TWI817400B - 無方向性電磁鋼板及其製造方法 - Google Patents

無方向性電磁鋼板及其製造方法 Download PDF

Info

Publication number
TWI817400B
TWI817400B TW111110194A TW111110194A TWI817400B TW I817400 B TWI817400 B TW I817400B TW 111110194 A TW111110194 A TW 111110194A TW 111110194 A TW111110194 A TW 111110194A TW I817400 B TWI817400 B TW I817400B
Authority
TW
Taiwan
Prior art keywords
grains
content
mass
less
orientation
Prior art date
Application number
TW111110194A
Other languages
English (en)
Other versions
TW202242160A (zh
Inventor
村川鐵州
鹿野智
Original Assignee
日商日本製鐵股份有限公司
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 日商日本製鐵股份有限公司 filed Critical 日商日本製鐵股份有限公司
Publication of TW202242160A publication Critical patent/TW202242160A/zh
Application granted granted Critical
Publication of TWI817400B publication Critical patent/TWI817400B/zh

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/004—Very low carbon steels, i.e. having a carbon content of less than 0,01%
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/34—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0273—Final recrystallisation annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
    • C21D8/1244—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the heat treatment(s) being of interest
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
    • C21D8/1244—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the heat treatment(s) being of interest
    • C21D8/1272—Final recrystallisation annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/008—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tin
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/20—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/30—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with cobalt
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
    • H01F1/00—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties
    • H01F1/01—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials
    • H01F1/03—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity
    • H01F1/12—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of soft-magnetic materials
    • H01F1/14—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of soft-magnetic materials metals or alloys
    • H01F1/147—Alloys characterised by their composition
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
    • H01F1/00—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties
    • H01F1/01—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials
    • H01F1/03—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity
    • H01F1/12—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of soft-magnetic materials
    • H01F1/14—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of soft-magnetic materials metals or alloys
    • H01F1/147—Alloys characterised by their composition
    • H01F1/14766—Fe-Si based alloys
    • H01F1/14791—Fe-Si-Al based alloys, e.g. Sendust
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
    • H01F1/00—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties
    • H01F1/01—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials
    • H01F1/03—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity
    • H01F1/12—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of soft-magnetic materials
    • H01F1/14—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of soft-magnetic materials metals or alloys
    • H01F1/16—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of soft-magnetic materials metals or alloys in the form of sheets
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
    • C21D8/1216—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the working step(s) being of interest
    • C21D8/1222—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
    • C21D8/1216—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the working step(s) being of interest
    • C21D8/1233—Cold rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
    • C21D8/1216—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the working step(s) being of interest
    • C21D8/1238—Flattening; Dressing; Flexing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
    • C21D8/1244—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the heat treatment(s) being of interest
    • C21D8/1261—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the heat treatment(s) being of interest following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
    • C21D8/1244—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the heat treatment(s) being of interest
    • C21D8/1266—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the heat treatment(s) being of interest between cold rolling steps

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Electromagnetism (AREA)
  • Power Engineering (AREA)
  • Dispersion Chemistry (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Soft Magnetic Materials (AREA)
  • Manufacturing Of Steel Electrode Plates (AREA)
  • Laminated Bodies (AREA)

Abstract

本發明之無方向性電磁鋼板具有預定化學組成，在平行於鋼板表面之面中藉由EBSD進行觀察時，令總面積為S tot、{100}方位晶粒之面積為S 100、泰勒因子M大於2.8之方位晶粒之面積為S tyl、前述泰勒因子M為2.8以下之方位晶粒之合計面積為S tra、{100}方位晶粒之平均KAM值為K 100、前述泰勒因子M大於2.8之方位晶粒之平均KAM值為K tyl，此時滿足0.20≦S tyl/S tot≦0.85、0.05≦S 100/S tot≦0.80、S 100/S tra≧0.5、K 100/K tyl≦0.990。

