Ar1點以下之條件，將前述剛加熱後之粗軋延材進行精整軋延，並且 將前述精整軋延後之精整軋延材在750℃以上且850℃以下之溫度範圍下進行捲取； 前述扁胚作為化學成分以質量%計含有： C：0.005%以下、 Si：0.10~1.50%、 Mn：0.10~0.60%、 P：0.100%以下、 Al：0.20~1.00%、 Ti：0.0010~0.0030%、 Nb：0.0010~0.0030%、 V：0.0010~0.0030%、 Zr：0.0010~0.0030%、 N：0.0030%以下、 Sn：0~0.20%及 Sb：0~0.20%，且 剩餘部分由Fe及不純物所構成。 (4)本發明一態樣之無方向性電磁鋼板之製造方法，係使用上述(1)或(2)之無方向性電磁鋼板用熱軋鋼板來製造無方向性電磁鋼板的方法； 該製造方法係將前述無方向性電磁鋼板用熱軋鋼板在不進行熱軋板退火下進行冷軋延，並且 將前述冷軋延後之冷軋延材在800℃以上且Ac1點以下進行完工退火即可。

發明效果 根據本發明之上述態樣，可提供一種無方向性電磁鋼板用之熱軋鋼板、無方向性電磁鋼板用熱軋鋼板之製造方法、及無方向性電磁鋼板之製造方法，該無方向性電磁鋼板用之熱軋鋼板除了一般的磁特性佳之外，在高頻下之鐵損特性亦佳。

用以實施發明之形態 以下，詳細說明本發明之較佳實施形態。惟，本發明並不僅限於本實施形態中揭示之構成，可在不脫離本發明主旨的範圍內進行各種變更。另外，下述之數值限定範圍，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。又，若無特別指明，有關各元素含量之「%」意指「質量%」。

在本實施形態之無方向性電磁鋼板用熱軋鋼板中，係複合且密不可分地控制化學成分與製造條件來控制熱軋鋼板所含之AlN的形態。

例如，在具有會在製造過程中產生α-γ變態之化學成分、且取代熱軋板退火而在熱軋後進行自行退火而製造之無方向性電磁鋼板中，為了提升磁特性，宜在熱軋後的自行退火時或完工退火時使晶粒充分成長。

然而，熱軋鋼板所含之AlN會釘扎住晶界移動而阻礙晶粒成長。所以，熱軋鋼板中所含之AlN宜少。

例如，在上述專利文獻4中嘗試了減低鋼板所含之AlN。藉由專利文獻4所揭示之技術，確實或許能在某程度上減低鋼板所含之AlN。然而，在專利文獻4所揭示之技術中，無法根本性地抑制在γ→α變態時析出之AlN，AlN尤其會在肥粒鐵(α)晶粒之結晶晶界大量析出。因此，在熱軋後之自行退火時或完工退火時，晶粒無法充分成長。

本實施形態係複合且密不可分地控制化學成分與製造條件，來減少存在於α相之晶粒內及晶界的AlN個數，尤其是減少存在於α相之晶界的AlN個數。其結果，在熱軋後之自行退火時或完工退火時，晶粒可充分成長，因此可獲得除了一般的磁特性佳之外在高頻下之鐵損特性亦佳之無方向性電磁鋼板。

又，在專利文獻4中提及完工退火後鋼板中之AlN個數密度。然而，在熱軋延步驟中析出之AlN會在完工退火中發生奧斯華粗化(Ostwald ripening)，而推測AlN個數密度會減少，因此未必能與本實施形態之熱軋鋼板的AlN個數密度作比較。而且，熱軋延後之鋼板結晶組織會在後續的冷軋延中加工而變形，且在完工退火中會再結晶及晶粒成長，因此熱軋延後之肥粒鐵晶界與完工退火後之肥粒鐵晶界不一定一致。

