无方向性电磁钢板的制作方法

1.本发明涉及无方向性电磁钢板。
2.本技术基于2019年11月15日在日本技术的特愿2019－206709号、以及2019年11月15日在日本技术的特愿2019－206813号来主张优先权，并将其内容援引于此。


背景技术：

3.无方向性电磁钢板例如被用于电动机的铁芯，对于无方向性电磁钢板，要求在与其板面平行的所有方向的平均(以下，有时称为“板面内的全周平均(全方向平均)”)中有优秀的磁特性，例如低铁损和高磁通密度。至今已提出了各种技术，但难以在板面内的所有方向上得到充分的磁特性。例如，存在即使在板面内某特定方向得到充分的磁特性，在其他方向上也得不到充分的磁特性的情况。
4.例如，专利文献3中公开有以提升磁特性为目的，利用相变使{100}晶粒发育的技术。然而，该方法中如专利文献3的实施例所述，需要使热轧后的板厚达4mm的程度。此厚度下存在着热轧后的热轧钢板难以卷取、酸洗工序时的卷取及生产线操作变得困难的问题。
5.现有技术文献
6.专利文献
7.专利文献1：日本特许第4029430号公报
8.专利文献2：日本特许第6319465号公报
9.专利文献3：日本特开2017－193731号公报


技术实现要素：

10.发明要解决的技术问题
11.鉴于上述问题点，本发明的目的在于提供一种能够在全周平均(全方向平均)上得到优异磁特性的无方向性电磁钢板。
12.用于解决技术问题的技术手段
13.(1)本发明的一种方式的无方向性电磁钢板的特征在于，
14.具有下述的化学组成，以质量％计含有：
15.c：0.010％以下、
16.si：1.50％～4.00％、
17.sol.al：0.0001％～1.0％、
18.s：0.010％以下、
19.n：0.010％以下、
20.从由mn、ni、co、pt、pb、cu、au构成的组中选择的1种或多种：总计2.50％～5.00％、
21.sn：0.000％～0.400％、
22.sb：0.000％～0.400％、
23.p：0.000％～0.400％、以及
24.从由mg、ca、sr、ba、ce、la、nd、pr、zn、cd构成的组中选择的1种或多种：总计0.0000％～0.0100％，
25.将mn含量(质量％)记为[mn]、ni含量(质量％)记为[ni]、co含量(质量％)记为[co]、pt含量(质量％)记为[pt]、pb含量(质量％)记为[pb]、cu含量(质量％)记为[cu]、au含量(质量％)记为[au]、si含量(质量％)记为[si]、sol.al含量(质量％)记为[sol.al]时，满足以下的(1)式，
[0026]
剩余部分由fe和杂质构成，
[0027]
为重结晶率在1％～99％的金属组织，并且板厚在0.50mm以下，
[0028]
在800℃进行2小时退火后测定磁通密度b50时，相对于轧制方向45
°
方向的磁通密度b50在1.75t以上。
[0029]
([mn] [ni] [co] [pt] [pb] [cu] [au])－([si] [sol.al])＞0％
…
(1)
[0030]
(2)在所述(1)中记载无方向性电磁钢板中，也可以是，
[0031]
将在800℃下进行2小时退火后的轧制方向的磁通密度b50的值记为b50l，从轧制方向倾斜45
°
方向上的磁通密度b50的值记为b50d1，从轧制方向倾斜90
°
方向上的磁通密度b50的值记为b50c，从轧制方向倾斜135
°
方向上的磁通密度b50的值记为b50d2时，满足以下(2)式。
[0032]
(b50d1 b50d2)/2＞(b50l b50c)/2
…
(2)
[0033]
(3)在上述(2)中所述无方向性电磁钢板中，也可以满足以下(3)式。
[0034]
(b50d1 b50d2)/2＞1.1
×
(b50l b50c)/2
…
(3)
[0035]
(4)在所述(1)至(3)中任一项记载的无方向性电磁钢板中，也可以是以质量％计含有从由