Description

無方向性電磁鋼板及其製造方法
本發明有關一種無方向性電磁鋼板及其製造方法。 本案係依據已於2021年3月19日於日本提申之特願2021-046004號主張優先權，並於此援引其內容。
無方向性電磁鋼板係使用於例如馬達之鐵心，對於無方向性電磁鋼板，會要求其在平行於其板面之方向上有優異磁特性、譬如低鐵損及高磁通密度。
為此，有利的係以使結晶之易磁化軸(＜100＞方位)在板面內方向上一致的方式來控制鋼板之集合組織。一般而言，在板面內方向上具有大量易磁化軸之{100}方位為特別理想之代表性方位，在板面內方向上不具易磁化軸之{111}方位為應避開之代表性方位。關於所述之集合組織控制，大多揭示例如專利文獻1至5所記載之技術這般控制{100}方位、{110}方位及{111}方位等之技術。
作為控制集合組織的方法已設計出各種方法，在其中有一種活用「應變誘發晶粒成長」的技術。在特定條件下之應變誘發晶粒成長中可抑制{111}方位聚集，因此在無方向性電磁鋼板中已被有效活用。該等技術揭示於專利文獻6~10等。
然而，在剪切該等無方向性電磁鋼板後，特性可能會變動。 先前技術文獻 專利文獻
專利文獻1：日本專利特開2017-193754號公報 專利文獻2：日本專利特開2011-111658號公報 專利文獻3：國際公開第2016/148010號 專利文獻4：日本專利特開2018-3049號公報 專利文獻5：國際公開第2015/199211號 專利文獻6：日本專利特開平8-143960號公報 專利文獻7：日本專利特開2002-363713號公報 專利文獻8：日本專利特開2011-162821號公報 專利文獻9：日本專利特開2013-112853號公報 專利文獻10：日本專利特許第4029430號公報
發明欲解決之課題 有鑑於上述問題點，本發明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即便在剪切後仍可獲得優異磁特性(低鐵損等)。
用以解決課題之手段 本案發明人等研討了活用應變誘發晶粒成長來形成對於無方向性電磁鋼板而言較佳之集合組織的技術、及藉此獲得之鋼板特性。其中理解到在活用了應變誘發晶粒成長之無方向性電磁鋼板中，因在切出特性評估之試樣時的加工條件不同，特性(尤其鐵損)的變動有時會增大。若詳細觀察該現象，在特性降低的情況下試樣之截面粗糙，而認為可能是剪切時的斷裂行為造成了影響。
本案發明人等詳細研討該截面狀態與結晶組織的相關關係，結果得知：在截面粗糙之鋼板中結晶組織形成為混粒，而且特徵在於會在應變誘發晶粒成長中成為蠶食方位的{100}方位晶粒及{110}方位晶粒、與成為被蠶食方位的{111}方位晶粒之粒徑差異。
本案發明人等為了解決上述課題而潛心進行了研討。其結果，明白可知為了能製造一種在應變誘發晶粒成長中特別使{100}方位晶粒優先成長之具有優異磁特性之無方向性電磁鋼板，且抑制因剪切而對磁特性造成不良影響，重要作法係令在平行於鋼板面(鋼板表面)之面中進行觀察時之{100}方位晶粒與{111}方位晶粒之面積及面積比為適當。 並且，亦明白可知為了製造所述無方向性電磁鋼板，重要作法係在賦予了會引起應變誘發之應變的階段中，將在平行於鋼板面之面中進行觀察時之泰勒因子較小的方位晶粒與泰勒因子較大的方位晶粒之面積及面積比、以及賦予其等之應變量控制在預定範圍內來使應變誘發晶粒成長發生。
本案發明人等立基於所述知識見解進一步反覆潛心研討。其結果，思及以下所示發明之各種態樣。
[1]本發明一態樣之無方向性電磁鋼板具有以下化學組成： 以質量%計含有： Si：1.50%~4.00%、 選自於由Mn、Ni、Co、Pt、Pb、Cu及Au所構成群組中之1種以上：總計小於2.50%、 C：0.0100%以下、 sol.Al：4.00%以下、 S：0.0400%以下、 N：0.0100%以下、 Sn：0.00%~0.40%、 Sb：0.00%~0.40%、 P：0.00%~0.40%、 Cr：0.001%~0.100%、 B：0.0000%~0.0050%、 O：0.0000%~0.0200%、及 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：總計為0.0000%~0.0100%， 令Mn含量(質量%)為[Mn]、Ni含量(質量%)為[Ni]、Co含量(質量%)為[Co]、Pt含量(質量%)為[Pt]、Pb含量(質量%)為[Pb]、Cu含量(質量%)為[Cu]、Au含量(質量%)為[Au]、Si含量(質量%)為[Si]、sol.Al含量(質量%)為[sol.Al]，此時滿足以下(1)式， 且剩餘部分由Fe及不純物所構成； 進一步在平行於鋼板表面之面中藉由EBSD進行觀察時，令總面積為S tot、{100}方位晶粒之面積為S 100、根據以下(2)式之泰勒因子M大於2.8之方位晶粒之面積為S tyl、前述泰勒因子M為2.8以下之方位晶粒之合計面積為S tra、前述{100}方位晶粒之平均KAM值為K 100、前述泰勒因子M大於2.8之方位晶粒之平均KAM值為K tyl，此時滿足以下(3)~(6)式。 ([Mn]+[Ni]+[Co]+[Pt]+[Pb]+[Cu]+[Au])-([Si]+[sol.Al])≦0.00%　　　・・・(1) M=(cosφ×cosλ) -1・・・(2) 0.20≦S tyl/S tot≦0.85　　　・・・(3) 0.05≦S 100/S tot≦0.80　　　・・・(4) S 100/S tra≧0.50　　　・・・(5) K 100/K tyl≦0.990　　　・・・(6) 在此，(2)式中之φ代表應力向量與結晶之滑動方向向量所形成之角，λ代表應力向量與結晶之滑動面的法線向量所形成之角。 [2]上述[1]所記載之無方向性電磁鋼板亦可在進一步令前述泰勒因子M為2.8以下之方位晶粒之平均KAM值為K tra時，滿足以下(7)式。 K 100/K tra＜1.010　　　・・・(7) [3]上述[1]或2所記載之無方向性電磁鋼板亦可在進一步令{110}方位晶粒之面積為S 110時，滿足以下(8)式。 S 100/S 110≧1.00　　　・・・(8) 在此，(8)式係設為即便面積比S 100/S 110發散至無限大仍會成立。 [4]上述[1]至[3]中任一項所記載之無方向性電磁鋼板亦可在進一步令{110}方位晶粒之平均KAM值為K 110時，滿足以下(9)式。 K 100/K 110＜1.010　　　・・・(9) [5]本發明另一態樣之無方向性電磁鋼板具有以下化學組成： 以質量%計含有： Si：1.50%~4.00%、 選自於由Mn、Ni、Co、Pt、Pb、Cu及Au所構成群組中之1種以上：總計小於2.50%、 C：0.0100%以下、 sol.Al：4.00%以下、 S：0.0400%以下、 N：0.0100%以下、 Sn：0.00%~0.40%、 Sb：0.00%~0.40%、 P：0.00%~0.40%、 Cr：0.001%~0.100%、 B：0.0000%~0.0050%、 O：0.0000%~0.0200%、及 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：總計為0.0000%~0.0100%， 令Mn含量(質量%)為[Mn]、Ni含量(質量%)為[Ni]、Co含量(質量%)為[Co]、Pt含量(質量%)為[Pt]、Pb含量(質量%)為[Pb]、Cu含量(質量%)為[Cu]、Au含量(質量%)為[Au]、Si含量(質量%)為[Si]、sol.Al含量(質量%)為[sol.Al]，此時滿足以下(1)式， 且剩餘部分由Fe及不純物所構成； 進一步在平行於鋼板表面之面中藉由EBSD進行觀察時，令總面積為S tot、{100}方位晶粒之面積為S 100、根據以下(2)式之泰勒因子M大於2.8之方位晶粒之面積為S tyl、前述泰勒因子M為2.8以下之方位晶粒之合計面積為S tra、前述{100}方位晶粒之平均KAM值為K 100、前述泰勒因子M大於2.8之方位晶粒之平均KAM值為K tyl、觀察區域之平均結晶粒徑為d ave、前述{100}方位晶粒之平均結晶粒徑為d 100、前述泰勒因子M大於2.8之方位晶粒之平均結晶粒徑為d tyl，此時滿足以下(10)~(15)式。 ([Mn]+[Ni]+[Co]+[Pt]+[Pb]+[Cu]+[Au])-([Si]+[sol.Al])≦0%　　　・・・(1) M=(cosφ×cosλ) -1・・・(2) S tyl/S tot≦0.70　　　・・・(10) 0.20≦S 100/S tot・・・(11) S 100/S tra≧0.55　　　・・・(12) K 100/K tyl≦1.010　　　・・・(13) d 100/d ave＞1.00　　　・・・(14) d 100/d tyl＞1.00　　　・・・(15) 在此，(2)式中之φ代表應力向量與結晶之滑動方向向量所形成之角，λ代表應力向量與結晶之滑動面的法線向量所形成之角。 [6]上述[5]所記載之無方向性電磁鋼板亦可在進一步令前述泰勒因子M為2.8以下之方位晶粒之平均KAM值為K tra時，滿足以下(16)式。 K 100/K tra＜1.010　　　・・・(16) [7]上述[5]或[6]所記載之無方向性電磁鋼板亦可在進一步令前述泰勒因子M為2.8以下之方位晶粒之平均結晶粒徑為d tra時，滿足以下(17)式。 d 100/d tra＞1.00　　　・・・(17) [8]上述[5]至[7]中任一項所記載之無方向性電磁鋼板亦可在進一步令{110}方位晶粒之面積為S 110時，滿足以下(18)式。 S 100/S 110≧1.00　　　・・・(18) 在此，(18)式係設為即便面積比S 100/S 110發散至無限大仍會成立。 [9]上述[5]至[8]中任一項所記載之無方向性電磁鋼板亦可在進一步令{110}方位晶粒之平均KAM值為K 110時，滿足以下(19)式。 K 100/K 110＜1.010　　　・・・(19) [10]本發明一態樣之無方向性電磁鋼板之製造方法，係製造上述[5]至[9]中任一項所記載之無方向性電磁鋼板的方法； 該製造方法係對於上述[1]至[4]中任一項所記載之無方向性電磁鋼板，以在700℃~950℃之溫度下1秒~100秒之條件進行熱處理。 [11]本發明另一態樣之無方向性電磁鋼板具有以下化學組成： 以質量%計含有： Si：1.50%~4.00%、 選自於由Mn、Ni、Co、Pt、Pb、Cu及Au所構成群組中之1種以上：總計小於2.50%、 C：0.0100%以下、 sol.Al：4.00%以下、 S：0.0400%以下、 N：0.0100%以下、 Sn：0.00%~0.40%、 Sb：0.00%~0.40%、 P：0.00%~0.40%、 Cr：0.001%~0.100%、 B：0.0000%~0.0050%、 O：0.0000%~0.0200%、及 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：總計為0.0000%~0.0100%， 令Mn含量(質量%)為[Mn]、Ni含量(質量%)為[Ni]、Co含量(質量%)為[Co]、Pt含量(質量%)為[Pt]、Pb含量(質量%)為[Pb]、Cu含量(質量%)為[Cu]、Au含量(質量%)為[Au]、Si含量(質量%)為[Si]、sol.Al含量(質量%)為[sol.Al]，此時滿足以下(1)式， 且剩餘部分由Fe及不純物所構成； 進一步在平行於鋼板表面之面中藉由EBSD進行觀察時，令總面積為S tot、{100}方位晶粒之面積為S 100、根據以下(2)式之泰勒因子M大於2.8之方位晶粒之面積為S tyl、前述泰勒因子M為2.8以下之方位晶粒之合計面積為S tra、觀察區域之平均結晶粒徑為d ave、前述{100}方位晶粒之平均結晶粒徑為d 100、前述泰勒因子M大於2.8之方位晶粒之平均結晶粒徑為d tyl，此時滿足以下(20)~(24)式。 ([Mn]+[Ni]+[Co]+[Pt]+[Pb]+[Cu]+[Au])-([Si]+[sol.Al])≦0%　　　・・・(1) M=(cosφ×cosλ) -1・・・(2) S tyl/S tot＜0.55　　　・・・(20) S 100/S tot＞0.30　　　・・・(21) S 100/S tra≧0.60　　　・・・(22) d 100/d ave≧0.95　　　・・・(23) d 100/d tyl≧0.95　　　・・・(24) [12]上述[11]所記載之無方向性電磁鋼板亦可在進一步令前述泰勒因子M為2.8以下之方位晶粒之平均結晶粒徑為d tra時，滿足以下(25)式。 d 100/d tra≧0.95　　　・・・(25) 在此，(2)式中之φ代表應力向量與結晶之滑動方向向量所形成之角，λ代表應力向量與結晶之滑動面的法線向量所形成之角。 [13]本發明另一態樣之無方向性電磁鋼板之製造方法，係對於上述[1]至[9]中任一項所記載之無方向性電磁鋼板，以在950℃~1050℃之溫度下1秒~100秒之條件、或以在700℃~900℃之溫度下超過1000秒之條件進行熱處理。
