无取向性电磁钢板的制造方法与流程

本发明涉及无取向性电磁钢板的制造方法。

背景技术：

近年来，正在推进考虑了地球环境保护的节能化，对于电气设备而言，志在高效率化、小型化。因此，对于作为电气设备的铁芯材料而被广泛使用的无取向性电磁钢板，强烈期望高磁通密度化、低铁损化。

为了提高无取向性电磁钢板的磁通密度，改善制品板的织构、即减少{111}取向晶粒以及使{110}取向晶粒、{100}取向晶粒增加是有效的。因此，在无取向性电磁钢板的制造中，通常实施增大冷轧前的结晶粒径或者使冷轧压下率最优化来提高磁通密度的方法。

作为控制织构的其它方法，可以列举提高再结晶退火的加热速度。这是尤其在取向性电磁钢板的制造中经常使用的方法，已知如果提高脱碳退火(一次再结晶退火)的加热速度，则脱碳退火板的{110}取向晶粒增加，二次再结晶组织微细化，铁损得以改善(例如专利文献1)。

同样，对于无取向性电磁钢板而言，也提出了通过提高最终退火(一次再结晶退火)的加热速度而使织构变化、提高磁通密度的技术(例如专利文献2～5)。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开平1-290716号公报

专利文献2：日本特开平2-11728号公报

专利文献3：日本特开2011-256437号公报

专利文献4：日本特开2012-132070号公报

专利文献5：日本特开2017-106073号公报

技术实现要素：

发明所要解决的问题

上述专利文献1的技术是涉及取向性电磁钢板的技术，不能将该技术直接应用于无取向性电磁钢板。

另外，发明人使用感应加热方式对专利文献2中提出的技术进行了研究，结果发现不能得到稳定的磁通密度提高效果。在专利文献2的实施例中没有使用感应加热方式，认为没有认识到这样的问题。

专利文献3是使用了感应加热方式的技术，但发明人进行研究的结果是，仍然没有得到稳定的磁通密度提高效果。需要说明的是，在该方法中，进行快速加热后需要冷却、再加热，因此还存在设备成本变高的问题。

在专利文献4的实施例中使用了利用通电加热的快速加热，但通电加热方式存在如下问题：容易在导电辊与钢板之间产生火花而产生表面缺陷等，难以用于无取向性电磁钢板的最终退火。

专利文献5是通过感应加热与辐射加热的组合来进行加热的发明，但发明人的研究结果发现，在最终冷轧前的再结晶率低的情况下，有时得不到磁通密度效果。

本发明有利地解决上述问题，其目的在于提供如下无取向性电磁钢板的制造方法，其在无取向性电磁钢板的最终退火时，通过有效利用感应加热和辐射加热，能够实现磁通密度的稳定提高。

用于解决问题的方法

即，本发明的主旨构成如下所述。

1.一种无取向性电磁钢板的制造方法，其中，将以质量％计含有c：0.0050％以下、p：0.2％以下、si：4.0％以下、mn：3.0％以下、al：2.0％以下、s：0.0050％以下、n：0.0050％以下、o：0.010％以下、ti：0.0030％以下和nb：0.0010％以下、余量由fe和不可避免的杂质构成的钢坯进行热轧，接着进行热轧板退火或不进行热轧板退火，进行一次冷轧或夹着中间退火的两次以上的冷轧，然后进行最终退火，该制造方法的特征在于，

将最终冷轧前的材料的再结晶率设定为小于80％，将该材料的1/4层中的{100}<011>强度设定为8以下，并且在最终退火中将600～720℃的平均加热速度设定为50℃/s以上、将720～760℃的平均加热速度设定为5℃/s以上。

2.如上述1所述的无取向性电磁钢板的制造方法，其特征在于，将上述钢坯的钢坯加热温度下的γ相率设定为30％以上，并且在上述热轧中的粗轧中进行至少一次反向轧制。

3.如上述1或2所述的无取向性电磁钢板的制造方法，其特征在于，将上述钢坯的钢坯加热温度下的γ相率设定为30％以上，并且在从上述热轧的开始起到结束为止的期间进行使材料温度升高20℃以上的再加热处理。

4.如上述1～3中任一项所述的无取向性电磁钢板的制造方法，其特征在于，作为上述钢坯，使用以质量％计还含有各自为0.005％以上且0.20％以下的sn和/或sb的钢坯。