[0036]
sn：0.020％～0.400％、
[0037]
sb：0.020％～0.400％、以及
[0038]
p：0.020％～0.400％
[0039]
构成的组中选择的1种或多种。
[0040]
(5)在所述(1)至(4)中任一项记载的无方向性电磁钢板中，也可以是，以质量％计含有：从由mg、ca、sr、ba、ce、la、nd、pr、zn、cd构成的组中选择的1种或多种：总计0.0005％～0.0100％。
[0041]
(6)在所述(1)至(5)中任一项记载的无方向性电磁钢板中，也可以是，在所述金属组织中，重结晶率为50％～99％。
[0042]
(7)在所述(1)至(6)中任一项记载的无方向性电磁钢板中，也可以是，在所述金属组织中，重结晶率为80％～99％。
[0043]
发明效果
[0044]
根据本发明，能够提供一种能够在全周平均(全方向平均)上得到优秀磁特性的无方向性电磁钢板。
具体实施方式
[0045]
本发明人等为解决所述问题进行了深刻的研究。其结果明确了，使化学组成、厚度及重结晶率适当很重要。还明确了，在这样的无方向性电磁钢板的制造中，以下内容显然十
分重要：以α－γ相变系的化学组成为前提；热轧时通过从奥氏体向铁素体的相变使结晶组织细微化；进而以预定的压下率进行冷轧；通过将中间退火的温度控制在预定的范围内使伸出重结晶(以下称为膨胀)发生，从而使一般情况下难以发展的{100}晶粒更容易发展。
[0046]
本发明人等基于这些发现进行了更进一步的深刻研究，由此想到了本发明。
[0047]
以下就本发明的实施方式进行详细说明。需要说明的是，在本说明书中，使用“～”来表示的数值范围是指包含以“～”前后记载的数值作为下限值及上限值的范围。另外，以下实施方式的各要素，显然可以分别进行组合。
[0048]
首先，就本发明的实施方式的无方向性电磁钢板及其制造方法所使用的钢材的化学组成进行说明。在以下的说明中，无方向性电磁钢板或钢材含有的各元素的含量的单位“％”在未特别说明的情况下表示“质量％”。另外，无方向性电磁钢板的化学组成表示以不包括皮膜等的母材为100％时的含量。
[0049]
本实施方式的无方向性电磁钢板及钢材具有能够产生铁素体－奥氏体相变(以下称为α－γ相变)的化学组成，且是下述的化学组成，其含有：c：0.010％以下、si：1.50％～4.00％、sol.al：0.0001％～1.0％、s：0.010％以下、n：0.010％以下、从由mn、ni、co、pt、pb、cu、au构成的组中选择的1种或多种：总计2.50％～5.00％、sn：0.000％～0.400％、sb：0.000％～0.400％、p：0.000％～0.400％、以及从由mg、ca、sr、ba、ce、la、nd、pr、zn和cd构成的组中选择的1种或多种：总计0.0000％～0.0100％，剩余部分具有由fe和杂质构成。
[0050]
本实施方式的无方向性电磁钢板及钢材中mn、ni、co、pt、pb、cu、au、si以及sol.al的含量进一步满足后述的预定条件。作为杂质，举例说明矿石和废料等原材料中含有的杂质和制造工序中含有的杂质。
[0051]
(c：0.010％以下)
[0052]
c会提高铁损或引起磁时效。由此，c含量越低越好。这种现象在c含量超过0.010％时显著。因此，使c含量在0.010％以下。c含量的降低也有助于板面内的全方向上磁特性的均匀提高。需要说明的是，c含量的下限虽未特别限定，但考虑到精炼时脱碳处理的成本，优选使其在0.0005％以上。
[0053]
(si：1.50％～4.00％)
[0054]
si使电阻增大而使涡流损耗减少并降低铁损、或者增大屈服比而提高对铁芯的冲裁加工性。si含量不足1.50％时，这些作用效果不充分。由此，使si含量在1.50％以上。一方面，si含量超过4.00％时，磁通密度降低，或者硬度过度上升而导致冲裁加工性降低，或者冷轧变得困难。由此，使si含量在4.00％以下。