發明效果 根據本發明之上述態樣，由於在平行於鋼板面之截面中特定結晶方位之面積及面積比適當，因此可提供一種即便在剪切加工後仍具有優異磁特性之無方向性電磁鋼板及其製造方法。
以下，說明本發明實施形態。本實施形態之無方向性電磁鋼板係藉由鑄造等所製出之鋼材歷經熱軋延步驟、熱軋延板退火步驟、冷軋延步驟、中間退火步驟及平整軋延步驟而製造。在此階段，其具有後述實施形態1所記載的金屬組織。 該鋼板可在後續進一步歷經第1熱處理步驟而製造。在此階段，其具有後述實施形態2所記載的金屬組織。 該鋼板可藉由進一步對於平整軋延後或第1熱處理後之無方向性電磁鋼板進行第2熱處理而製造。在此階段，其具有後述實施形態3所記載的金屬組織。 藉由平整軋延後之熱處理(第1熱處理及/或第2熱處理)，鋼板會進行應變誘發晶粒成長，之後再進行正常晶粒成長。應變誘發晶粒成長及正常晶粒成長可在第1熱處理步驟中發生，亦可在第2熱處理步驟中發生。 平整軋延後之鋼板係屬於應變誘發晶粒成長後之鋼板的原板及正常晶粒成長後之鋼板的原板的關係。又，應變誘發晶粒成長後之鋼板係屬於正常晶粒成長後之鋼板的原板的關係。以下，不論熱處理前後，平整軋延後之鋼板、應變誘發晶粒成長後之鋼板及正常晶粒成長後之鋼板皆當作無方向性電磁鋼板來說明。 關於化學組成，不會因通過熱軋延步驟、熱軋延板退火步驟、冷軋延步驟、中間退火步驟、平整軋延步驟、第1熱處理步驟及第2熱處理步驟而改變。
首先，說明本實施形態之無方向性電磁鋼板及其製造方法所用之鋼材之化學組成。在以下說明中，無方向性電磁鋼板或鋼材所含之各元素含量的單位「%」，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及鋼材具有以下化學組成：含有：Si：1.50%~4.00%、選自於由Mn、Ni、Co、Pt、Pb、Cu及Au所構成群組中之1種以上：總計小於2.50%、C：0.0100%以下、sol.Al：4.00%以下、P：0.00%~0.40%、S：0.0400%以下、N：0.0100%以下、Sn：0.00%~0.40%、Sb：0.00%~0.40%、Cr：0.001%~0.100%、B：0.0000%~0.0050%、O：0.0000%~0.0200%、及選自於由Mg、Ca、Sr、Ba、Ce、La、Nd、Pr、Zn及Cd所構成群組中之1種以上：總計為0.0000~0.0100%，且剩餘部分由Fe及不純物所構成。不純物可例示礦石或廢料等原材料所包含者、於製造步驟中所包含者。
(Si：1.50%~4.00%) Si會增大電阻，減少渦電流損耗而減低鐵損，或者會增大降伏比而提升對鐵心之沖裁加工性。Si含量小於1.50%時，無法充分獲得該等作用效果。因此，Si含量設為1.50%以上。Si含量宜為2.00%以上，較宜為2.10%以上，更宜為2.30%以上。 另一方面，Si含量大於4.00%時，磁通密度會降低，因硬度過度上升而沖裁加工性降低，或者是冷軋延會變得困難。因此，Si含量設為4.00%以下。
(選自於由Mn、Ni、Co、Pt、Pb、Cu及Au所構成群組中之1種以上：總計小於2.50%) 該等元素係沃斯田鐵相(γ相)穩定化元素，若大量含有則會在鋼板之熱處理中產生肥粒鐵-沃斯田鐵變態(以下稱為α-γ變態)。本實施形態之無方向性電磁鋼板的效果可認為係藉由控制在平行於鋼板面之截面中特定結晶方位之面積及面積比而發揮，但若在熱處理中產生α-γ變態，上述面積及面積比會因變態而大幅變化而無法獲得預定金屬組織。因此，係將選自於由Mn、Ni、Co、Pt、Pb、Cu及Au所構成群組中之1種以上的含量總計設為小於2.50%。含量總計宜小於2.00%，較宜小於1.50%。該等元素之含量總計的下限並無特別限定(亦可為0.00%)，但關於Mn，基於抑制會使磁特性變差之MnS的微細析出之理由，宜設為0.10%以上。
又，作為不產生α-γ變態之條件，進一步設為滿足以下條件。亦即，令Mn含量(質量%)為[Mn]、Ni含量(質量%)為[Ni]、Co含量(質量%)為[Co]、Pt含量(質量%)為[Pt]、Pb含量(質量%)為[Pb]、Cu含量(質量%)為[Cu]、Au含量(質量%)為[Au]、Si含量(質量%)為[Si]、sol.Al含量(質量%)為[sol.Al]，此時滿足以下(1)式。 ([Mn]+[Ni]+[Co]+[Pt]+[Pb]+[Cu]+[Au])-([Si]+[sol.Al])≦0.00%　　　・・・(1)
(C：0.0100%以下) C會提高鐵損或引起磁老化。因此，C含量越低越好。所述現象在C含量大於0.0100%時十分明顯。因此，C含量設為0.0100%以下。C含量之下限並無特別限定，但基於精煉時脫碳處理的成本，宜將C含量設為0.0005%以上。
(sol.Al：4.00%以下) sol.Al會增大電阻，減少渦電流損耗而減低鐵損。sol.Al也有助於提升磁通密度B50相對於飽和磁通密度之相對大小。在此，所謂磁通密度B50係5000A/m之磁場中的磁通密度。sol.Al含量小於0.0001%時，無法充分獲得該等作用效果。又，Al還具有在製鋼中促進脫硫的效果。因此，若要獲得上述效果，sol.Al含量宜設為0.0001%以上。sol.Al含量設為0.30%以上較佳。 另一方面，sol.Al含量大於4.00%時，磁通密度會降低、或者是降伏比會降低而沖裁加工性降低。因此，sol.Al含量設為4.00%以下。sol.Al含量宜為2.50%以下，較宜為1.50%以下。
(S：0.0400%以下) S並非必要元素且係例如作為不純物而含於鋼中。S會因微細MnS的析出，而阻礙退火中之再結晶及晶粒的成長。因此，S含量越低越好。由所述之阻礙再結晶及晶粒成長所造成之鐵損增加及磁通密度降低的情形，在S含量大於0.0400%時十分明顯。因此，S含量設為0.0400%以下。S含量宜設為0.0200%以下，設為0.0100%以下較佳。S含量之下限並無特別限定，但基於精煉時脫硫處理的成本，S含量宜設為0.0003%以上。
(N：0.0100%以下) N與C同樣會使磁特性劣化，故N含量越低越好。因此，N含量設為0.0100%以下。N含量之下限並無特別限定，但基於精煉時脫氮處理的成本，N含量宜設為0.0010%以上。
(Sn：0.00%~0.40%、Sb：0.00%~0.40%、P：0.00%~0.40%) 若含有過多Sn或Sb，會使鋼脆化。因此，Sn含量、Sb含量皆設為0.40%以下。又，若含有過多P，會招致鋼之脆化。因此，P含量設為0.40%以下。 另一方面，Sn、Sb會改善冷軋延、再結晶後之集合組織，並具有提升其磁通密度的效果。又，P係會有效確保再結晶後之鋼板硬度的元素。所以亦可視需求含有該等元素。在該情況下，宜含有選自於由0.02%~0.40%之Sn、0.02%~0.40%之Sb及0.02%~0.40%之P所構成群組中之1種以上。
(Cr：0.001%~0.100%) Cr會與鋼中的氧鍵結生成Cr 2O 3。該Cr 2O 3有助於改善集合組織。為了獲得上述效果，係將Cr含量設為0.001%以上。 另一方面，若Cr含量大於0.100%，Cr 2O 3會阻礙退火時的晶粒成長，結晶粒徑變得微細而會成為鐵損增加的主要原因。因此，Cr含量設為0.100%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：總計為0.0100%以下) Mg、Ca、Sr、Ba、Ce、La、Nd、Pr、Zn及Cd會在鑄造熔鋼時與熔鋼中的S進行反應生成硫化物、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統稱為「粗大析出物生成元素」。粗大析出物生成元素之析出物的粒徑為1µm~2µm左右，遠遠大於MnS、TiN、AlN等微細析出物的粒徑(100nm左右)。因此，該等微細析出物會附著於粗大析出物生成元素之析出物上，而變得難以阻礙應變誘發晶粒成長中之晶粒成長。為了充分獲得該等作用效果，該等粗大析出物生成元素之含量總計宜為0.0005%以上。 另一方面，若該等元素之含量總計大於0.0100%，硫化物、氧硫化物或該二者之總量過多，而會阻礙應變誘發晶粒成長中之晶粒成長。因此，粗大析出物生成元素之含量設為總計為0.0100%以下。
(B：0.0000%~0.0050%) 少量的B有助於改善集合組織。因此，亦可含有B。若要獲得上述效果，宜將B含量設為0.0001%以上。 另一方面，若B含量大於0.0050%，B的化合物會阻礙退火時的晶粒成長，結晶粒徑變得微細而會成為鐵損增加的主要原因。因此，B含量設為0.0050%以下。
(O：0.0000%~0.0200%) O會與鋼中的Cr鍵結生成Cr 2O 3。該Cr 2O 3有助於改善集合組織。因此，亦可含有O。若要獲得上述效果，宜將O含量設為0.0010%以上。 另一方面，若O含量大於0.0200%，Cr 2O 3會阻礙退火時的晶粒成長，結晶粒徑變得微細而會成為鐵損增加的主要原因。因此，O含量設為0.0200%以下。
接著，說明本實施形態之無方向性電磁鋼板之板厚。本實施形態之無方向性電磁鋼板之厚度(板厚)宜為0.10mm~0.50mm。若厚度大於0.50mm，有時無法獲得優異鐵損。因此，厚度宜設為0.50mm以下。若厚度小於0.10mm，會有從無方向性電磁鋼板表面之磁通洩漏等的影響增大，磁特性劣化的情況。又，若厚度小於0.10mm，退火產線的通板可能會變得困難，或者是固定大小的鐵心所需之無方向性電磁鋼板的數量增加，而引起伴隨工序增加而來的生產性降低及製造成本上升。因此，厚度宜設為0.10mm以上。厚度較宜為0.20mm~0.35mm。
接著，說明本實施形態之無方向性電磁鋼板的金屬組織。以下，說明平整軋延後之無方向性電磁鋼板的金屬組織、第1熱處理後之無方向性電磁鋼板的金屬組織及第2熱處理後之無方向性電磁鋼板的金屬組織。
首先，說明欲特定之金屬組織及其特定方法。在本實施形態中欲特定之金屬組織係在平行於鋼板板面之截面中所特定者，其係按以下程序進行特定。
首先，加以研磨使板厚中心露出，然後在其研磨面(平行於鋼板表面之面)中以EBSD(Electron Back Scattering Diffraction)觀察2500µm 2以上的區域。若觀察之合計面積為2500µm 2以上，則亦可在區分成幾個小區塊的數個位置上進行觀察。測定時之步距間隔宜為50~100nm。根據EBSD之觀察數據，藉由一般方法獲得以下種類之面積、KAM(Kernel Average Misorientation)值及平均結晶粒徑。
S tot：總面積(觀察面積) S tyl：根據以下(2)式之泰勒因子M大於2.8之方位晶粒之合計面積 S tra：根據以下(2)式之泰勒因子M為2.8以下之方位晶粒之合計面積 S 100：{100}方位晶粒之合計面積 S 110：{110}方位晶粒之合計面積 K tyl：根據以下(2)式之泰勒因子M大於2.8之方位晶粒之平均KAM值 K tra：根據以下(2)式之泰勒因子M為2.8以下之方位晶粒之平均KAM值 K 100：{100}方位晶粒之平均KAM值 K 110：{110}方位晶粒之平均KAM值 d ave：觀察區域之平均結晶粒徑 d 100：{100}方位晶粒之平均結晶粒徑 d tyl：根據以下(2)式之泰勒因子M大於2.8之方位晶粒之平均結晶粒徑 d tra：根據以下(2)式之泰勒因子M為2.8以下之方位晶粒之平均結晶粒徑 在此，有關晶粒之方位公差係設為15°。又，後續在出現方位晶粒時，方位公差亦設為15°。
在此，泰勒因子M設為根據以下(2)式者。 M=(cosφ×cosλ) -1・・・(2) φ：應力向量與結晶之滑動方向向量所形成之角 λ：應力向量與結晶之滑動面的法線向量所形成之角
上述泰勒因子M係以下情形時之泰勒因子：假設結晶之滑動變形發生在滑動面{110}、滑動方向＜111＞，並且在平行於板厚方向與軋延方向之面內的面內應變下會進行往板厚方向之壓縮變形。以下，若無特別說明，以根據(2)式之泰勒因子針對結晶學上等效的所有結晶求出之平均值則簡稱為「泰勒因子」。
接著，在以下實施形態1~3中，藉由上述面積、KAM值及平均結晶粒徑來規定特徵。
(實施形態1) 首先，說明平整軋延後之無方向性電磁鋼板的金屬組織。此金屬組織蓄積有足以引起應變誘發晶粒成長之應變，可將其定位為發生應變誘發晶粒成長前之初始階段的狀態。平整軋延後之鋼板的金屬組織特徵粗略來說係藉由以下來規定：為了目標方位之晶粒發達所需之方位、與為了引起應變誘發晶粒成長所充分蓄積之應變的相關條件。
在本實施形態之無方向性電磁鋼板中，預定方位晶粒之面積滿足以下(3)~(5)式。 0.20≦S tyl/S tot≦0.85　　　・・・(3) 0.05≦S 100/S tot≦0.80　　　・・・(4) S 100/S tra≧0.50　　　・・・(5)
S tyl係泰勒因子夠大之方位的存在量。在應變誘發晶粒成長過程中，泰勒因子小且不易蓄積由加工所致之應變的方位會蠶食泰勒因子大且蓄積有由加工所致之應變的方位，同時優先地成長。因此，為了藉由應變誘發晶粒成長使特殊方位發達，S tyl必須存在一定程度的量。本實施形態中係以相對於總面積之面積比S tyl/S tot來規定，本實施形態係將面積比S tyl/S tot設為0.20以上。面積比S tyl/S tot小於0.20時，目標結晶方位無法藉由應變誘發晶粒成長來充分發達。面積比S tyl/S tot宜為0.30以上，較宜為0.50以上。