5.如上述1～4中任一项所述的无取向性电磁钢板的制造方法，其特征在于，作为上述钢坯，使用以质量％计还含有选自ca：0.0005％以上且0.010％以下、mg：0.0001％以上且0.0050％以下和rem：0.001％以上且0.020％以下中的一种或两种以上的钢坯。

发明效果

根据本发明，在无取向性电磁钢板的最终退火时，有效利用感应加热和辐射加热而在升温过程中以适当的平均加热速度对材料板进行加热，由此，即使在最终冷轧前的再结晶率低的情况下，也能够稳定地得到具有高磁通密度的制品板。

附图说明

图1是示出热轧板1/4层中的{100}<011>强度与最终退火板的磁通密度的关系的图。

图2是示出最终退火的720～760℃的温度范围内的升温速度与最终退火板的磁通密度的关系的图。

具体实施方式

以下，对导出本发明的实验结果进行说明。

将以质量％计含有c：0.0025％、p：0.01％、si：1.34％、mn：0.28％、al：0.26％、s：0.0014％、n：0.0021％、o：0.0025％、ti：0.0005％和nb：0.0001％、余量由不可避免的杂质构成的钢利用真空炉熔化，将所得到的钢块在1100℃下进行再加热后，在各种条件下进行热轧，在终轧温度为900℃的条件下制成终轧厚度为2.3mm的热轧板。所得到的热轧板的再结晶率为约20％，在板厚中心部残留有加工组织(未再结晶组织)。通过基于thermo-calc的计算和热轧板的热膨胀测定都确认到1100℃下的γ相率为100％。需要说明的是，α(铁素体)→γ(奥氏体)相变开始温度为1014℃。在此，α→γ相变开始温度是指将钢从室温起加热时产生γ相的温度(平衡温度)，通过使热轧的终轧温度低于该温度，最终道次的加工在α单相区进行。

接着，将所得到的热轧板进行酸洗，利用冷轧制成0.35mm后，进行均热温度为900℃、均热时间为10秒的最终退火。在此，最终退火通过使螺线管式感应加热炉和电炉(辐射加热炉)组合而成的实验炉来实施，气氛均设定为干燥氮气气氛。

从所得到的最终退火板沿着轧制方向和宽度方向分别裁取180mm×30mm的试验片，通过依据jisc2550-1(2011)的爱泼斯坦试验对磁特性进行评价。

其结果是，对于一部分样品，通过提高最终退火的升温速度而观察到磁通密度b50的提高，在磁通密度的提高效果观察到波动。

因此，接着对与材料的织构的关系进行了调查。

即，在图1中示出对热轧板1/4层中的{100}<011>强度与最终退火板的磁通密度的关系进行调查的结果。在此，使最终退火中的720～760℃的平均升温速度恒定为10℃/s，使600～720℃的平均升温速度如图示那样变化为20℃/s和200℃/s这两个条件。

如该图所示，可知：通过使热轧板的{100}<011>强度(随机强度比)为8以下，得到了由快速加热带来的磁通密度提高效果。

与此相对，认为以具有随机强度比大于8的高{100}<011>强度的热轧板作为初始取向的冷轧板难以发生再结晶，因此利用感应加热方式不能使材料充分地再结晶，得不到由快速加热带来的磁通密度提高效果。

为了降低热轧板的{100}<011>强度，应用热轧板退火、促进再结晶和晶粒生长是有效的。但是，高温、长时间的热轧板退火的应用中需要专用的设备，因此成本变高。为了在不使用高成本的工艺的情况下降低热轧板的{100}<011>强度，通过在提高钢坯加热时的γ相率的同时在热粗轧中进行反向轧制、在热轧的途中进行再加热处理等来促进热轧途中的再结晶是有效的。

需要说明的是，仅仅通过仅使用感应加热装置对钢板进行快速加热得不到磁通密度的提高效果。这是因为，感应加热在居里点附近加热效率急剧降低，因此只能到达不足以使本发明的材料再结晶的温度范围。为了得到磁通密度提高效果，需要继续通过辐射加热来提高升温速度。

将上述实验中得到的{100}<011>强度＝6.2的热轧板样品冷轧至0.35mm后，通过感应加热以150℃/s的速度从室温加热到720℃，继续通过辐射加热在720℃以上的温度范围内升温，进行均热温度为950℃、均热时间为20秒的最终退火。在此，使720～760℃的升温速度发生各种变化，760℃以后的升温速度恒定为15℃/s。