[0055]
(sol.al：0.0001％～1.0％)
[0056]
sol.al使电阻增大而涡流损耗减小且降低铁损。sol.al有利于提高磁通密度b50相对于饱和磁通密度的相对大小。sol.al含量不足0.0001％时，这些作用效果不充分。另外，al也有在制钢时促进脱硫的效果。由此，使sol.al含量在0.0001％以上。另一方面，sol.al含量超过1.0％时，磁通密度降低、或屈服比降低而冲裁加工性降低。由此，使sol.al含量在1.0％以下。
[0057]
此处的磁通密度b50是在5000a/m的磁场中的磁通密度。
[0058]
(s：0.010％以下)
[0059]
s不是必须元素，例如在钢中作为杂质而含有。s通过细微的mns的析出，而阻碍退
火过程中的重结晶及晶粒的生长。由此，s含量越低越好。像这样的由于对重结晶及晶粒生长的阻碍而导致的铁损的增加以及磁通密度的降低，在s含量超过0.010％时显著。因此，使s含量在0.010％以下。需要说明的是，s含量的下限未做特殊限定，但考虑到精炼时脱硫处理的成本，优选为使其在0.0003％以上。
[0060]
(n：0.010％以下)
[0061]
n与c相同，由于会使磁特性恶化，故n含量越低越好。由此，使n含量在0.010％以下。需要说明的是，n含量的下限未做特殊限定，但考虑到精炼时脱氮处理的成本，优选为使其在0.0010％以上。
[0062]
(从由mn、ni、co、pt、pb、cu、au构成的组中选择的1种或多种：总计2.50％～5.00％)
[0063]
mn、ni、co、pt、pb、cu、au是为了使α－γ相变发生所必要的元素，故至少含有这些元素1种或多种总计2.50％以上。另外，从提高电阻而降低铁损的观点出发，这些元素的至少1种或多种的含量总计超过2.50％为更优选。另一方面，这些元素的含量总计若超过5.00％，则成本提高，也会出现磁通密度降低的情况。由此，这些元素至少1种的含量总计在5.00％以下。
[0064]
另外，本实施方式的无方向性电磁钢板及钢材，作为能够发生α－γ相变的条件，需要进一步满足以下条件。即将mn含量(质量％)记为[mn]、ni含量(质量％)记为[ni]、co含量(质量％)记为[co]、pt含量(质量％)记为[pt]、pb含量(质量％)记为[pb]、cu含量(质量％)记为[cu]、au含量(质量％)记为[au]、si含量(质量％)记为[si]、sol.al含量(质量％)记为[sol.al]时，以质量％计满足以下的(1)式。
[0065]
([mn] [ni] [co] [pt] [pb] [cu] [au])－([si] [sol.al])＞0％
…
(1)
[0066]
不满足所述(1)式的情况下，由于不发生α－γ相变，所以磁通密度会降低。
[0067]
(sn：0.000％～0.400％、sb：0.000％～0.400％、p：0.000％～0.400％)
[0068]
sn或sb改善冷轧及重结晶后的织构而使其磁通密度提高。因此，可以根据需要而含有这些元素，但过量地含有时会导致钢的脆化。由此，使sn含量、sb含量中任一者均在0.400％以下。另外，为了保证重结晶后钢板的硬度，可以使其含有p，但过量地含有时会引起钢的脆化。由此，p含量在0.400％以下。
[0069]
为赋予磁特性等更进一步的效果，优选为含有：从由0.020％～0.400％的sn、0.020％～0.400％的sb、以及0.020％～0.400％的p构成的组中选择的1种或多种。
[0070]
(从由mg、ca、sr、ba、ce、la、nd、pr、zn、以及cd构成的组中选择的1种或多种：总计0.0000％～0.0100％)
[0071]