面積比S tyl/S tot之上限係與以下說明之在應變誘發晶粒成長過程中應發達之結晶方位晶粒的存在量相關，但其條件並非單純僅以優先成長之方位與被蠶食之方位的比率來決定。首先，如後述，在應變誘發晶粒成長中應發達之{100}方位晶粒之面積比S 100/S tot為0.05以上，由此，面積比S tyl/S tot必然為0.95以下。然而，若面積比S tyl/S tot的存在量過多，在與後述應變之相關關係下，變得不會發生{100}方位晶粒之優先成長。與應變量之相關關係將於後詳述，在本實施形態中面積比S tyl/S tot為0.85以下。面積比S tyl/S tot宜為0.75以下，較宜為0.70以下。
在後續之應變誘發晶粒成長過程中係使{100}方位晶粒優先成長。{100}方位係泰勒因子夠小且不易蓄積由加工所致之應變的方位之一，且係在應變誘發晶粒成長過程中會優先成長的方位。本實施形態中必須存在{100}方位晶粒，且本實施形態中係將{100}方位晶粒之面積比S 100/S tot設為0.05以上。{100}方位晶粒之面積比S 100/S tot小於0.05時，{100}方位晶粒無法藉由後續的應變誘發晶粒成長來充分發達。面積比S 100/S tot宜為0.10以上，較宜為0.20以上。
面積比S 100/S tot之上限係視應在應變誘發晶粒成長中被蠶食之結晶方位晶粒的存在量來決定。本實施形態中，應在應變誘發晶粒成長中被蠶食之泰勒因子大於2.8之方位的面積比S tyl/S tot為0.20以上，由此，面積比S 100/S tot會係0.80以下。不過，應變誘發晶粒成長前之{100}方位晶粒存在量越低，效果就越明顯，可使{100}方位晶粒更發達。若考慮此點，則面積比S 100/S tot宜為0.60以下，較宜為0.50以下，更宜為0.40以下。
作為應優先成長之方位晶粒雖係以{100}方位晶粒為中心來說明，不過另外也存在著許多與{100}方位晶粒同樣為泰勒因子夠小且不易蓄積由加工所致之應變的方位、並且在應變誘發晶粒成長中會優先成長的方位晶粒。所述方位晶粒會與應優先成長之{100}方位晶粒互相競爭。另一方面，該等方位晶粒在鋼板面內的易磁化軸方向(＜100＞方向)不如{100}方位晶粒來得多，因此若在應變誘發晶粒成長中該等方位發達，則磁特性劣化而不佳。因此，在本實施形態中，係規定要確保{100}方位晶粒在泰勒因子夠小且不易蓄積由加工所致之應變的方位中的存在比。
在本發明中，係令泰勒因子為2.8以下之方位晶粒之面積為S tra，該泰勒因子為2.8以下之方位晶粒包含可認為會在應變誘發晶粒成長中與{100}方位晶粒互相競爭的方位晶粒。然後，如(5)式所示，將面積比S 100/S tra設為0.50以上以確保{100}方位晶粒之成長優越性。該面積比S 100/S tra小於0.50時，{100}方位晶粒無法藉由應變誘發晶粒成長來充分發達。面積比S 100/S tra宜為0.80以上，較宜為0.90以上。另一方面，面積比S 100/S tra之上限無須特別限定，泰勒因子為2.8以下之方位晶粒皆為{100}方位晶粒(亦即S 100/S tra=1.00)亦無妨。
此外，在本實施形態中，特別規定其與已知為容易在應變誘發晶粒成長中成長之方位即{110}方位晶粒之關係。{110}方位是一在將熱軋延鋼板中之結晶粒徑增大並於冷軋延中使其再結晶、或以較低軋縮率進行冷軋延使其再結晶等廣用方法下都較容易發達的方位，在其與應優先成長之{100}方位晶粒的互相競爭上應加以特別考量。若在應變誘發晶粒成長中{110}方位晶粒發達，特性之鋼板面內各向異性會變得非常大而不佳。因此，在本實施形態中，宜控制成使{100}方位晶粒與{110}方位晶粒之面積比S 100/S 110滿足(8)式，以確保{100}方位晶粒之成長優越性。 S 100/S 110≧1.00　　　・・・(8)
為了更確實地避免因應變誘發晶粒成長不小心造成{110}方位晶粒發達，面積比S 100/S 110宜為1.00以上。面積比S 100/S 110較宜為2.00以上，更宜為4.00以上。面積比S 100/S 110之上限無須特別限定，{110}方位晶粒之面積率為零亦無妨。亦即，(8)式係設為即便面積比S 100/S 110發散至無限大仍會成立。
本實施形態除了藉由上述結晶方位以外，還可藉由組合以下說明之應變來獲得更優異的磁特性。在本實施形態中，作為應變之相關規定必須滿足以下(6)式。 K 100/K tyl≦0.990　　　・・・(6)
應變之相關要件係藉由(6)式來規定。(6)式係{100}方位晶粒所蓄積之應變(平均KAM值)與泰勒因子大於2.8之方位晶粒所蓄積之應變(平均KAM值)的比。在此，KAM值係與在同一晶粒內鄰接之測定點的方位差，KAM值在應變多之處會變高。就結晶學的觀點而言，例如在平行於板厚方向與軋延方向之面內的平面應變狀態下進行往板厚方向之壓縮變形時，亦即在單純軋延鋼板的情況下，一般而言，K 100與K tyl的比K 100/K tyl會變成小於1。然而，現實上由於鄰接之晶粒所帶來的拘束、存在於晶粒內之析出物、以及包含與變形時之工具(軋延輥等)的接觸之巨觀的變形變動等的影響，微觀上可觀察到的依結晶方位不同之應變係形成各式各樣的形態。因此，由泰勒因子所致之純粹幾何學的方位影響變得不易出現。另外，譬如即便是相同方位的晶粒，也會因粒徑、晶粒形態、鄰接晶粒之方位或粒徑、析出物狀態及板厚方向上之位置等而形成非常大的變動。更甚者，就連在一個晶粒中，應變分佈也會因晶界附近與晶粒內、變形帶等的形成而大幅變動。
在考慮到所述變動之後，為了要在本實施形態中獲得優異磁特性，係將K 100/K tyl設為0.990以下。該K 100/K tyl若大於0.990，會喪失應被蠶食之區域的特殊性。因而不易發生應變誘發晶粒成長。K 100/K tyl宜為0.970以下，較宜為0.950以下。
就與應優先成長之{100}方位晶粒之互相競爭而言，其與泰勒因子為2.8以下之方位晶粒的關係宜滿足(7)式。 K 100/K tra＜1.010　　　・・・(7)
欲使{100}方位晶粒優先成長，宜將K 100/K tra設為小於1.010。該K 100/K tra亦為不易蓄積應變且有優先成長之可能性之方位間的互相競爭之相關指標，K 100/K tra為1.010以上時，無法發揮{100}方位在應變誘發晶粒成長中之優先性，目標結晶方位不會發達。K 100/K tra較宜為0.970以下，更宜為0.950以下。
就與應優先成長之{100}方位晶粒之互相競爭而言，與面積同樣地，在應變中亦宜考量其與{110}方位晶粒之關係。在該關係中，宜控制成使{100}方位晶粒與{110}方位晶粒之平均KAM值的比K 100/K 110滿足(9)式，以確保{100}方位晶粒之成長優越性。 K 100/K 110＜1.010　　　・・・(9)
為了更確實地避免因應變誘發晶粒成長不小心造成{110}方位晶粒發達，K 100/K 110宜小於1.010。K 100/K 110較宜為0.970以下，更宜為0.950以下。
在(9)式中，當不存在具有相當於分母之方位的晶粒時，關於該式便不進行依數值所行之評估，視為滿足該式。
在本實施形態之平整軋延後的狀態下之無方向性電磁鋼板的金屬組織中，結晶粒徑並無特別限定。其原因在於：在藉由後續的第1熱處理而發生適當的應變誘發晶粒成長之狀態下，與結晶粒徑的關係並不那麼強。亦即，藉由鋼板的化學組成，再加上各結晶方位之存在量(面積)的關係及各方位各自的應變量的關係，就幾乎可決定是否會發生目標之適當的應變誘發晶粒成長。
然而，若結晶粒徑變得太粗大，雖會藉由應變而被誘發，但會變得難以在實用溫度區下產生充分的晶粒成長。又，若結晶粒徑變得太粗大，亦會變得難以避免磁特性劣化。因此，實用之平均結晶粒徑宜設為300µm以下。較宜為100µm以下，更宜為50µm以下，尤其宜為30µm以下。結晶粒徑越細小，越容易辨識在結晶方位及應變的分佈被適當控制時，藉由應變誘發晶粒成長所帶來的目標結晶方位的發達。然而，若結晶粒徑變得太微細，則會如上述這般在賦予應變之加工中因與鄰接晶粒之拘束，而不易形成各結晶方位之應變量差異。由此觀點來看，平均結晶粒徑宜為3µm以上，較宜為8µm以上，更宜為15µm以上。
(實施形態2) 接著，說明藉由對平整軋延後之無方向性電磁鋼板進一步進行第1熱處理而發生應變誘發晶粒成長後(且在應變誘發晶粒成長完成前)之無方向性電磁鋼板的金屬組織。本實施形態之無方向性電磁鋼板會藉由應變誘發晶粒成長而釋放掉至少一部分的應變，應變誘發晶粒成長後之鋼板的金屬組織特徵係由結晶方位、應變及結晶粒徑來規定。
在本實施形態之無方向性電磁鋼板中，預定方位晶粒之面積滿足以下(10)~(12)式。與前述平整軋延後之無方向性電磁鋼板相關之(3)~(5)式相較之下，該等規定之數值範圍不同。其原因在於：隨著應變誘發晶粒成長，{100}方位晶粒會優先成長而其面積增加，同時泰勒因子大於2.8之方位晶粒主要被{100}方位晶粒蠶食而其面積減少。 S tyl/S tot≦0.70　　　・・・(10) 0.20≦S 100/S tot・・・(11) S 100/S tra≧0.55　　　・・・(12)
面積比S tyl/S tot之上限係作為顯示應變誘發晶粒成長之進行程度的參數之一來決定。面積比S tyl/S tot大於0.70代表泰勒因子大於2.8之方位晶粒的晶粒未被充分蠶食，而未充分發生應變誘發晶粒成長。亦即，應發達之{100}方位晶粒未充分發達，磁特性因而不會充分提升。因此，在本實施形態中係將面積比S tyl/S tot設為0.70以下。面積比S tyl/S tot宜為0.60以下，較宜為0.50以下。面積比S tyl/S tot越小越好，所以無須規定下限，亦可為0.00。
又，在本實施形態中係將面積比S 100/S tot設為0.20以上。面積比S 100/S tot之下限係作為顯示應變誘發晶粒成長之進行程度的參數之一來決定，面積比S 100/S tot小於0.20時，{100}方位晶粒未充分發達，磁特性因而不會充分提升。面積比S 100/S tot宜為0.40以上，較宜為0.60以上。面積比S 100/S tot越高越好，所以無須規定上限，亦可為1.00。
與實施形態1同樣地，可認為會在應變誘發晶粒成長中與{100}方位晶粒互相競爭之方位晶粒與{100}方位晶粒之關係也很重要。當面積比S 100/S tra大時，確保了{100}方位晶粒之成長優越性而磁特性良好。該面積比S 100/S tra小於0.55代表以下狀態：{100}方位晶粒無法藉由應變誘發晶粒成長而充分發達，泰勒因子大於2.8之方位晶粒被{100}方位晶粒以外之泰勒因子小的方位蠶食。此時，磁特性之面內各向異性亦會增大。因此，在本實施形態中係將面積比S 100/S tra設為0.55以上。面積比S 100/S tra宜為0.65以上，較宜為0.75以上。另一方面，面積比S 100/S tra之上限無須特別限定，泰勒因子為2.8以下之方位晶粒皆為{100}方位晶粒亦無妨。
此外，在本實施形態中係與實施形態1同樣亦規定其與{110}方位晶粒之關係。在本實施形態中，{100}方位晶粒與{110}方位晶粒之面積比S 100/S 110宜滿足以下(18)式來確保有{100}方位晶粒之成長優越性。 S 100/S 110≧1.00　　　・・・(18)
如(18)式所示，在本實施形態中面積比S 100/S 110宜為1.00以上。若在應變誘發晶粒成長中{110}方位晶粒發達而該面積比S 100/S 110小於1.00，鋼板面內之各向異性會變得非常大，在特性上容易變得不佳。面積比S 100/S 110較宜為2.00以上，更宜為4.00以上。面積比S 100/S 110之上限無須特別限定，{110}方位晶粒之面積率為零亦無妨。亦即，(18)式係設為即便面積比S 100/S 110發散至無限大仍會成立。
接著，說明本實施形態中應滿足之應變的相關規定。與實施形態1所說明之平整軋延後的狀態下之應變量相較之下，本實施形態之無方向性電磁鋼板中之應變量大幅減少，其中係形成在各結晶方位之應變量上具有特徵之狀態。
與前述平整軋延後之鋼板相關之(6)式相較之下，本實施形態之應變之相關規定的數值範圍不同，係滿足以下(13)式。 K 100/K tyl≦1.010　　　・・・(13)
若應變誘發晶粒成長充分進行，鋼板的大部分應變會呈被釋放的狀況，各結晶方位之應變會均一化，應變的變動充分變小，(13)式所示之比會成為接近1之值。
在考慮到所述變動之後，為了要在本實施形態中獲得優異磁特性，係將K 100/K tyl設為1.010以下。K 100/K tyl大於1.010時應變未充分釋放，因此鐵損的減低變得特別不充分。K 100/K tyl宜為0.990以下，較宜為0.970以下。就算本實施形態之無方向性電磁鋼板係對於滿足前述(6)式之鋼板施行第1熱處理而獲得者，(13)式之值也可能會因測定誤差等而大於1.000。
就與應優先成長之{100}方位晶粒之互相競爭而言，其與泰勒因子為2.8以下之方位晶粒的關係宜滿足(16)式。 K 100/K tra＜1.010　　　・・・(16)