本實施形態之無方向性電磁鋼板用熱軋鋼板，作為化學成分以質量%計含有： C：0.005%以下、 Si：0.10~1.50%、 Mn：0.10~0.60%、 P：0.100%以下、 Al：0.20~1.00%、 Ti：0.0010~0.0030%、 Nb：0.0010~0.0030%、 V：0.0010~0.0030%、 Zr：0.0010~0.0030%、 N：0.0030%以下、 Sn：0~0.20%及 Sb：0~0.20%，且 剩餘部分由Fe及不純物所構成； 在平行於軋延方向及板厚方向之切割面中觀察時，圓等效直徑為10~200nm的AlN存在於肥粒鐵晶粒之晶粒內及晶界； 存在於上述晶粒內及上述晶界之上述AlN的個數密度為相對於觀察面積為8.0個/µm ²以下；且 存在於上述晶界之上述AlN的個數密度為相對於晶界面積為40個/µm ²以下。

＜熱軋鋼板之化學成分＞ 首先，關於本實施形態之無方向性電磁鋼板用熱軋鋼板，說明限定鋼之化學成分的理由。

在本實施形態中，熱軋鋼板之化學成分包含基本元素且視需求包含選擇元素，剩餘部分由Fe及不純物所構成。

C：0.005%以下 C係有害元素，會使鐵損劣化且亦會成為磁老化之原因。C含量設為0.005%以下。且C含量宜在0.003%以下。C含量越低越好，下限亦可為0%。惟，若考慮工業生產性，C含量可大於0%，亦可設為0.0015%以上、0.0020%以上或0.0025%以上。

Si：0.10~1.50% Si係會使鋼的電阻率增加、使鐵損降低的元素。因此，Si含量下限設為0.10%。另一方面，添加過多會使磁通密度降低。因此，Si含量上限設為1.50%。較佳的係Si含量下限亦可為0.50%，Si含量上限亦可為1.20%。

Mn：0.10~0.60% Mn會提高鋼的電阻率，且會使硫化物變粗大、變得無害。因此，Mn含量下限設為0.10%。另一方面，添加過多會使鋼脆化且導致成本上升。所以，Mn含量上限設為0.60%。

P：0.100%以下 P有時亦會提高鋼板硬度，但會招致鋼脆化。P含量設為0.100%以下。且P含量宜為0.08%。P含量越低越好，下限亦可為0%。惟，若考慮工業生產性，P含量亦可為0.001%以上。

Al：0.20~1.00% Al為脫氧元素，同時亦為會提高電阻率、使α-γ變態點上升及生成AlN的元素。因此，Al含量下限設為0.20%。另一方面，添加過多會引起磁通密度降低或加工性降低。因此，Al含量上限設為1.00%。且Al含量上限宜為0.80%。

Ti：0.0010~0.0030% Ti係會生成氮化物的元素，但不同於AlN，其在γ相中亦會作為氮化物充分析出。在本實施形態中，為了抑制在γ→α變態時AlN在α晶界微細析出，Ti作為氮化物生成元素相當重要。因此，Ti含量下限設為0.0010%。另一方面，添加過多會生成碳化物，使完工退火時的晶粒成長變差。因此，Ti含量上限設為0.0030%。

Nb：0.0010~0.0030% Nb係會生成氮化物的元素，但不同於AlN，其在γ相中亦會作為氮化物充分析出。在本實施形態中，為了抑制在γ→α變態時AlN在α晶界微細析出，Nb作為氮化物生成元素相當重要。因此，Nb含量下限設為0.0010%。另一方面，添加過多會生成碳化物，使完工退火時的晶粒成長變差。因此，Nb含量上限設為0.0030%。

V：0.0010~0.0030% V係會生成氮化物的元素，但不同於AlN，其在γ相中亦會作為氮化物充分析出。在本實施形態中，為了抑制在γ→α變態時AlN在α晶界微細析出，V作為氮化物生成元素相當重要。因此，V含量下限設為0.0010%。另一方面，添加過多會生成碳化物，使完工退火時的晶粒成長變差。因此，V含量上限設為0.0030%。

Zr：0.0010~0.0030% Zr係會生成氮化物的元素，但不同於AlN，其在γ相中亦會作為氮化物充分析出。Zr為了抑制在γ→α變態時AlN在α晶界微細析出，Zr作為氮化物生成元素相當重要。因此，Zr含量下限設為0.0010%。另一方面，添加過多會生成碳化物，使完工退火時的晶粒成長變差。因此，Zr含量上限設為0.0030%。