将所得到的最终退火板的磁通密度示于图2中。

由该图可知，为了得到磁通密度的提高效果，需要在最终退火的升温过程中将720～760℃的平均加热速度设定为5℃/s以上。即可知，720～760℃的温度范围是从感应加热转变为辐射加热的温度范围，平均加热速度倾向于降低，但该温度范围内的平均加热速度对磁特性带来很大影响。因此，为了使720～760℃的温度范围的平均加热速度达到5℃/s以上，需要使感应加热装置与辐射加热装置接近、与通常相比提高钢板的输送速度等调整操作条件。

接着，对在本发明中将钢坯的成分组成限定为上述范围的理由进行说明。需要说明的是，只要没有特别说明，关于成分的％表示是指质量％。

c：0.0050％以下

c是形成碳化物而使铁损劣化的元素。为了抑制制品的磁时效，c的上限设定为0.0050％。下限没有特别规定，从抑制脱碳成本的观点出发，优选设定为0.0001％。

p：0.2％以下

p是用于调整钢的强度的元素。虽然不是必须添加的，但为了得到本发明期望的强度，优选设定为0.03％以上。但是，含量超过0.2％时，钢发生脆化而难以轧制，因此p的上限设定为0.2％。

si：4.0％以下

si具有使钢的电阻率增加、降低铁损的效果。但是，含量超过4.0％时，难以轧制，因此，si的范围设定为4.0％以下。另外，si含量高时，磁通密度降低，因此，从高磁通密度化的观点出发，更优选的范围为3.0％以下。si超过2.5％时，用于使相变点保持在适当的温度范围的合金成本增加，因此，更优选的范围设定为2.5％以下。需要说明的是，对于下限没有特别规定，优选为1.0％。

mn：3.0％以下

mn具有使钢的电阻率增加、使铁损降低的效果。但是，含量超过3.0％时，由于碳氮化物的析出，反而铁损变差，因此，mn的范围设定为3.0％以下。另一方面，含量小于0.3％时，铁损降低效果弱，另外，为2.0％以上时，磁通密度的降低变得显著，并且用于使相变点保持在适当的温度范围的合金成本增加，因此，更优选的范围为0.3％以上且小于2.0％、进一步优选为0.3％以上且小于1.0％。

al：2.0％以下

al具有使钢的电阻率增加、使铁损降低的效果。为此，优选设定为0.1％以上。但是，含量超过2.0％时，难以轧制，因此，al量设定为2.0％以下。需要说明的是，在al含量为0.01～0.1％时，微细aln析出，铁损增加，因此，更优选的范围为0.01％以下或0.1％以上且2.0％以下。另外，al超过0.5％时，用于使相变点保持在适当的温度范围的合金成本增加，因此，更优选的范围为0.01％以下或0.1％以上且0.5％以下。

减少al时，织构得以改善，磁通密度提高，因此，在想要提高磁通密度的情况下，优选将al设定为0.01％以下。从提高磁通密度的观点出发，进一步优选的范围为0.003％以下。

s、n：0.0050％以下

s和n分别是使微细硫化物、氮化物增加、使铁损增加的元素。均是含量超过0.0050％时不良影响变得显著，因此将上限设定为0.0050％。

o：0.010％以下

o是使钢中的夹杂物增加、使铁损增加的元素。尤其是含量超过0.010％时，不良影响变得显著，因此将上限设定为0.010％。

ti：0.0030％以下、nb：0.0010％以下

ti和nb均是形成碳氮化物、使铁损增加的元素。分别超过0.0030％、0.0010％时，不良影响变得显著，因此，分别将上限设定为0.0030％、0.0010％。

在本发明中，还可以适当含有以下元素。

sn、sb：0.005％以上且0.20％以下

sn和sb各自具有改善再结晶织构、改善磁通密度、铁损的效果。为了得到该效果，各自需要添加0.005％以上，另一方面，两者均是即使添加超过0.20％，效果也饱和，因此，sn和sb的含量在单独添加或复合添加任一种情况下都设定为0.005％以上且0.20％以下。

ca：0.0005％以上且0.010％以下、mg：0.0001％以上且0.0050％以下、rem：0.001％以上且0.020％以下

ca、mg和rem具有形成稳定的硫化物、改善晶粒生长性的效果。为了得到该效果，分别需要添加0.0005％以上、0.0001％以上、0.001％以上。另一方面，分别添加超过0.010％、超过0.0050％、超过0.020％时，反而铁损劣化。因此，ca、mg和rem的含量分别设定为0.0005％以上且0.010％以下、0.0001％以上且0.0050％以下、0.001％以上且0.020％以下。