欲使{100}方位晶粒優先成長，宜將K 100/K tra設為小於1.010。該K 100/K tra為1.010以上時，應變未充分釋放，鐵損的減低變得特別不充分。藉由對於滿足前述(7)式之無方向性電磁鋼板施行第1熱處理，可獲得滿足(16)式之無方向性電磁鋼板。
在實施形態1中已說明宜考量與{110}方位晶粒之應變的關係。另一方面，在本實施形態中，應變誘發晶粒成長充分進行，鋼板的大部分應變係被釋放的狀況。因此，相當於{110}方位晶粒所蓄積之應變的K 110之值宜成為應變被釋放至與K 100相同程度之值，且宜與滿足(9)式同樣地滿足(19)式。 K 100/K 110＜1.010　　　・・・(19)
亦即，與(9)式同樣地，K 100/K 110宜小於1.010。該K 100/K 110為1.010以上時，應變未充分釋放，鐵損的減低有時會變得特別不充分。藉由對於滿足前述(9)式之無方向性電磁鋼板施行第1熱處理，可獲得滿足(19)式之無方向性電磁鋼板。
在(13)式及(19)式中，當不存在具有相當於分母之方位的晶粒時，關於該式便不進行依數值所行之評估，視為滿足該式。
接著，說明本實施形態中應滿足之結晶粒徑的相關規定。在應變誘發晶粒成長充分進行而釋放大部分應變之狀況下的金屬組織中，各結晶方位之結晶粒徑會對磁特性造成很大的影響。藉由應變誘發晶粒成長而優先成長之方位的晶粒會變得粗大，被其蠶食之方位的晶粒則變得微細。在本實施形態中，平均結晶粒徑之關係係設為滿足(14)式及(15)式。 d 100/d ave＞1.00　　　・・・(14) d 100/d tyl＞1.00　　　・・・(15)
該等式代表優先成長方位的{100}方位晶粒之平均結晶粒徑d 100相對較大。(14)式及(15)式中之該等的比宜為1.30以上，較宜為1.50以上，更宜為2.00以上。該等比之上限並無特別限定，被蠶食方位的晶粒雖然與{100}方位晶粒相較之下成長速度較慢，但在第1熱處理中也會進行晶粒成長，所以上述比不易變得過大，實用上限為10.00左右。
又，在本實施形態中宜滿足(17)式。 d 100/d tra＞1.00　　　・・・(17)
該式代表優先成長方位的{100}方位晶粒之平均結晶粒徑d 100相對較大。(17)式中之比較宜為1.30以上，更宜為1.50以上，尤其宜為2.00以上。該比之上限並無特別限定，被蠶食方位的晶粒雖然與{100}方位晶粒相較之下成長速度較慢，但在第1熱處理中也會進行晶粒成長，所以上述比不易變得過大，實用上限為10.00左右。
又，平均結晶粒徑之範圍並無特別限定，不過若平均結晶粒徑變得太粗大，也會變得難以避免磁特性劣化。因此，在本實施形態中，相對較粗大的晶粒即{100}方位晶粒之實用平均結晶粒徑宜設為500µm以下。{100}方位晶粒之平均結晶粒徑較宜為400µm以下，更宜為300µm以下，尤其宜為200µm以下。另一方面，關於{100}方位晶粒之平均結晶粒徑的下限，若假設係確保有{100}方位充分優先成長的狀態，{100}方位晶粒之平均結晶粒徑宜為40µm以上，較宜為60µm以上，更宜為80µm以上。
在(15)式中，當不存在具有相當於分母之方位的晶粒時，關於該式便不進行依數值所行之評估，視為滿足該式。
(實施形態3) 上述實施形態1及2係藉由以KAM值特定鋼板之應變來規定作為鋼板之特徵。對此，在本實施形態中，係針對將實施形態1或2所記載之鋼板充分進行長時間退火而進一步使晶粒成長後之鋼板加以規定。所述鋼板由於應變誘發晶粒成長幾乎完成，其結果應變幾乎完全被釋放，所以以特性而言係成為非常理想之物。亦即，藉由應變誘發晶粒成長使{100}方位晶粒成長，並進一步以第2熱處理使其進行正常晶粒成長直到應變幾乎完全被釋放為止，所得鋼板會成為往{100}方位之聚集更強的鋼板。在本實施形態中，係針對將實施形態1或2所記載之鋼板當作胚料進行第2熱處理所獲得之鋼板(亦即，對於平整軋延後之無方向性電磁鋼板進行第1熱處理後再進行第2熱處理之無方向性電磁鋼板、或者是省略第1熱處理而進行第2熱處理後之無方向性電磁鋼板)，說明該鋼板之結晶方位及結晶粒徑。
進行第2熱處理所獲得之鋼板(無方向性電磁鋼板)，其各方位晶粒之面積滿足以下(20)~(22)式。在與前述平整軋延後之鋼板相關之(3)~(5)式及與藉由第1熱處理所帶來之應變誘發晶粒成長後之鋼板相關之(10)~(12)式相較之下，該等規定之數值範圍不同。隨著應變誘發晶粒成長及後續之第2熱處理，{100}方位晶粒會進一步成長而其面積增加，同時泰勒因子大於2.8之方位晶粒主要被{100}方位晶粒蠶食，其面積進一步減少。 S tyl/S tot＜0.55　　　・・・(20) S 100/S tot＞0.30　　　・・・(21) S 100/S tra≧0.60　　　・・・(22)
在本實施形態中，係將面積比S tyl/S tot設為小於0.55。合計面積S tyl為零亦無妨。面積比S tyl/S tot之上限係作為顯示{100}方位晶粒成長之進行程度的參數之一來決定。面積比S tyl/S tot為0.55以上代表著應在應變誘發晶粒成長的階段中被蠶食之泰勒因子大於2.8之方位晶粒未被充分蠶食。此時，磁特性不會充分提升。面積比S tyl/S tot宜為0.40以下，較宜為0.30以下。面積比S tyl/S tot越少越好所以不規定下限，亦可為0.00。
又，在本實施形態中係將面積比S 100/S tot設為大於0.30。面積比S 100/S tot為0.30以下時，磁特性不會充分提升。面積比S 100/S tot宜為0.40以上，較宜為0.50以上。所謂面積比S 100/S tot為1.00的狀況，係指結晶組織皆為{100}方位晶粒而不存在其他方位晶粒的狀況，但本實施形態亦將此狀況視為對象。
與實施形態1及2同樣地，可認為會在應變誘發晶粒成長中與{100}方位晶粒互相競爭之方位晶粒與{100}方位晶粒之關係也很重要。當面積比S 100/S tra夠大時，即便在應變誘發晶粒成長後的正常晶粒成長狀況下，仍會確保有{100}方位晶粒之成長優越性而磁特性變得良好。該面積比S 100/S tra小於0.60時，{100}方位晶粒無法藉由應變誘發晶粒成長而充分發達，在應變誘發晶粒成長後的正常晶粒成長狀況下，{100}方位晶粒以外的泰勒因子小之方位晶粒會成長到相當程度，磁特性之面內各向異性亦增大。因此，在本實施形態中係將面積比S 100/S tra設為0.60以上。面積比S 100/S tra宜為0.70以上，較宜為0.80以上。另一方面，面積比S 100/S tra之上限無須特別限定，泰勒因子為2.8以下之方位晶粒皆為{100}方位晶粒亦無妨。
在應變誘發晶粒成長及後續的正常晶粒成長充分進行且鋼板之應變幾乎被釋放之狀況下的金屬組織中，各結晶方位之結晶粒徑也會對磁特性帶來很大影響。在應變誘發晶粒成長之時間點優先成長的{100}方位晶粒在正常晶粒成長後也會成為粗大晶粒。在本實施形態中，平均結晶粒徑之關係係設為滿足(23)式及(24)式。 d 100/d ave≧0.95　　　・・・(23) d 100/d tyl≧0.95　　　・・・(24)
該等式代表{100}方位晶粒之平均結晶粒徑d 100為其他晶粒之平均結晶粒徑的0.95倍以上。(23)式及(24)式中之該等的比宜為1.00以上，較宜為1.10以上，更宜為1.20以上。該等比之上限並無特別限定，雖然在正常晶粒成長中{100}方位晶粒以外之晶粒也會成長，但在進入正常晶粒成長之時間點、亦即在應變誘發晶粒成長結束之時間點上，{100}方位晶粒變得粗大、亦即具有所謂的尺寸優勢。在正常晶粒成長過程中{100}方位晶粒之粗大化仍較有利，故上述比會充分維持具特徵之範圍。因此，實用上限為10.00左右。該等比中之任一者若大於10.00，則會成為混粒而有產生與沖裁性等加工相關的問題的情況。
並且，在平均結晶粒徑的關係上宜亦滿足以下(25)式。 d 100/d tra≧0.95　　　・・・(25)
該式代表優先成長方位的{100}方位晶粒之平均結晶粒徑d 100相對較大。(25)式中之比較宜為1.00以上，更宜為1.10以上，尤其宜為1.20以上。該比之上限並無特別限定，雖然在正常晶粒成長中{100}方位晶粒以外之晶粒也會成長，但在進入正常晶粒成長之時間點、亦即在應變誘發晶粒成長結束之時間點上，{100}方位晶粒變得粗大，具有所謂的尺寸優勢。在正常晶粒成長過程中{100}方位晶粒之粗大化仍較有利，故上述比會充分維持具特徵之範圍。因此，實用上限為10.00左右。該等比中之任一者若大於10.00，則會成為混粒而有產生與沖裁性等加工相關的問題的情況。
又，平均結晶粒徑之範圍並無特別限定，不過若平均結晶粒徑變得太粗大，也會變得難以避免磁特性劣化。因此，與實施形態2同樣地，在本實施形態中相對較粗大的晶粒即{100}方位晶粒之實用平均結晶粒徑宜設為500µm以下。{100}方位晶粒之平均結晶粒徑較宜為400µm以下，更宜為300µm以下，尤其宜為200µm以下。另一方面，關於{100}方位晶粒之平均結晶粒徑的下限，若假設係確保有{100}方位充分優先成長的狀態，{100}方位晶粒之平均結晶粒徑宜為40µm以上，較宜為60µm以上，更宜為80µm以上。
在(24)式中，當不存在具有相當於分母之方位的晶粒時，關於該式便不進行依數值所行之評估，視為滿足該式。
[特性] 本實施形態之無方向性電磁鋼板係如上述這般控制了化學組成與金屬組織，因此即便在剪切後仍可獲得優異磁特性(低鐵損)。 另，當考慮要應用於馬達時，鐵損之各向異性宜小。因此，C方向(寬度方向)之W15/50與L方向(軋延方向)之W15/50的比W15/50(C)/W15/50(L)宜小於1.3。
磁測定可藉由JIS C 2550-1(2011)及JIS C 2550-3(2019)所記載之測定方法來進行，亦可藉由JIS C 2556(2015)所記載之測定方法來進行。又，當試料微小而無法進行上述JIS所記載之測定時，亦可使用電磁電路係依據JIS C 2556(2015)且能測定55mm見方之試驗片或更微小的試驗片之裝置來進行測定。
[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可藉由包含以下步驟之製造步驟來獲得：熱軋延步驟、熱軋延板退火步驟、冷軋延步驟、中間退火步驟、平整軋延步驟。 又，另一個本實施形態之無方向性電磁鋼板可藉由包含以下步驟之製造步驟來獲得：熱軋延步驟、熱軋延板退火步驟、冷軋延步驟、中間退火步驟、平整軋延步驟、第1熱處理。 又，另一個本實施形態之無方向性電磁鋼板可藉由包含以下步驟之製造方法來獲得：熱軋延步驟、熱軋延板退火步驟、冷軋延步驟、中間退火步驟、平整軋延步驟、視需求進行之第1熱處理步驟、第2熱處理步驟。
[熱軋延步驟] 首先，將具有上述化學組成之鋼材加熱並施行熱軋延。鋼材例如係藉由一般之連續鑄造所製造的扁胚。例如，熱軋延之扁胚加熱溫度係在1150℃上下(1100~1200℃)，精整軋延溫度係在850℃上下(750~950℃)，捲取溫度係在600℃上下(500~700℃)進行。
[熱軋延板退火步驟] 然後，對熱軋延後之鋼板(熱軋鋼板)，例如在高於1000℃且至1100℃下進行熱軋延板退火1~100秒。熱軋延板退火溫度為1000℃以下時，會變成{111}方位晶粒的生成較{100}方位晶粒的生成更被促進，難以獲得較佳集合組織。
[冷軋延步驟] 接著，對熱軋鋼板進行酸洗、冷軋延。在冷軋延中宜將軋縮率設為90%~95%。軋縮率小於90%時，磁特性較差之{111}方位晶粒會在再結晶時增多。
[中間退火步驟] 對冷軋延後之鋼板(冷軋鋼板)進行中間退火。在本實施形態中，例如係在700~900℃的溫度下進行中間退火1秒~100秒。若在冷軋延前之結晶粒徑為200µm以上以90%之軋縮率進行冷軋延，在軋延組織中大量之{100}方位晶粒會優先再結晶。若中間退火溫度過低，會有無法產生再結晶，{100}方位晶粒無法充分成長，磁通密度不會提高的情況。又，中間退火溫度高於900℃時，晶粒會變得過大，在後續的平整軋延、應變誘發晶粒成長時變得難以成長，而難以使{100}方位晶粒成長。由此，中間退火溫度宜設為700~900℃。
[平整軋延步驟] 對中間退火後之鋼板進行平整軋延。如上述，若在{100}晶粒多的狀態下進行軋延，{100}晶粒會進一步成長。平整軋延之軋縮率宜設為5%~25%。
在無方向性電磁鋼板中要做成具有前述之應變分佈時，係令冷軋延之軋縮率(%)為Rm、平整軋延時之軋縮率(%)為Rs，此時宜將冷軋延及平整軋延之軋縮率調整成滿足90＜Rm＜95且滿足5＜Rs＜20。
[第1熱處理步驟] 接著，進行用以促進應變誘發晶粒成長之第1熱處理。第1熱處理宜在700~950℃下進行1秒~100秒。 熱處理溫度低於700℃時不會產生應變誘發晶粒成長。又，該溫度高於950℃時，不僅會發生應變誘發晶粒成長，還會發生正常晶粒成長，變得無法獲得上述實施形態2所記載之金屬組織。 另外，熱處理時間(維持時間)超過100秒時生產效率明顯降低，故不實際。由於在工業上並不容易將維持時間設為小於1秒，因此係將維持時間設為1秒以上。