N：0.0030%以下 N係會生成AlN的元素，而不利於晶粒成長。在本實施形態中，作為能使N變得無害之容許上限，N含量設為0.0030%以下。N含量越低越好，下限亦可為0%。惟，若考慮工業生產性，N含量亦可為0.0001%以上。譬如，N含量為0.0001%以上時，容易生成AlN而容易阻礙晶粒成長。

Sn：0~0.20% Sb：0~0.20% Sn及Sb會改善冷軋再結晶後之集合組織，使其磁通密度提升。因此，亦可視需求含有Sn或Sb。譬如，Sn含量及Sb含量的下限宜為0.02%，較佳為0.03%。另一方面，添加過多會使鋼脆化。因此，Sn含量及Sb含量的上限設為0.20%。且Sn含量及Sb含量的上限宜為0.10%。

只要含有Sn及Sb之至少一者，便可獲得上述效果。因此，作為化學成分，以質量%計宜含有Sn：0.02~0.20%或Sb：0.02~0.20%之至少一者。

上述本實施形態之熱軋鋼板的化學成分係與會在製造過程中產生α-γ變態之化學成分對應。

又，在本實施形態中，作為化學成分亦可含有不純物。又，所謂「不純物」係指即便含有也不會損及本實施形態之效果的元素，且係指在工業上製造鋼板時，從作為原料之礦石、廢料或從製造環境等混入的元素。不純物之合計含量上限例如為5%即可。

上述化學成分只要利用鋼之一般分析方法來測定即可。例如，化學成分使用感應耦合電漿原子發射光譜(ICP-AES(Inductively Coupled Plasma-Atomic Emission Spectrometry))來測定即可。具體而言，係藉由島津製作所製之ICPS-8100等(測定裝置)，在根據事先做成之檢量線的條件下測定從鋼板採取之35mm見方的試驗片，藉此來特定化學成分。又，C係採用燃燒-紅外線吸收法來測定，N採用非活性氣體熔解-熱傳導率法測定即可。

熱軋鋼板係藉由鑄造經調整成上述說明之成分組成的熔鋼來形成扁胚。又，扁胚之鑄造方法無特別限定。另外，在研究開發中，即便以真空熔爐等形成鋼塊，關於上述成分，仍可確認與形成扁胚之情況為相同的效果。

＜熱軋鋼板所含之AlN＞ 關於本實施形態之無方向性電磁鋼板用熱軋鋼板，說明限定熱軋鋼板所含之AlN的理由。

如上所述，在本實施形態中，係複合且密不可分地控制化學成分與製造條件來控制熱軋鋼板所含之AlN的形態。尤其，在本實施形態中會抑制AlN析出至α粒的晶界。

在本實施形態之無方向性電磁鋼板用熱軋鋼板中，在平行於軋延方向及板厚方向之切割面中觀察時，圓等效直徑為10~200nm的AlN存在於肥粒鐵晶粒(α粒)之晶粒內及晶界， 存在於晶粒內及晶界之AlN的個數密度(合計個數密度)為相對於觀察面積為8.0個/µm ²以下，且 存在於晶界之AlN的個數密度(在晶界中之個數密度)為相對於晶界面積為40個/µm ²以下。

在本實施形態中，作為最會影響晶粒成長之AlN的尺寸，係控制圓等效直徑10~200nm的AlN。在本實施形態之無方向性電磁鋼板用熱軋鋼板中，上述尺寸之AlN被包含在α粒之晶粒內及晶界。

存在於α粒之晶粒內及晶界的上述尺寸之AlN，若其個數密度為相對於觀察面積大於8.0個/µm ²，則自行退火時或完工退火時的晶粒成長會不充分。其結果，作為無方向性電磁鋼板，會導致磁通密度及鐵損特性降低。存在於α粒之晶粒內及晶界的上述尺寸之AlN，其個數密度設為相對於觀察面積為8.0個/µm ²以下。另一方面，存在於α粒之晶粒內及晶界的上述尺寸之AlN，其個數密度越少越好，且下限亦可為相對於觀察面積為0個/µm ²。然而，實際上難以使該個數密度為0個/µm ²，在工業上，存在於α粒之晶粒內及晶界的上述尺寸之AlN，其個數密度有時相對於觀察面積會係0.1個/µm ²以上。

又，為了改善在高頻下之鐵損特性，僅控制存在於α粒之晶粒內及晶界的上述尺寸之AlN的個數密度(合計個數密度)並不足夠，宜控制存在於α粒之晶界的上述尺寸之AlN的個數密度(在晶界中之個數密度)。