需要说明的是，在钢坯的成分组成中，上述说明的元素以外的余量设定为fe和不可避免的杂质。

接着，对本发明的钢板的制造方法进行说明。

首先，利用转炉等对进行了成分调整的钢水进行铸造，将得到的钢坯直接加热或者暂时冷却后再加热，进行热轧。对于上述热轧之前的钢坯的加热温度、热轧的终轧温度、卷取温度等没有特别限定，从确保磁特性和生产率的观点出发，优选钢坯加热温度设定为1000～1200℃、热轧的终轧温度设定为700～900℃、卷取温度设定为400～700℃的范围。

热轧后可以根据需要进行热轧板退火，在本发明的制造方法中，将最终冷轧前的材料的再结晶率规定为小于80％、优选小于50％。其理由是因为，在再结晶充分进行的材料中，再结晶随机化，即使不使用本发明的制造方法，{100}<011>强度也降低。因此，本发明在不能应用高温、长时间的热轧板退火的情况下等使用设备能力不足的制造线时是有效的。

在此，本发明中的“最终冷轧前的材料”是指即将被供于最后一次冷轧之前的阶段的材料板。即，在本发明的制造方法只进行一次冷轧的情况下(一次冷轧法)、不进行热轧板退火的情况下是指热轧板，在进行热轧板退火的情况下是指热轧退火板。另外，在本发明的制造方法进行两次以上冷轧的情况下，是指即将被供于最后一次冷轧之前的阶段的中间退火板。

最终冷轧前的材料的再结晶率在与该材料的宽度方向垂直的截面(与轧制方向平行的截面、即由轧制方向和板厚方向构成的面)进行测定。从宽度方向中央部裁取包含上述截面的样品并进行埋入、研磨后，通过利用硝酸乙醇溶液等的腐蚀使显微组织显现，利用光学显微镜进行观察。再结晶晶粒和未再结晶晶粒可以从组织照片容易地判别。在本发明中，将包含板厚方向整个区域(即，板厚方向的一边的长度为板厚全长)的测定面积20mm²的截面组织中的再结晶晶粒的面积率定义为再结晶率(％)。

另外，在本发明的制造方法中，将最终冷轧前的材料的板厚1/4层中的{100}<011>强度(随机强度比)设定为8以下。上述{100}<011>强度(随机强度比)是根据x射线衍射法的测定数据计算的晶体取向分布函数(odf：orientationdistributionfunction)的强度比(材料样品的{100}<011>/随机试样的{100}<011>强度比)。在本发明中，设定为测定样品数n＝3的平均值。

供于x射线衍射的样品如下制作：从宽度方向中央部裁取供试片，沿板厚方向从表层起研磨到1/4层而减厚后，利用10％硝酸蚀刻30秒钟，由此来制作。将制作的样品的该1/4层面作为测定对象，通过x射线舒尔茨(schultz)法对(110)、(200)、(211)面进行测定，根据测定的数据进行odf解析，求出{100}<011>取向的强度。解析中使用resmat公司的软件textools，通过adc(arbitrarilydefindcell)法算出。关于相对于随机强度的{100}<011>取向的强度比，以邦格(bunge)的欧拉角计设定为(φ1、φ、φ2)＝(0、0、45)。

为了降低上述{100}<011>强度，在将钢坯的钢坯加热温度下的γ相率、即被加热并供于热轧的钢坯的γ相率设定为30％以上的基础上，在粗轧中进行一次以上的反向轧制是有效的。

“钢坯加热温度”是指在热轧开始前对钢坯进行加热的温度，具体而言，是指将铸造后的钢坯直接进一步进行加热的温度或者将铸造后暂时冷却的钢坯进行再加热的温度。即，钢坯加热温度也是热轧的粗轧开始温度。

钢坯的钢坯加热温度下的γ相率的测定方法如下所述。将供试材料在钢坯加热温度±5℃下保持30分钟后，以100℃/s以上的冷却速度冷却至100℃以下。从宽度方向中央部裁取包含与该供试材料的宽度方向垂直的截面(与轧制方向平行的截面、即由轧制方向和板厚方向构成的面)的样品并进行埋入、研磨后，利用电子探针显微分析仪(epma)进行元素分布测定。在钢坯加热温度下曾经为γ晶粒的区域(原γ晶粒区域)可以根据奥氏体形成元素(c、mn)高、铁素体形成元素(si、al、p)低来判别。在本发明中，将包括板厚方向整个区域(即，板厚方向的一边的长度为板厚全长)的测定面积20mm²的截面组织中的原γ晶粒区域的面积率定义为γ相率(％)。