[第2熱處理步驟] 第2熱處理在設為950~1050℃之溫度範圍時宜進行1秒~100秒，或者在設為700~900℃之溫度範圍時宜進行超過1000秒。第2熱處理可對省略了第1熱處理且在平整軋延步驟後之鋼板進行，亦可對第1熱處理步驟後之鋼板進行。 藉由在上述溫度範圍及時間下進行熱處理，在省略了第1熱處理的情況下，於應變誘發晶粒成長之後會進行正常晶粒成長，而且依第1熱處理條件的不同，有時也會在後續的第2熱處理中進行應變誘發晶粒成長。
如以上方式進行，便可製造本實施形態之無方向性電磁鋼板。惟，該製造方法係製造本實施形態之無方向性電磁鋼板的方法之一例，並非用以限定製造方法者。 實施例
接著，顯示實施例並且具體說明本發明無方向性電磁鋼板。以下所示實施例僅為本發明無方向性電磁鋼板之一例，本發明無方向性電磁鋼板並不限於下述例子。
(第1實施例) 藉由鑄造熔鋼，製作出具有以下表1A所示化學組成之鑄錠。在此，(1)式左邊代表前述(1)式之左邊的值。然後，將所製作之鑄錠加熱至1150℃並進行熱軋延，軋延成表1B所示之板厚。並且，於精整軋延結束後進行水冷並捲取熱軋延鋼板。此時之精整軋延之最後道次階段中的溫度(精加工溫度)為830℃，捲取溫度為500~700℃之範圍。
接著，針對熱軋延鋼板，以表1B所示條件進行熱軋延板退火30秒，藉由酸洗去除鏽皮，再以表1B所示軋縮率進行冷軋延。然後，在無氧化氣體環境中進行中間退火，以在800℃下30秒的條件進行中間退火。接著，以表1B所示軋縮率進行第2次冷軋延(平整軋延)。表中雖無顯示，平整軋延後之平均結晶粒徑係在25~30µm之範圍內。
接著，為了調查集合組織，切除鋼板的一部分並將該切除後的試驗片進行減厚加工至1/2厚度，針對該加工面(平行於鋼板表面之面)按上述要點進行EBSD觀察(步距間隔：100nm)。藉由EBSD觀察，求出表2所示種類之面積及平均KAM值。
又，對鋼板在800℃下進行2小時之退火作為第2熱處理。從第2熱處理後之鋼板採取55mm見方之試料片當作測定試料。試料採取係使用剪切機來實施。然後，依據JIS C 2556(2015)測定了磁特性即鐵損W10/400(以最大磁通密度1.0T、頻率400Hz激磁時於試驗片中產生之能量損失在軋延方向與寬度方向之平均值)、W15/50(C)(以最大磁通密度1.5T、頻率50Hz激磁時於試驗片中產生之能量損失在寬度方向之值)、W15/50(L)(以最大磁通密度1.5T、頻率50Hz激磁時於試驗片中產生之能量損失在軋延方向之值)。 又，將W15/50(C)除以W15/50(L)，求出W15/50(C)/W15/50(L)。 於表2列示測定結果。
[表1A]
[表1B]
[表2]
表1A、表1B及表2中之底線係表示落在本發明範圍外的條件。發明例No.101~No.107、No.113~No.116、No.118、No.121、No.122、No.124~No.141及No.151，其等之鐵損W10/400皆為良好之值。 另一方面，比較例No.108之Mn濃度高且(1)式左邊之值大於0.00(會進行α-γ變態之組成)，因此，其面積比S tyl/S tot與面積比S 100/S tot分別落在(3)式及(4)式之範圍外。其結果，鐵損W10/400高。 比較例No.109~No.112、No.117、No.120及No.123，其等因熱軋延板退火中之溫度、冷軋延中之軋縮率及平整軋延中之軋縮率中之至少任一者並非最佳，故未滿足(3)式~(6)式中之任一者，結果鐵損W10/400高。 又，比較例No.119因冷軋延之軋縮率過高而產生破裂，無法進行後續步驟。 No.142~No.150因化學組成落在本發明範圍外而未滿足(3)式~(4)式，鐵損W10/400變高或者是在冷軋延時產生破裂。
(第2實施例) 藉由鑄造熔鋼，製作出具有表3A所示化學組成之鑄錠。在此，(1)式左邊代表前述(1)式之左邊的值。然後，將所製作之鑄錠加熱至1150℃並進行熱軋延，軋延成表3B所示之板厚。並且，於精整軋延結束後進行水冷並捲取熱軋延鋼板。此時之精整軋延之最後道次階段中的溫度(精加工溫度)為830℃，捲取溫度為500~700℃之範圍。
接著，針對熱軋延鋼板，以表3B所示條件進行熱軋延板退火30秒，藉由酸洗去除鏽皮，再以表3B所示軋縮率進行冷軋延。然後，在無氧化氣體環境中進行中間退火，在表3B所示退火溫度下進行中間退火30秒。接著，以表3B所示軋縮率進行第2次冷軋延(平整軋延)。
為了調查平整軋延後之集合組織，切除鋼板的一部分並將該切除後的試驗片進行減厚加工至1/2厚度，針對該加工面按上述要點進行EBSD觀察(步距間隔：100nm)。從藉由EBSD觀察所得之各方位晶粒之面積及平均KAM值求出S tyl/S tot、S 100/S tot、S 100/S tra、K 100/K tyl。
又，對平整軋延後之鋼板以表3B所示條件進行第1熱處理。在第1熱處理之後，為了調查集合組織，切除鋼板的一部分並將該切除後的試驗片進行減厚加工至1/2厚度，針對該加工面進行EBSD觀察。藉由EBSD觀察，求出表4所示種類之面積、平均KAM值及平均結晶粒徑。
又，對鋼板在800℃的溫度下進行2小時退火作為第2熱處理。從第2熱處理後之鋼板採取55mm見方之試料片當作測定試料。試料採取係使用剪切機來實施。然後，與第1實施例同樣地測定磁特性即鐵損W10/400(軋延方向與寬度方向之平均值)、W15/50(C)、W15/50(L)，求出W15/50(C)/W15/50(L)。於表4列示測定結果。
[表3A]
[表3B]
[表4]
表3A、表3B及表4中之底線係表示落在本發明範圍外的條件。發明例No.201~No.207、No.215~No.237及No.247~No.250，其等之鐵損W10/400皆為良好之值。 另一方面，比較例No.208之Mn濃度高且(1)式左邊之值大於0.00(會進行α-γ變態之組成)，因此，其面積比S tyl/S tot與面積比S 100/S tot分別落在(10)式及(11)式之範圍外。其結果，鐵損W10/400高。比較例No.209~No.214因熱軋延板退火中之溫度、中間退火中之溫度、冷軋延中之軋縮率、平整軋延中之軋縮率及第1熱處理中之溫度中之至少任一者並非最佳，故未滿足(10)式~(15)式中之任一者，結果鐵損W10/400高。 又，比較例No.238~No.246因化學組成落在本發明範圍外而未滿足(10)式~(11)式，鐵損W10/400變高或者是在冷軋延時產生破裂。
(第3實施例) 藉由鑄造熔鋼，製作出具有表5A所示化學組成之鑄錠。在此，(1)式左邊代表前述(1)式之左邊的值。然後，將所製作之鑄錠加熱至1150℃並進行熱軋延，軋延成表5B所示之板厚。並且，於精整軋延結束後進行水冷並捲取熱軋延鋼板。此時之精整軋延之最後道次階段中的溫度(精加工溫度)為830℃，捲取溫度為500~700℃之範圍。
接著，針對熱軋延鋼板，以表5B所示條件進行熱軋延板退火30秒，藉由酸洗去除鏽皮，再以表5B所示軋縮率進行冷軋延。然後，在無氧化氣體環境中進行中間退火，以在800℃下30秒的條件進行中間退火。接著，以表5B所示軋縮率進行第2次冷軋延(平整軋延)。
為了調查平整軋延後之集合組織，切除鋼板的一部分並將該切除後的試驗片進行減厚加工至1/2厚度，針對該加工面按上述要點進行EBSD觀察(步距間隔：100nm)。從藉由EBSD觀察所得之各方位晶粒之面積及平均KAM值求出S tyl/S tot、S 100/S tot、S 100/S tra、K 100/K tyl。
又，對於平整軋延後之鋼板，不進行第1熱處理而以表5B所示條件進行第2熱處理。在第2熱處理之後，為了調查集合組織，切除鋼板的一部分並將該切除後的試驗片進行減厚加工至1/2厚度，針對該加工面進行EBSD觀察。藉由EBSD觀察，求出表6所示種類之面積及平均結晶粒徑。
又，於上述第2熱處理之後，從第2熱處理後之鋼板採取55mm見方之試料片當作測定試料。試料採取係使用剪切機來實施。然後，與第1實施例同樣地測定磁特性即鐵損W10/400(軋延方向與寬度方向之平均值)、W15/50(C)、W15/50(L)，求出W15/50(C)/W15/50(L)。於表6列示測定結果。
[表5A]
[表5B]
[表6]
表5A、表5B及表6中之底線係表示落在本發明範圍外的條件。發明例No.301~No.308、No.316~No.333及No.344，其等之鐵損W10/400皆為良好之值。 另一方面，比較例No.309之Mn濃度高且式(1)左邊之值大於0.00(會進行α-γ變態之組成)，因此，S tyl/S tot與S 100/S tot分別落在(20)式及(21)式之範圍外。其結果，鐵損W10/400高。 比較例No.310~No.315因熱軋延板退火中之溫度及/或冷軋延中之軋縮率並非最佳，故未滿足(20)式~(24)式中之至少1者，結果鐵損W10/400高。 又，比較例No.334~No.343因化學組成落在本發明範圍外而未滿足(20)式~(21)式，鐵損W10/400變高或者是在冷軋延時產生破裂。
(第4實施例) 藉由鑄造熔鋼，製作出具有表7A所示化學組成之鑄錠。在此，(1)式左邊代表前述(1)式之左邊的值。然後，將所製作之鑄錠加熱至1150℃並進行熱軋延，軋延成表7B所示之板厚。並且，於精整軋延結束後進行水冷並捲取熱軋延鋼板。此時之精整軋延之最後道次階段中的溫度(精加工溫度)為830℃，捲取溫度為500~700℃之範圍。
接著，針對熱軋延鋼板，以表7B所示條件進行熱軋延板退火30秒，藉由酸洗去除鏽皮，再以表7B所示軋縮率進行冷軋延。然後，在無氧化氣體環境中進行中間退火，以在800℃下30秒的條件進行中間退火。接著，以表7B所示軋縮率進行第2次冷軋延(平整軋延)。
接著，以在800℃下30秒之條件進行第1熱處理。 在第1熱處理之後，為了調查集合組織，切除鋼板的一部分並將該切除後的試驗片進行減厚加工至1/2厚度，針對該加工面進行EBSD觀察(步距間隔：100nm)。藉由EBSD觀察，求出方位晶粒之面積、平均KAM值及平均結晶粒徑，再求出S tyl/S tot、S 100/S tot、S 100/S tra、K 100/K tyl、d 100/d ave、d 100/d tyl。
又，對第1熱處理後之鋼板以表7B所示條件進行第2熱處理。在第2熱處理之後，為了調查集合組織，切除鋼板的一部分並將該切除後的試驗片進行減厚加工至1/2厚度，針對該加工面進行EBSD觀察。藉由EBSD觀察，求出表8所示種類之面積及平均結晶粒徑。
又，於上述第2熱處理之後，從第2熱處理後之鋼板採取55mm見方之試料片當作測定試料。試料採取係使用剪切機來實施。然後，與第1實施例同樣地測定磁特性即鐵損W10/400(軋延方向與寬度方向之平均值)、W15/50(C)、W15/50(L)，求出W15/50(C)/W15/50(L)。於表8列示測定結果。
[表7A]
[表7B]
[表8]
表7A、表7B及表8中之底線係表示落在本發明範圍外的條件。發明例No.401~No.408、No.421~No.438及No.448，其等之鐵損W10/400皆為良好之值。 另一方面，比較例No.409之Mn濃度高且式(1)左邊之值大於0.00(會進行α-γ變態之組成)，因此，S tyl/S tot與S 100/S tot分別落在(20)式及(21)式之範圍外。其結果，鐵損W10/400高。比較例No.410~No.420因熱軋延板退火中之溫度及/或冷軋延中之軋縮率並非最佳，故未滿足(20)式~(24)式中之至少1者，結果鐵損W10/400高。 又，比較例No.439~No.447因化學組成落在本發明範圍外而未滿足(20)式~(21)式，鐵損W10/400變高或者是在冷軋延時產生破裂。
(第5實施例) 藉由鑄造熔鋼，製作出具有表9A所示化學組成之鑄錠。在此，(1)式左邊代表前述(1)式之左邊的值。然後，將所製作之鑄錠加熱至1150℃並進行熱軋延，軋延成表9B所示之板厚。並且，於精整軋延結束後進行水冷並捲取熱軋延鋼板。此時之精整軋延之最後道次階段中的溫度(精加工溫度)為830℃，捲取溫度為500~700℃之範圍。
接著，針對熱軋延鋼板，以表9B所示條件進行熱軋延板退火30秒，藉由酸洗去除鏽皮，再以表9B所示軋縮率進行冷軋延。然後，在無氧化氣體環境中進行中間退火，以在800℃下30秒的條件進行中間退火。接著，以表9B所示軋縮率進行第2次冷軋延(平整軋延)。
接著，為了調查集合組織，切除鋼板的一部分並將該切除後的試驗片進行減厚加工至1/2厚度，針對該加工面進行EBSD觀察(步距間隔：100nm)。藉由EBSD觀察，求出表8所示種類之面積及平均KAM值。
又，對鋼板在800℃的溫度下進行2小時退火作為第2熱處理。從第2熱處理後之鋼板採取55mm見方之試料片當作測定試料。試料採取係使用剪切機來實施。然後，與第1實施例同樣地測定磁特性即鐵損W10/400(軋延方向與寬度方向之平均值)、W15/50(C)、W15/50(L)，求出W15/50(C)/W15/50(L)。於表10列示測定結果。
[表9A]
[表9B]
[表10]
發明例No.501~No.515皆滿足(3)式~(9)式，鐵損W10/400皆為良好之值。 產業上之可利用性
根據本發明，在平行於鋼板面之截面中特定結晶方位之面積及面積比適當，因此即便在剪切加工後仍可獲得優異磁特性。故而，本發明在產業上之利用性高。
(無)