存在於α粒之晶界的上述尺寸之AlN，若其個數密度為相對於晶界面積大於40個/µm ²，則自行退火時及完工退火時的晶粒成長會不充分。其結果，作為無方向性電磁鋼板，會導致在高頻下之鐵損特性降低。存在於α粒之晶界的上述尺寸之AlN，其個數密度設為相對於晶界面積為40個/µm ²以下。且該個數密度宜為35個/µm ²以下。另一方面，存在於α粒之晶界的上述尺寸之AlN，其個數密度越少越好，且下限亦可為相對於晶界面積為0個/µm ²。然而，實際上難以使該個數密度為0個/µm ²，在工業上，存在於α粒之晶界的上述尺寸之AlN，其個數密度有時相對於晶界面積會係0.5個/µm ²以上。

熱軋鋼板所含之AlN利用TEM-EDS(透射電子顯微鏡-能量色散X射線光譜法；Transmission Electron Microscope-Energy Dispersive X-ray Spectroscopy)來特定即可。例如，從熱軋鋼板採取平行於軋延方向及板厚方向之截面會成為觀察面之薄膜試樣，根據以TEM-EDS之觀察及定量分析結果，在觀察視野中特定Al與N之原子比約為1：1之析出物即可。將所特定之AlN面積換算成圓時的直徑定義為圓等效直徑。特定出存在於觀察視野(觀察面積)中之圓等效直徑為10~200nm的AlN，來求算存在於α粒之晶粒內及晶界的AlN個數密度(合計個數密度)、與存在於α粒之晶界的AlN個數密度(在晶界中之個數密度)即可。例如，觀察視野只要至少設為10µm×10µm的範圍即可。存在於晶界的AlN個數設為：從晶界起算，分別往夾著晶界之晶粒內0.2µm為止的距離中所存在的AlN個數即可；晶界面積則設為在TEM-EDS觀察中獲得之影像中之晶界總距離乘以0.4µm後的值即可。又，為了導出圓等效直徑，亦可利用掃描器等來讀取在TEM-EDS觀察中獲得之影像，且使用市售影像解析軟體來進行解析。

＜熱軋鋼板之製造方法＞ 接著，說明本實施形態之無方向性電磁鋼板用熱軋鋼板之製造方法。

本實施形態之無方向性電磁鋼板用熱軋鋼板之製造方法，係製造上述熱軋鋼板的方法； 該製造方法係將扁胚加熱至1050℃以上且1180℃以下之溫度範圍， 將上述加熱後之扁胚進行粗軋延， 將上述粗軋延後之粗軋延材維持在850℃以上且Ar1點以下之溫度範圍， 將上述維持後之粗軋延材再次加熱至高於Ar1點且Ac1點以下之溫度範圍， 並以將精整軋延之結束溫度設為800℃以上且Ar1點以下之條件，將上述剛加熱後之粗軋延材進行精整軋延，並且 將上述精整軋延後之精整軋延材在750℃以上且850℃以下之溫度範圍下進行捲取； 前述扁胚作為化學成分以質量%計含有： C：0.005%以下、 Si：0.10~1.50%、 Mn：0.10~0.60%、 P：0.100%以下、 Al：0.20~1.00%、 Ti：0.0010~0.0030%、 Nb：0.0010~0.0030%、 V：0.0010~0.0030%、 Zr：0.0010~0.0030%、 N：0.0030%以下、 Sn：0~0.20%及 Sb：0~0.20%，且 剩餘部分由Fe及不純物所構成。

在本實施形態中，志向在熱軋延的精整軋延後將卷料進行自行退火，來提升作為無方向性電磁鋼板之磁特性。例如，在本實施形態中，於熱軋延時將扁胚加熱溫度設為1050℃~1180℃，進行粗軋延，且將粗軋延材維持在850~Ar1點，再將維持後之粗軋延材加熱至高於Ar1點且Ac1點以下，並進行精整軋延，在750℃~850℃下捲取精整軋延材。藉由該等製造條件，可較佳地抑制AlN往α相之晶界析出。其結果，在自行退火時或完工退火時晶粒會適宜成長，作為無方向性電磁鋼板可獲得優異鐵損與磁通密度。