mg、ca、sr、ba、ce、la、nd、pr、zn及cd在钢液铸造时与钢液中的s反应，而生成硫化物或氧硫化物或这两者的析出物。以下将mg、ca、sr、ba、ce、la、nd、pr、zn及cd统称为“粗大析出物生成元素”。粗大析出物生成元素的析出物的粒径为1μm～2μm的程度，比mns、tin、aln等微小析出物的粒径(100nm程度)大得多。因此，这些微小析出物附着于粗大析出物生成元素的析出物上，从而变得难以阻碍中间退火等退火时的重结晶及晶粒的成长。为充分获得这样的作用效果，优选为粗大析出物生成元素总计在0.0005％以上。但这些元素的总量若超过0.0100％，则硫化物或氧硫化物或这两者的总量会过剩，从而阻碍中间退火等退火时的重结晶及晶粒的成长。由此，使粗大析出物生成元素的含量在总计0.0100％以下。
[0072]
其次，就本实施方式的无方向性电磁钢板的金属组织进行说明。制造方法的细则会在后续进行说明，本实施方式的无方向性电磁钢板是能够发生α－γ相变的化学组成，若在热轧完成后进行冷却，则会从奥氏体向铁素体进行相变，且结晶组织微细化。进而本实施方式的无方向性电磁钢板具有重结晶率在1％～99％的金属组织。若像这样残留一部分未重结晶，则磁通密度b50进一步提高。这样进行控制的理由是，从磁特性的观点来看，为了减少具有希望发育的{100}结晶取向以外的结晶取向的重结晶晶粒的存在比例。
[0073]
重结晶率不足1％或重结晶率超过99％时，无法取得提高磁通密度的效果。需要说明的是，优选重结晶率为55％～95％，进一步优选重结晶率为80％～90％。
[0074]
需要说明的是，无方向性电磁钢板的重结晶率可以通过以下的顺序来确定。首先，将从无方向性电磁钢板采取的试样的板厚研磨到1/2，将其研磨面以电子背散射衍射(ebsd：electron back scattering diffraction)法进行观察。而后将满足以下的(a)、(b)中任一条件的粒子判定为未重结晶部分，通过未重结晶率＝未重结晶部分的面积/观察视野整体的面积来计算。
[0075]
(a)晶粒的平均粒径超过300μm的粒子。
[0076]
(b)晶粒的纵横比满足(轧制方向的长度)/(距轧制方向90度方向上的长度)＞2的粒子。另外，观察观察视野为8mm2以上的范围。
[0077]
接着，就本实施方式的无方向性电磁钢板的厚度进行说明。本实施方式的无方向性电磁钢板的厚度在0.50mm以下。若厚度超过0.50mm，则无法获得优秀的高频铁损。由此，使厚度在0.50mm以下。另外，从使制造更容易的观点来看，本实施方式的无方向性电磁钢板的厚度更优选为0.10mm以上。
[0078]
另外，本实施方式的无方向性电磁钢板也可以进一步具有整体上对于所有方向能够获得高磁通密度的应变的分布。例如，将观察任意截面时{100}取向晶粒的面积率记为sac、{110}取向晶粒的面积率记为sag、从kam(kernel average misorientation：核平均取向差)值高的一侧到20％的区域内的{100}取向晶粒的面积率记为sbc、同区域中的{110}取向晶粒的面积率记为sbg时，优选为sac＞sbc＞sag＞sbg。{100}晶粒(或{110}晶粒)为被定义在从作为对象的结晶取向到裕度(tolerance)10
°
以内的晶粒。需要说明的是，{100}晶粒(或{110}晶粒等)和{100}取向晶粒(或{110}取向晶粒等)为相同含义。
[0079]
在此，为了求得所述关系，例如可以通过ebsd法求出以使钢板的板厚成为1/2的方式研磨后的材料的研磨面上晶粒的面积率。另外，kam值可以通过从ebsd的观察视野来计算出ipf(inverse pole figure：反极图)的方式求得。
[0080]
kam值表示在某测定点处的与同一晶粒内邻接的测定点间的取向差。在应变多的地方kam变高。通过提取出从像这样的kam高的一侧至20％的区域，能够仅提取出高应变区域。测定点是由任意的像素构成的区域。从kam高的一侧至20％的区域表示在将kam值的频度图变换为累积频度图而成的图表中，从kam高的一侧至20％的频度所占的区域。
[0081]