Claims (13)

  1. 一種無方向性電磁鋼板，其特徵在於：具有以下化學組成：以質量%計含有：Si：1.50%~4.00%、選自於由Mn、Ni、Co、Pt、Pb、Cu及Au所構成群組中之1種以上：總計小於2.50%、C：0.0100%以下、sol.Al：4.00%以下、S：0.0400%以下、N：0.0100%以下、Sn：0.00%~0.40%、Sb：0.00%~0.40%、P：0.00%~0.40%、Cr：0.001%~0.100%、B：0.0000%~0.0050%、O：0.0000%~0.0200%、及選自於由Mg、Ca、Sr、Ba、Ce、La、Nd、Pr、Zn及Cd所構成群組中之1種以上：總計為0.0000%~0.0100%，令Mn含量(質量%)為[Mn]、Ni含量(質量%)為[Ni]、Co含量(質量%)為[Co]、Pt含量(質量%)為[Pt]、Pb含量(質量%)為[Pb]、Cu含量(質量%)為[Cu]、Au含量(質量%)為[Au]、Si含量(質量%)為[Si]、sol.Al含量(質量%)為[sol.Al]，此時滿足以下(1)式，且剩餘部分由Fe及不純物所構成； 進一步在平行於鋼板表面之面中藉由EBSD進行觀察時，令總面積為Stot、{100}方位晶粒之面積為S100、根據以下(2)式之泰勒因子M大於2.8之方位晶粒之面積為Styl、前述泰勒因子M為2.8以下之方位晶粒之合計面積為Stra、前述{100}方位晶粒之平均KAM值為K100、前述泰勒因子M大於2.8之方位晶粒之平均KAM值為Ktyl，此時滿足以下(3)~(6)式；([Mn]+[Ni]+[Co]+[Pt]+[Pb]+[Cu]+[Au])-([Si]+[sol.Al])≦0.00%‧‧‧(1)；M=(cosφ×cosλ)-1‧‧‧(2)；0.20≦Styl/Stot≦0.85‧‧‧(3)；0.05≦S100/Stot≦0.80‧‧‧(4)；S100/Stra≧0.50‧‧‧(5)；K100/Ktyl≦0.990‧‧‧(6)；在此，(2)式中之φ代表應力向量與結晶之滑動方向向量所形成之角，λ代表應力向量與結晶之滑動面的法線向量所形成之角。
  2. 如請求項1之無方向性電磁鋼板，其在進一步令前述泰勒因子M為2.8以下之方位晶粒之平均KAM值為Ktra時，滿足以下(7)式；K100/Ktra<1.010‧‧‧(7)。
  3. 如請求項1或2之無方向性電磁鋼板，其在進一步令{110}方位晶粒之面積為S110時，滿足以下(8)式；S100/S110≧1.00‧‧‧(8)；在此，(8)式係設為即便面積比S100/S110發散至無限大仍會成立。
  4. 如請求項1或2之無方向性電磁鋼板，其在進一步令{110}方位晶粒之平均KAM值為K110時，滿足以下(9)式；K100/K110<1.010‧‧‧(9)。
  5. 一種無方向性電磁鋼板，其特徵在於： 具有以下化學組成：以質量%計含有：Si：1.50%~4.00%、選自於由Mn、Ni、Co、Pt、Pb、Cu及Au所構成群組中之1種以上：總計小於2.50%、C：0.0100%以下、sol.Al：4.00%以下、S：0.0400%以下、N：0.0100%以下、Sn：0.00%~0.40%、Sb：0.00%~0.40%、P：0.00%~0.40%、Cr：0.001%~0.100%、B：0.0000%~0.0050%、O：0.0000%~0.0200%、及選自於由Mg、Ca、Sr、Ba、Ce、La、Nd、Pr、Zn及Cd所構成群組中之1種以上：總計為0.0000%~0.0100%，令Mn含量(質量%)為[Mn]、Ni含量(質量%)為[Ni]、Co含量(質量%)為[Co]、Pt含量(質量%)為[Pt]、Pb含量(質量%)為[Pb]、Cu含量(質量%)為[Cu]、Au含量(質量%)為[Au]、Si含量(質量%)為[Si]、sol.Al含量(質量%)為[sol.Al]，此時滿足以下(1)式，且剩餘部分由Fe及不純物所構成；進一步在平行於鋼板表面之面中藉由EBSD進行觀察時，令總面積為Stot、{100}方位晶粒之面積為S100、根據以下(2)式之泰勒因子M大於2.8之方位晶粒之 面積為Styl、前述泰勒因子M為2.8以下之方位晶粒之合計面積為Stra、前述{100}方位晶粒之平均KAM值為K100、前述泰勒因子M大於2.8之方位晶粒之平均KAM值為Ktyl、觀察區域之平均結晶粒徑為dave、前述{100}方位晶粒之平均結晶粒徑為d100、前述泰勒因子M大於2.8之方位晶粒之平均結晶粒徑為dtyl，此時滿足以下(10)~(15)式；([Mn]+[Ni]+[Co]+[Pt]+[Pb]+[Cu]+[Au])-([Si]+[sol.Al])≦0%‧‧‧(1)；M=(cosφ×cosλ)-1‧‧‧(2)；Styl/Stol≦0.70‧‧‧(10)；0.20≦S100/Stot‧‧‧(11)；S100/Stra≧0.55‧‧‧(12)；K100/Ktyl≦1.010‧‧‧(13)；d100/dave>1.00‧‧‧(14)；d100/dtyl>1.00‧‧‧(15)；在此，(2)式中之φ代表應力向量與結晶之滑動方向向量所形成之角，λ代表應力向量與結晶之滑動面的法線向量所形成之角。
  6. 如請求項5之無方向性電磁鋼板，其在進一步令前述泰勒因子M為2.8以下之方位晶粒之平均KAM值為Ktra時，滿足以下(16)式；K100/Ktra<1.010‧‧‧(16)。
  7. 如請求項5或6之無方向性電磁鋼板，其在進一步令前述泰勒因子M為2.8以下之方位晶粒之平均結晶粒徑為dtra時，滿足以下(17)式；d100/dtra>1.00‧‧‧(17)。
  8. 如請求項5或6之無方向性電磁鋼板，其在進一步令{110}方位晶粒之面積為S110時，滿足以下(18)式；S100/S110≧1.00‧‧‧(18)； 在此，(18)式係設為即便面積比S100/S110發散至無限大仍會成立。
  9. 如請求項5或6之無方向性電磁鋼板，其在進一步令{110}方位晶粒之平均KAM值為K110時，滿足以下(19)式；K100/K110<1.010‧‧‧(19)。
  10. 一種無方向性電磁鋼板之製造方法，係製造如請求項5至9中任一項之無方向性電磁鋼板的方法；該製造方法之特徵在於：對於如請求項1至4中任一項之無方向性電磁鋼板，以在700℃~950℃之溫度下1秒~100秒之條件進行熱處理。
  11. 一種無方向性電磁鋼板，其特徵在於：具有以下化學組成：以質量%計含有：Si：1.50%~4.00%、選自於由Mn、Ni、Co、Pt、Pb、Cu及Au所構成群組中之1種以上：總計小於2.50%、C：0.0100%以下、sol.Al：4.00%以下、S：0.0400%以下、N：0.0100%以下、Sn：0.00%~0.40%、Sb：0.00%~0.40%、P：0.00%~0.40%、Cr：0.001%~0.100%、B：0.0000%~0.0050%、O：0.0000%~0.0200%、及 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：總計為0.0000%~0.0100%，令Mn含量(質量%)為[Mn]、Ni含量(質量%)為[Ni]、Co含量(質量%)為[Co]、Pt含量(質量%)為[Pt]、Pb含量(質量%)為[Pb]、Cu含量(質量%)為[Cu]、Au含量(質量%)為[Au]、Si含量(質量%)為[Si]、sol.Al含量(質量%)為[sol.Al]，此時滿足以下(1)式，且剩餘部分由Fe及不純物所構成；進一步在平行於鋼板表面之面中藉由EBSD進行觀察時，令總面積為Stot、{100}方位晶粒之面積為S100、根據以下(2)式之泰勒因子M大於2.8之方位晶粒之面積為Styl、前述泰勒因子M為2.8以下之方位晶粒之合計面積為Stra、觀察區域之平均結晶粒徑為dave、前述{100}方位晶粒之平均結晶粒徑為d100、前述泰勒因子M大於2.8之方位晶粒之平均結晶粒徑為dtyl，此時滿足以下(20)~(24)式；([Mn]+[Ni]+[Co]+[Pt]+[Pb]+[Cu]+[Au])-([Si]+[sol.Al])≦0%‧‧‧(1)；M=(cosφ×cosλ)-1‧‧‧(2)；Styl/Stot<0.55‧‧‧(20)；S100/Stot>0.30‧‧‧(21)；S100/Stra≧0.60‧‧‧(22)；d100/dave≧0.95‧‧‧(23)；d100/dtyl≧0.95‧‧‧(24)；在此，(2)式中之φ代表應力向量與結晶之滑動方向向量所形成之角，λ代表應力向量與結晶之滑動面的法線向量所形成之角。
  12. 如請求項11之無方向性電磁鋼板，其在進一步令前述泰勒因子M為2.8以下之方位晶粒之平均結晶粒徑為dtra時，滿足以下(25)式；d100/dtra≧0.95‧‧‧(25)。
  13. 一種無方向性電磁鋼板之製造方法，其特徵在於：對於如請求項1至9中任一項之無方向性電磁鋼板，以在950℃~1050℃之溫度下1秒~100秒之條件、或以在700℃~900℃之溫度下超過1000秒之條件進行熱處理。
TW111110194A 2021-03-19 2022-03-18 無方向性電磁鋼板及其製造方法 TWI817400B (zh)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2021046004 2021-03-19
JP2021-046004 2021-03-19