扁胚之化學成分與上述熱軋鋼板之化學成分相同。在無方向性電磁鋼板之製造中，從扁胚到獲得熱軋鋼板為止的過程中化學成分幾乎不會變化。上述扁胚之化學成分係與會在製造過程中產生α-γ變態之化學成分對應。

為了防止析出物再固溶而微細析出、且不使鐵損劣化，扁胚加熱溫度設為1180℃以下。惟，扁胚加熱溫度若過低，變形阻力會變高，導致熱軋延的負荷增加，故設為1050℃以上。扁胚加熱溫度之下限宜為1080℃。且扁胚加熱溫度之上限宜為1150℃，更宜為1130℃。

粗軋延條件無特別限定。只要應用公知之粗軋延條件即可。

粗軋延後之粗軋延材會維持在Ar1點以下，使其變態為α相。所謂Ar1點為會在冷卻時結束往α相之變態的溫度。剛粗軋延後之粗軋延材為α相及γ相之二相組織。在本實施形態中，由於作為化學成分必須含有Ti、Nb、V及Zr，因此在γ相中會生成Ti、Nb、V及Zr之氮化物，鋼中之AlN存在個數變少，且鋼中之固溶N的含量減少。然而，一部分的N係呈仍固溶於鋼中之狀態。因此，會將粗軋延後之粗軋延材維持在Ar1點以下，使鋼組織變態為N溶解度小的α相單相組織。其結果，固溶於鋼中之N會作為氮化物(例如AlN)大量析出。藉由施行所述熱循環來抑制固溶N量，可抑制在精整軋延之後大量析出氮化物。

本案發明人等進行研討後的結果，得知在粗軋延後且於精整軋延前析出之AlN最後不易成為存在於α相之晶界的AlN。詳細理由在目前雖尚不明確，然可認為即便在粗軋延後且於精整軋延前AlN於晶界析出，藉由因精整軋延所帶來的動態及靜態的組織變化，仍會使AlN之存在位置(晶界或晶粒內)改變。所以，可推測存在於α相之晶界的AlN個數最後會變少。亦即，在本實施形態中，重要作法係在粗軋延後且於精整軋延前使固溶於鋼中之N作為氮化物(例如AlN)大量析出，並且在精整軋延以後使該氮化物不會再次固溶。例如，可認為若在精整軋延以後氮化物再次固溶，則在精整軋延後的冷卻過程中，再次固溶於鋼中之N會作為AlN優先於α相之晶界析出。

基於上述理由，粗軋延後之粗軋延材係維持在Ar1點以下。另一方面，若維持溫度過低，氮化物難以析出且變得難以成長。因此，粗軋延後之粗軋延材係維持在850℃以上。

將粗軋延後之粗軋延材冷卻至850℃以上且Ar1點以下之溫度範圍的冷卻速度無特別限制。惟，粗軋延結束後，宜以平均冷卻速度0.1~2℃/sec將粗軋延材冷卻至850℃以上且Ar1點以下之溫度範圍。平均冷卻速度小於0.1℃/sec時，生產效率差，大於2℃/sec時，有時氮化物會變得難以析出或難以成長。

在850℃以上且Ar1點以下之溫度範圍維持後之粗軋延材會再次加熱至高於Ar1點且Ac1點以下之溫度範圍。如上所述，所謂Ar1點為會在冷卻時結束往α相之變態的溫度。Ac1點為會在升溫時開始往γ相之變態的溫度。在850℃以上且Ar1點以下之溫度範圍維持後之粗軋延材會變態為α相單相組織，但粗軋延材在該溫度下，精整軋延溫度及捲取溫度會變得過低。因此，將上述維持後之粗軋延材進行再次加熱，以使精整軋延溫度與捲取溫度上升，來增大在捲取成卷料後的狀態下之自行退火效果。再次加熱溫度高於Ac1點時會產生從α相往γ相之變態且N會再次固溶於鋼中，再次固溶之N會在精整軋延後的冷卻過程中作為氮化物(例如AlN)析出。尤其會在α相之結晶晶界大量析出，結果便會阻礙自行退火時或完工退火時之晶粒成長。因此，再次加熱溫度設為Ac1點以下。另一方面，再次加熱溫度設為高於Ar1點，以使精整軋延溫度與捲取溫度上升，來獲得充分的自行退火效果。再者，只要在該溫度範圍內，不論加熱多少次皆可。又，再次加熱之方法或方式無特別限制，使用感應加熱等即可。另，Ar1及Ac1的溫度以實驗方式求算即可。