所述不等式的sac＞sag的关系表示，{100}取向晶粒占整体的比例比{110}取向晶粒占整体的比例大。在表皮光轧后的退火中，{100}取向晶粒和{110}取向晶粒这两者均变得容易成长。在此，由于在全周平均的磁特性上{100}取向晶粒比{110}取向晶粒更优秀，因此优选使{100}取向晶粒更多。在高应变区域中，sbc＞sbg的关系也是这样。
[0082]
其次sac＞sbc的关系表示在{100}取向晶粒处应变多的区域相对较少。已知在表
皮光轧后的退火中，应变少的晶粒蚕食应变多的晶粒。由此，该不等式表示{100}取向晶粒会变得更容易成长。另外，kam值为通过ebsd法测定的值，应变多的地方的kam值比其周围更高。sag＞sbg的关系也是这样。
[0083]
其次，就本实施方式的无方向性电磁钢板的磁特性进行说明。在调查磁特性时，对本实施方式的无方向性电磁钢板进一步以800℃下2小时的条件实施退火，而后测定磁通密度。本实施方式的无方向性电磁钢板在与轧制方向所成角度中较小一方的角度为45
°
的2个方向上磁特性最优。一方面，与轧制方向所成角度为0
°
、90
°
的2个方向上磁特性最差。在此，该“45
°”
为理论上的值，在实际制造时存在难以与45
°
一致的情况。由此，如果理论上磁特性最优的方向为与轧制方向所成角度中较小一方的角度是45
°
的2个方向，则在实际的无方向性电磁钢板中，该45
°
包含不(严格地)与45
°
一致的情况。这一点，在该“0
°”
、“90
°”
中也相同。
[0084]
另外，理论上磁特性最优的2个方向的磁特性相同，但在实际制造时存在难以使这2个方向的磁特性相同的情况。由此，如果在理论上磁特性最优的2个方向上的磁特性相同，则该“相同”包含不(严格地)相同的情况。这一点在磁特性最差的2个方向上的情况下也相同。需要说明的是，以上的角度是将顺时针或逆时针中任一方向的角度均假定为具有正值而表述的角度。在将顺时针方向记为负方向、逆时针方向记为正方向的情况下，与所述轧制方向所成角度中较小一方的角度为45
°
的2个方向变为与所述轧制方向所成角度中绝对值较小一方的角度为45
°
、－45
°
的2个方向。另外，与所述轧制方向所成角度中较小一方的角度为45
°
的2个方向也可以表述为与轧制方向所成角度为45
°
、135
°
的2个方向。
[0085]
测定本实施方式的无方向性电磁钢板的磁通密度时，相对于轧制方向为45
°
方向上的磁通密度b50(相当于b50d1及b50d2)在1.75t以上。需要说明的是，在本实施方式的无方向性电磁钢板，虽在相对于轧制方向为45
°
方向上的磁通密度高，但全周平均(全方向平均)中也能得到高磁通密度。
[0086]
在本实施方式的无方向性电磁钢板中，若将在800℃退火2小时后的轧制方向上的磁通密度b50的值记为b50l、从轧制方向倾斜45
°
的方向上的磁通密度b50的值记为b50d1、从轧制方向倾斜90
°
的方向上的磁通密度b50的值记为b50c、从轧制方向倾斜135
°
方向上的磁通密度b50的值记为b50d2，则能够发现b50d1及b50d2为最高、b50l及b50c为最低磁通密度的各向异性。
[0087]
于此，在考虑例如以顺时针(逆时针亦可)的方向为正方向的磁通密度在所有取向上的(0
°
～360
°
)分布的情况下，若以轧制方向为0
°
(一个方向)及180
°
(另一方向)，则b50d1为45
°
及225
°
上的磁通密度b50的值，b50d2为135
°
及315
°
上的磁通密度b50的值。同样地，b50l为0
°
及180
°
上的磁通密度b50的值，b50c为90
°
及270
°
上的磁通密度b50的值。45
°
上的磁通密度b50的值与225
°
上的磁通密度b50的值严格一致，135
°
上的磁通密度b50的值与315
°
上的磁通密度b50的值严格一致。然而，由于b50d1和b50d2在实际制造时存在难以使磁特性相同的情况，因此存在不严格一致的情形。相同地，0
°
上的磁通密度b50的值和180