Publications (2)

Publication Number Publication Date
TW202242160A TW202242160A (zh) 2022-11-01
TWI817400B true TWI817400B (zh) 2023-10-01

Family

ID=83320522

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
TW111110194A TWI817400B (zh) 2021-03-19 2022-03-18 無方向性電磁鋼板及其製造方法

Country Status (8)

Country Link
US (1) US20240158896A1 (zh)
EP (1) EP4310203A1 (zh)
JP (1) JPWO2022196807A1 (zh)
KR (1) KR20230144606A (zh)
CN (1) CN116981792A (zh)
BR (1) BR112023017003A2 (zh)
TW (1) TWI817400B (zh)
WO (1) WO2022196807A1 (zh)

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2011162821A (ja) * 2010-02-08 2011-08-25 Nippon Steel Corp 圧延方向の磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板の製造方法
TW201331384A (zh) * 2011-11-29 2013-08-01 Jfe Steel Corp 無方向性電磁鋼板之製造方法
JP2019026891A (ja) * 2017-07-28 2019-02-21 新日鐵住金株式会社 無方向性電磁鋼板、及びその製造方法
TW202035729A (zh) * 2019-03-20 2020-10-01 日商日本製鐵股份有限公司 無方向性電磁鋼板及其製造方法
JP2021509154A (ja) * 2017-12-26 2021-03-18 ポスコＰｏｓｃｏ 無方向性電磁鋼板およびその製造方法

Family Cites Families (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3379055B2 (ja) 1994-11-16 2003-02-17 新日本製鐵株式会社 磁束密度が高くかつ鉄損が低い無方向性電磁鋼板の製造方法
JP4029430B2 (ja) 1995-09-20 2008-01-09 Ｊｆｅスチール株式会社 無方向性電磁鋼板の製造方法
JP2000219917A (ja) * 1999-01-28 2000-08-08 Nippon Steel Corp 磁束密度が高く鉄損の低い無方向性電磁鋼板の製造法
JP4280004B2 (ja) 2001-06-01 2009-06-17 新日本製鐵株式会社 鉄損および磁束密度が極めて優れたセミプロセス無方向性電磁鋼板およびその製造方法
JP5375559B2 (ja) 2009-11-27 2013-12-25 新日鐵住金株式会社 無方向性電磁鋼板の剪断方法及びその方法を用いて製造した電磁部品
KR101286245B1 (ko) * 2010-12-28 2013-07-15 주식회사 포스코 투자율이 우수한 세미프로세스 무방향성 전기강판 및 그 제조방법
EP3162907B1 (en) 2014-06-26 2021-05-26 Nippon Steel Corporation Electrical steel sheet
EP3272894B1 (en) 2015-03-17 2019-06-19 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Non-oriented electromagnetic steel sheet and method for manufacturing same
JP6662173B2 (ja) 2016-04-21 2020-03-11 日本製鉄株式会社 直線移動鉄心用無方向性電磁鋼板およびその製造方法と、直線移動鉄心
JP6658338B2 (ja) 2016-06-28 2020-03-04 日本製鉄株式会社 占積率に優れる電磁鋼板およびその製造方法
JP7392340B2 (ja) 2019-09-17 2023-12-06 トヨタ紡織株式会社 フットレスト

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2011162821A (ja) * 2010-02-08 2011-08-25 Nippon Steel Corp 圧延方向の磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板の製造方法
TW201331384A (zh) * 2011-11-29 2013-08-01 Jfe Steel Corp 無方向性電磁鋼板之製造方法
JP2019026891A (ja) * 2017-07-28 2019-02-21 新日鐵住金株式会社 無方向性電磁鋼板、及びその製造方法
JP2021509154A (ja) * 2017-12-26 2021-03-18 ポスコＰｏｓｃｏ 無方向性電磁鋼板およびその製造方法
TW202035729A (zh) * 2019-03-20 2020-10-01 日商日本製鐵股份有限公司 無方向性電磁鋼板及其製造方法

Also Published As

Publication number Publication date
KR20230144606A (ko) 2023-10-16
US20240158896A1 (en) 2024-05-16
EP4310203A1 (en) 2024-01-24
WO2022196807A1 (ja) 2022-09-22
BR112023017003A2 (pt) 2023-09-26
TW202242160A (zh) 2022-11-01
JPWO2022196807A1 (zh) 2022-09-22
CN116981792A (zh) 2023-10-31

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP7028313B2 (ja) 無方向性電磁鋼板
TWI817400B (zh) 無方向性電磁鋼板及其製造方法
TWI816331B (zh) 無方向性電磁鋼板及其製造方法
JP7352082B2 (ja) 無方向性電磁鋼板
TWI795240B (zh) 無方向性電磁鋼板及其製造方法
JP7127308B2 (ja) 無方向性電磁鋼板
TWI755150B (zh) 無方向性電磁鋼板之製造方法
TWI753651B (zh) 無方向性電磁鋼板
TWI753650B (zh) 無方向性電磁鋼板之製造方法
JP7428872B2 (ja) 無方向性電磁鋼板及びその製造方法
JP7415136B2 (ja) 無方向性電磁鋼板の製造方法
JP7415135B2 (ja) 無方向性電磁鋼板の製造方法
JP7428873B2 (ja) 無方向性電磁鋼板及びその製造方法
JP7415138B2 (ja) 無方向性電磁鋼板の製造方法
TWI747609B (zh) 無方向性電磁鋼板
JP7415134B2 (ja) 無方向性電磁鋼板の製造方法