將再次加熱至高於Ar1點且Ac1點以下之溫度範圍後之粗軋延材進行精整軋延。精整軋延之結束溫度設為800℃以上且Ar1點以下。如上所述，所謂Ar1點為會在冷卻時結束往α相之變態的溫度。精整軋延之結束溫度若低於800℃，便無法確保充分的捲取溫度。因此，精整軋延之結束溫度設為800℃以上。另一方面，精整軋延之結束溫度若高於Ar1點，在精整軋延材中作為鋼組織會殘留一部分γ相，於精整軋延後的捲取時產生γ→α變態，固溶於γ相之N會在α相之結晶晶界析出，結果便會阻礙自行退火時或完工退火時之晶粒成長。因此，精整軋延之結束溫度設為Ar1點以下。

精整軋延材之捲取溫度設為750℃以上且850℃以下。捲取溫度低於750℃時，在自行退火中晶粒不會充分成長。因此，捲取溫度設為750℃以上。另一方面，捲取溫度若高於850℃，精整軋延材之表層鏽皮(表面氧化物)就會過多，在酸洗中之去鏽皮性變差。因此，捲取溫度設為850℃以下。

滿足上述製造條件而製出之熱軋鋼板中，存在於α相之晶粒內及晶界的AlN個數變少，尤其是存在於α相之晶界的AlN個數變少。其結果，在熱軋後之自行退火時或完工退火時，晶粒可充分成長，因此可獲得除了一般的磁特性佳之外在高頻下之鐵損特性亦佳之無方向性電磁鋼板。

＜無方向性電磁鋼板之製造方法＞ 接著，說明本實施形態之無方向性電磁鋼板之製造方法。

本實施形態之無方向性電磁鋼板之製造方法，係使用上述熱軋鋼板來製造無方向性電磁鋼板的方法； 該製造方法係將滿足上述製造條件而製出之熱軋鋼板在不進行熱軋板退火下進行冷軋延，並且 將上述冷軋延後之冷軋延材在800℃以上且Ac1點以下進行完工退火。

滿足上述製造條件而製出之熱軋鋼板，會在酸洗後進行冷軋延且進行完工退火。冷軋延條件無特別限定。只要應用公知之冷軋延條件即可。

完工退火溫度設為800℃以上且Ac1點以下。完工退火溫度若低於800℃，會殘留未再結晶組織而磁特性變差。因此，完工退火溫度設為800℃以上。另一方面，完工退火溫度若高於Ac1點，會產生α→γ變態而磁特性惡化。因此，完工退火溫度設為Ac1點以下。

又，完工退火時間宜設為10秒以上且600秒以下。只要完工退火時間為上述時間，便能使晶粒充分成長。

滿足上述製造條件而製出之無方向性電磁鋼板，除了一般的磁特性佳之外，在高頻下之鐵損特性亦佳。

無方向性電磁鋼板之鐵損越低越好，例如鐵損W15/50宜小於5.2W/kg，鐵損W10/200宜小於18.0W/kg。又，無方向性電磁鋼板之磁通密度越高越好，例如磁通密度B50宜為1.69T以上，磁通密度B25宜為1.62T以上。

另外，磁通密度等之電磁鋼板的磁特性可藉由公知方法來測定。例如，電磁鋼板的磁特性可使用JIS C2550：2011所規定之根據愛普斯坦試驗的方法、或JIS C2556：2015所規定之單板磁特性試驗法(Single Sheet Tester：SST)等，藉此來進行測定。又，在研究開發中，在以真空熔爐等形成鋼塊的情況下，難以採取與實際機械製造為同等尺寸的試驗片。此時，例如亦可以成為寬度55mm×長度55mm之方式採取試驗片，來進行依據單板磁特性試驗法之測定。並且，亦可對所得之結果乘上補正係數，以獲得與根據愛普斯坦試驗的方法為同等之測定值。在本實施形態中，係藉由依據單板磁特性試驗法之測定法來進行測定。