°
上的磁通密度b50的值严格一致，90
°
上磁通密度b50的值和270
°
上的磁通密度b50的值严格一致，但另一方面b50l和b50c存在不严格一致的情况。在制造出的无方向性电磁钢板中，无法区分其轧制方向的一个方向与另一个方向(与轧制方向完全相反的方向)。因此，在本实施方式中，轧制方向是指其中一个方向和另外一个方向这两个方向。
[0088]
在本实施方式的无方向性电磁钢板中，更优选为使用b50d1和b50d2的平均值、以及b50l和b50c的平均值满足以下的(2)式。
[0089]
(b50d1 b50d2)/2＞(b50l b50c)/2
…
(2)
[0090]
通过具有像这样的高度各向异性的磁通密度，从而具有适用于分割铁芯型的电动机材料这样的优点。
[0091]
另外，本实施方式的无方向性电磁钢板通过满足以下(3)式，从而能够更优选地用作分割铁芯型的电动机材料。
[0092]
(b50d1 b50d2)/2＞1.1
×
(b50l b50c)/2
…
(3)
[0093]
磁通密度的测定可以从相对于轧制方向为45
°
、0
°
等方向切出55mm见方的试样，使用单板磁性测定装置进行。
[0094]
接下来，就本实施方式的无方向性电磁钢板的制造方法的一种示例进行说明。在本实施方式中，就热轧、冷轧、中间退火、表皮光轧等进行说明。
[0095]
首先，加热上述钢材，进行热轧。钢材是例如通过常规的连续铸造制造出的钢坯。热轧的粗轧和精轧在γ域(ar1温度以上)的温度下进行。即优选为以通过精轧的最终道次时的温度(精加工温度)在ar1温度以上的方式进行热轧。由此，通过这之后的冷却从奥氏体向铁素体相变，以此使结晶组织微细化。在结晶组织微细化的状态下实施后续的冷轧时，容易发生膨胀，从而能够使一般难以成长的{100}晶粒更易成长。需要说明的是，在本实施方式中，ar1温度是根据以1℃/秒的平均冷却速度冷却的冷却中的钢材(钢板)的热膨胀变化而求得。另外，在本实施方式中，ac1温度是根据以1℃/秒的平均加热速度加热的加热中的钢材(钢板)的热膨胀变化而求得。
[0096]
随后，在不进行热轧板退火的情况下进行卷取。卷取时的温度优选为250℃以上600℃以下。通过使热轧后的热轧钢板在250℃以上600℃以下进行卷取，得到能够使冷轧前的结晶组织微细化、能够在膨胀时使磁特性优异的{100}取向富化这样的效果。卷取时的温度更优选为400℃～500℃，进一步优选为400℃～480℃。
[0097]
之后，经过酸洗，对热轧钢板进行冷轧。冷轧时优选使压下率为80％～92％。需要说明的是，虽然压下率越高通过随后的膨胀{100}晶粒越容易成长，但热轧钢板的卷取会越发困难，且操作难度也容易变高。
[0098]
冷轧完成后，接下来进行中间退火。在本实施方式中，通过控制中间退火的温度低于ac1温度，来使重结晶率达到1％～99％。需要说明的是，若中间退火的温度过低，则会出现不生成重结晶且不发生膨胀的情况，因此会存在{100}晶粒无法充分生长，磁通密度无法变高的情况。由此，中间退火的温度优选为600℃以上。另外，若中间退火的温度在ac1温度以上，铁素体的重结晶率虽会接近100％，但从磁特性的角度来看，由于具有希望发育的{100}结晶取向以外的结晶取向的重结晶晶粒的存在比率会变高，所以磁通密度无法变高。通过进行中间退火而产生膨胀，{100}晶粒会更容易成长，但在本实施方式中，进一步通过使未重结晶和重结晶混合存在，从而能够使{100}晶粒进一步成长。另外，中间退火的时间优选为5～60秒。
[0099]
重结晶率在中间退火后的时刻为50％以上，从最终退火或去应力退火后{100}取向晶粒更容易进一步成长的观点出发为优选。
[0100]
中间退火完成后，接着进行表皮光轧。如上所述若在膨胀发生的状态下进行轧制，
则{100}晶粒以发生了膨胀的部分为起点进一步成长。表皮光轧的压下率优选为5％～25％，从获得高各向异性的磁通密度的角度来看，表皮光轧的压下率更优选为5％～15％。