[實施例1] 利用實施例來更具體地說明本發明之一態樣的效果，惟實施例中之條件係為了確認本發明之可實施性及效果而採用之一條件例，本發明不限於此一條件例。只要不脫離本發明主旨且可達到本發明目的，本發明可採用各種條件。

＜實施例1＞ 以表2A~表2B中記載之熱軋符號的製造條件，將具有表1A~表1B中記載之化學成分的扁胚熱軋延至厚度達2.5mm，並捲取熱軋鋼板。

[表1A]

[表1B]

[表2A]

[表2B]

所製出之熱軋鋼板的化學成分會與扁胚之化學成分為同等。從製出之熱軋鋼板的板寬方向中央部切出試驗片，以可觀察平行於軋延方向及板厚方向之截面的方式，製作穿透型電子顯微鏡(TEM)用之試樣後，利用穿透型電子顯微鏡(TEM)觀察視野10µm×10µm之範圍，且以上述方式算出圓等效直徑為10~200nm之AlN的個數密度。於表3A~表3C中列示其結果。

[表3A]

[表3B]

[表3C]

又，將熱軋鋼板進行酸洗後，冷軋延至0.5mm而做成冷軋鋼板，並且以表4中記載之完工退火符號的條件施行完工退火，而獲得無方向性電磁鋼板。

[表4]

從完工退火後之無方向性電磁鋼板以在軋延方向及板寬方向上並行的方式切出55mm見方之試驗片，藉由依據單板磁特性試驗法(JIS C 2556：2015)之測定法來進行鐵損及磁通密度之測定，且求出L方向及C方向之平均值。

關於鐵損，除了測定以往之一般評估指標W15/50以外，亦測定了在高頻下使用時之鐵損W10/200。又，W15/50為將無方向性電磁鋼板以50Hz激磁至1.5T而獲得之鐵損，W10/200為將無方向性電磁鋼板以200Hz激磁至1.0T而獲得之鐵損。

磁通密度係測定B50及B25。又，B50為在無方向性電磁鋼板中以50Hz賦予5000A/m之磁場時的磁通密度，B25為在無方向性電磁鋼板中以50Hz賦予2500A/m之磁場時的磁通密度。

W15/50小於5.2W/kg、W10/200小於18.0W/kg、B50為1.69T以上且B25為1.62T以上時，判斷為合格。於表3A~表3C中一併列示其結果。

如表3A~表3C所示，本發明例滿足化學組成及AlN個數密度，故磁特性佳。相對於此，如表3A~表3C所示，比較例不滿足化學組成或AlN個數密度之任一者，因此製造性或磁特性不佳。

又，在比較例No.d30及No.d31中，扁胚成分之Ti、Nb、V及Zr含量並未滿足較佳範圍，且於粗軋延後並未將粗軋延材維持在850℃以上且Ar1點以下之溫度範圍，並且於粗軋延後並未將粗軋延材再次加熱至高於Ar1點且Ac1點以下之溫度範圍。在比較例No.d30及No.d31中，由於在粗軋延及精整軋延時係留意使鋼板溫度不降低而施行了軋延，故即便在粗軋延後不進行再次加熱，精整軋延結束溫度仍達800℃以上。在比較例No.d30及No.d31中，雖然精整軋延結束溫度為800℃以上，但由於並未實施粗軋延後之維持與再次加熱，因此作為熱軋鋼板，AlN個數密度並未控制得宜。其結果，在比較例No.d30及No.d31中，作為無方向性電磁鋼板雖然滿足了W15/50，但W10/200不佳。

＜實施例2＞ 以表2A~表2B中記載之熱軋符號的製造條件，將具有表1A~表1B中記載之化學成分的扁胚熱軋延至厚度達2.5mm，並捲取熱軋鋼板。

所製出之熱軋鋼板的化學成分會與扁胚之化學成分為同等。從製出之熱軋鋼板的板寬方向中央部切出試驗片，以可觀察平行於軋延方向及板厚方向之截面的方式製作穿透型電子顯微鏡(TEM)用之試樣後，利用穿透型電子顯微鏡(TEM)觀察視野10µm×10µm之範圍，且以上述方式算出圓等效直徑為10~200nm之AlN的個數密度。於表5中列示其結果。

[表5]

又，將熱軋鋼板進行酸洗後，冷軋延至0.5mm而做成冷軋鋼板，並且以表4中記載之完工退火符號的條件施行完工退火，而獲得無方向性電磁鋼板。

從完工退火後之無方向性電磁鋼板以在軋延方向及板寬方向上並行的方式切出55mm見方之試驗片，藉由依據單板磁特性試驗法(JIS C 2556：2015)之測定法來進行鐵損及磁通密度之測定，且求出L方向及C方向之平均值。

關於鐵損，除了測定以往之一般評估指標W15/50以外，亦測定了在高頻下使用時之鐵損W10/200。磁通密度係測定B50及B25。

與實施例1同樣地，將W15/50小於5.2W/kg、W10/200小於18.0W/kg、B50為1.69T以上且B25為1.62T以上的情況判斷為合格。於表5中一併列示其結果。

如表5所示，本發明例滿足化學組成及AlN個數密度，故磁特性佳。

產業上之可利用性 根據本發明之上述態樣，可提供一種無方向性電磁鋼板用之熱軋鋼板、無方向性電磁鋼板用熱軋鋼板之製造方法、及無方向性電磁鋼板之製造方法，該無方向性電磁鋼板用之熱軋鋼板除了一般的磁特性佳之外，在高頻下之鐵損特性亦佳。因此，產業上之可利用性高。

(無)

Claims (4)

1. 一種無方向性電磁鋼板用熱軋鋼板，其特徵在於： 作為化學成分以質量%計含有： C：0.005%以下、 Si：0.10~1.50%、 Mn：0.10~0.60%、 P：0.100%以下、 Al：0.20~1.00%、 Ti：0.0010~0.0030%、 Nb：0.0010~0.0030%、 V：0.0010~0.0030%、 Zr：0.0010~0.0030%、 N：0.0030%以下、 Sn：0~0.20%及 Sb：0~0.20%，且 剩餘部分由Fe及不純物所構成； 在平行於軋延方向及板厚方向之切割面中觀察時，圓等效直徑為10~200nm的AlN存在於肥粒鐵晶粒之晶粒內及晶界； 存在於前述晶粒內及前述晶界之前述AlN的個數密度為相對於觀察面積為8.0個/µm ²以下；且 存在於前述晶界之前述AlN的個數密度為相對於晶界面積為40個/µm ²以下。
2. 如請求項1之無方向性電磁鋼板用熱軋鋼板，其作為化學成分含有以下之至少一者： 以質量%計， Sn：0.02~0.20%、 Sb：0.02~0.20%。
3. 一種無方向性電磁鋼板用熱軋鋼板之製造方法，係製造如請求項1或2之無方向性電磁鋼板用熱軋鋼板的方法； 該製造方法之特徵在於： 將扁胚加熱至1050℃以上且1180℃以下之溫度範圍， 將前述加熱後之扁胚進行粗軋延， 將前述粗軋延後之粗軋延材維持在850℃以上且Ar1點以下之溫度範圍， 將前述維持後之粗軋延材再次加熱至高於Ar1點且Ac1點以下之溫度範圍， 並以將精整軋延之結束溫度設為800℃以上且Ar1點以下之條件，將前述剛加熱後之粗軋延材進行精整軋延，並且 將前述精整軋延後之精整軋延材在750℃以上且850℃以下之溫度範圍下進行捲取； 前述扁胚作為化學成分以質量%計含有： C：0.005%以下、 Si：0.10~1.50%、 Mn：0.10~0.60%、 P：0.100%以下、 Al：0.20~1.00%、 Ti：0.0010~0.0030%、 Nb：0.0010~0.0030%、 V：0.0010~0.0030%、 Zr：0.0010~0.0030%、 N：0.0030%以下、 Sn：0~0.20%及 Sb：0~0.20%，且 剩餘部分由Fe及不純物所構成。
4. 一種無方向性電磁鋼板之製造方法，係使用如請求項1或2之無方向性電磁鋼板用熱軋鋼板來製造無方向性電磁鋼板的方法； 該製造方法之特徵在於： 將前述無方向性電磁鋼板用熱軋鋼板在不進行熱軋板退火下進行冷軋延，並且 將前述冷軋延後之冷軋延材在800℃以上且Ac1點以下進行完工退火。