[0101]
需要说明的是，在无方向性电磁钢板中，在设为具有所述的应变分布的情况下，将冷轧的压下率(％)记为rm、表皮光轧时的压下率(％)记为rs时，优选为以满足86＜rm 0.2
×
rs＜92、且5＜rs＜20的方式调整冷轧及表皮光轧的压下率。
[0102]
在实际的电动机铁芯等产品的制造工序中，为了制成所需的钢铁部件，进行无方向性电磁钢板的成形加工等。进而，为了除去由无方向性电磁钢板构成的钢铁部件中由于成形加工等(例如冲裁)引起的应变等，存在对钢铁部件施行去应力退火的情况。在对本实施方式的无方向性电磁钢板施行去应力退火的情况下，优选为使去应力退火的温度为例如800℃的程度、去应力退火时间为2小时的程度。
[0103]
通过以上的方式能够制造本实施方式的无方向性电磁钢板。
[0104]
由本实施方式的无方向性电磁钢板构成的钢铁部件被适用于例如旋转电机的铁芯(电动机铁芯)。在此情况下，通过从本实施方式的无方向性电磁钢板切取各个平板状薄板，并适当层叠这些平板状薄板，从而制作被用于旋转电机的铁芯。该铁芯由于应用了具有优秀磁特性的无方向性电磁钢板而将铁损抑制得较低，实现具有优秀扭矩的旋转电机。由本实施方式的无方向性电磁钢板构成的钢铁部件也能够适用于旋转电机的铁芯以外的产品，例如线性电动机或静止机(电抗器或变压器)等的铁芯。
[0105]
实施例
[0106]
接下来，关于本发明的实施方式的无方向性电磁钢板，展示实施例并进行具体说明。如下所示的实施例仅是本发明的实施方式的无方向性电磁钢板的一种示例，本发明的无方向性电磁钢板并不局限于下述示例。
[0107]
(第1实施例)
[0108]
通过铸造钢液，制造如以下表1所示的成分的铸锭。其后，对制造出的铸锭加热至1150℃进行热轧，轧制至板厚达2.5mm。接着，在精轧完成后用水冷却，卷取热轧钢板。此时在精轧的最终道次阶段的温度(精加工温度)为830℃，均为比ar1温度更高的温度。需要说明的是，关于未发生γ－α相变的no.108，精加工温度为850℃。此外，卷取时的卷取温度为500℃。于此，表中的“式左边”表示所述(1)式左边的值。
[0109]
接着，在热轧钢板上通过酸洗除去氧化皮膜，冷轧直至变为目标板厚的1.1倍(0.110～0.550mm)。而后，在无氧环境中进行30秒中间退火，为了分别达到表1所示的重结晶率，控制中间退火的温度在550～800℃的范围。随后，进行第二次冷轧(表皮光轧)直至达到目标板厚(0.10～0.50mm)。但是，在no.117中，通过冷轧使厚度达0.360mm，且在中间退火后进行第二次冷轧至其厚度达0.35mm。
[0110]
接下来，为了调查磁特性而在第2次冷轧(表皮光轧)后在800℃下进行2小时的去应力退火，测定磁通密度b50。测定试样是在轧制方向上沿0
°
和45
°
的2个方向采取的55mm见方的试样。而后，测定这2种试样的磁通密度b50，将相对于轧制方向倾斜45
°
的方向上的磁通密度b50的值作为b50d1，相对于轧制方向倾斜135
°
的方向上的磁通密度b50的值作为b50d2，轧制方向上的磁通密度b50的值作为b50l，相对于轧制方向倾斜90
°
的方向上的磁通密度b50的值作为b50c。另外，将b50d1、b50d2、b50l、b50c的平均值作为磁通密度b50的全周平均。这些条件及测定结果如表1和表2所示。
[0111]
表1
[0112][0113]
表2
[0114][0115]
表1和表2中的下划线表示脱离本发明的范围的条件。发明例no.101～no.107、no.109～no.111、no.114～no.119均在45
°
方向及全周平均上磁通密度b50均良好。另一方面，比较例no.108的si浓度高，且式左边的值在0以下，是不发生α－γ相变的组成，故磁通密度b50均很低。由于比较例no.112的中间退火的温度比其他示例的低，所以重结晶率为0，故磁通密度b50均很低。由于比较例no.113相反地重结晶率为100，因此已经超出了本发明的范围，磁通密度b50均很低。no.117虽磁特性良好，但由于变更了表皮光轧时的压下率，因此不满足(3)式。
[0116]
(第2实施例)
[0117]
通过铸造钢液，制造如以下表3所示成分的铸锭。其后，对制造出的铸锭加热至1150℃进行热轧，轧制至板厚达2.5mm。接着，在精轧完成后用水冷却，卷取热轧钢板。此时在精轧的最终道次的阶段的精加工温度为830℃，均为比ar1温度高的温度。此外，使卷取时的卷取温度为500℃。
[0118]
接着，对热轧钢板进行酸洗除去氧化皮膜，在85％的压下率下冷轧至板厚达0.385mm。而后，在无氧环境中进行30秒钟的中间退火，控制中间退火的温度以使重结晶率达85％。随后，在9％的压下率下进行第二次冷轧(表皮光轧)直至板厚达0.35mm。但是，在no.215中，通过冷轧使厚度达0.360mm，且在中间退火后进行第二次冷轧至其厚度达0.35mm。
[0119]
接下来，为了调查磁特性，在第二次冷轧(表皮光轧)后在800℃下进行2小时去应
力退火，与第1实施例相同地，测定各方向的磁通密度b50以及铁损w10/400。以与第1实施例相同的顺序测定磁通密度b50。另一方面，铁损w10/400作为在施加400hz的交流磁场使最大磁通密度达1.0t时，试样所产生的全周平均的能量损耗(w/kg)而测定。这些条件及结果如表3及表4所示。
[0120]
表3
[0121]
[0122]
表4
[0123][0124]
no.201～no.217为所有的发明例，其磁特性均良好。可以认为通过调整无方向性电磁钢板的成分，得到了这样的结果。no.215虽磁特性良好，但由于变更了表皮光轧时的压下率，因此不满足(3)式。
[0125]
(第3实施例)
[0126]
通过铸造钢液，制造如以下表5所示成分的铸锭。其后，对制造出的铸锭加热至1150℃进行热轧，轧制至板厚达2.5mm。接着，在精轧完成后用水冷却，卷取热轧钢板。此时
在精轧的最终道次阶段的精加工温度为830℃，均为比ar1温度高的温度。另外，以如表6所示的各自的卷取温度进行卷取。
[0127]
其次，通过对热轧钢板进行酸洗除去氧化皮膜，在85％的压下率下冷轧至板厚达0.385mm。而后，在无氧环境中进行30秒钟的中间退火，控制中间退火的温度使重结晶率达85％。随后，在9％的压下率下进行第二次冷轧(表皮光轧)直至板厚达0.35mm。
[0128]
接下来，为了调查磁特性，在第二次的冷轧(表皮光轧)后在800℃下进行2小时去应力退火，测定磁通密度b50及铁损w10/400。以与第1实施例相同的顺序测定各方向上的磁通密度b50。另一方面，铁损w10/400作为在施加400hz的交流磁场使最大磁通密度达1.0t时，试样所产生的全周平均的能量损耗(w/kg)而测定。这些条件及结果如表5及表6所示。
[0129]
表5
[0130][0131]
表6
[0132][0133]
表6下划线表示超出本发明范围的条件。发明例no.301、no.302、no.304、no.305、no.307、no.308、no.310、no.311、no.313、no.314、no.316、no.317、no.319、no.322均在45
°
方向及全周平均上的磁通密度b50均良好。另一方面，在比较例no.303、no.306、no.309、no.312、no.315、no.318、no.320、no.321、no.323、no.324中，由于卷取温度超出了最适宜的范围，故磁通密度b50均很低，且都不足1.75t。
[0134]
由以上的实施例可知，本发明的无方向性电磁钢板通过对化学组成、热轧条件、冷轧条件、退火条件及重结晶率的适当控制，从而具有在全周平均(全方向平均)上优秀的磁特性。
[0135]
工业可利用性
[0136]
依据本发明，能够提供能够在全周平均(全方向平均)上得到优秀磁特性的无方向性电磁钢板，因此在在工业上极具价值。