另外，为了降低最终冷轧前的材料的1/4层中的{100}<011>强度，在从热轧开始起到热轧结束为止的期间升温20℃以上的再加热处理也是有效的。再加热处理引起的温度上升幅度的上限值没有特别规定，但为了抑制设备成本，优选设定为100℃以下。

对于降低上述{100}<011>强度有效的上述处理可以单独进行一者，也可以组合进行两者。

这些处理均促进热轧途中的高温区域中的再结晶，由此，即使结果得到的热轧板的再结晶率低，也能够降低{100}<011>强度。这是因为，仅在高温区域进行再结晶，在低温区域难以进行再结晶。即，如果在高温区域促进再结晶而能够降低{100}<011>强度，则在低温区域中不一定需要促进再结晶。

如此，通过将热轧板1/4层中的{100}<011>强度(随机强度比)设定为8以下，可以得到最终退火中的快速加热所带来的磁通密度提高效果。上述{100}<011>强度的优选范围为6以下。下限值没有特别规定，但为了使上述{100}<011>强度小于1，需要反复进行由再结晶引起的组织的随机化，因此，上述{100}<011>强度优选设定为1以上。

需要说明的是，作为使钢坯加热温度下的钢坯的γ相率为30％以上的方法，考虑了si量、al量的增加、mn的减量、钢坯加热温度的优化等。另外，热轧的终轧温度(最终道次的出口侧温度)优选设定为α单相区。将上述终轧温度设定为α-γ双相区或γ单相区时，热轧板的组织微细化，制品板的磁通密度降低。

需要说明的是，钢坯加热温度下的γ相率越高越优选，但α→γ相变开始温度变得过低时，难以在α相区进行热精轧、最终退火。因此，α→γ相变温度优选设定为900℃以上。

接在热轧之后，可以任选地进行热轧板退火。

对于热轧板退火的均热温度、均热时间没有特别限定，但为了抑制退火成本，优选将均热温度设定为700～900℃、将均热时间设定为1～180秒。

接在热轧或者热轧板退火之后，通过一次冷轧或夹着中间退火的两次以上的冷轧制成规定的板厚，然后进行最终退火。

需要说明的是，对于冷轧、中间退火，按照常规方法进行即可。

在本发明中，优选组合感应加热和辐射加热以两个阶段实施最终退火中的加热。

感应加热可以使用螺线管方式、横向方式中的任一者或两者的组合。螺线管方式具有加热效率高、温度的均匀性优良这样的优点，另一方面，横向方式具有即使在原材料的居里点以上也能够得到比较高的加热速度这样的优点。从设备成本的观点出发，优选使用螺线管方式。

另一方面，在本发明中，“辐射加热”是指通过来自辐射管、电加热器等温度比钢板高的发热体的辐射来加热钢板的方式。

对最终退火的升温过程中的加热进行说明。

感应加热在最终退火的升温过程的前段使用。为了得到本发明的期望的效果，需要将600～720℃的平均升温速度设定为50℃/s以上。更优选的平均升温速度为100℃/s以上。600～720℃的平均升温速度的上限没有特别限定，优选为约300℃/s。

但是，感应加热在居里点附近加热效率降低，因此，如果不继续迅速开始升温过程的后段的辐射加热来促进再结晶，则得不到磁通密度提高效果。即，除了上述600～720℃的快速加热以外，通过使720～760℃的平均升温速度为5℃/s以上，可以得到磁通密度提高效果。优选为10℃/s以上。另一方面，720～760℃的平均升温速度的上限优选为约30℃/s。

需要说明的是，从促进再结晶的观点出发，优选在从感应加热结束到辐射加热开始的期间不使钢板温度降低到700℃以下。

低于600℃的温度范围的平均升温速度没有特别规定，从生产率的观点出发，优选设定为1℃/s以上。可以分开地设置两个以上感应加热炉，另外，为了削减感应加热的设备成本，可以在进行感应加热前利用辐射炉对钢板进行预热。

优选最终退火的均热温度设定为800～1100℃、均热时间设定为1～180秒。在最终退火的均热温度低于800℃的情况下，晶粒生长不充分，另外，超过1100℃时，粒径变得过大，反而铁损增加。均热时间小于1秒时，特性不稳定，超过180秒时，退火线过长，经济上变得不利。

另外，最终退火的退火气氛优选设定为非氧化性气氛或还原性气氛，例如，优选为干燥氮气气氛或气氛氧化性(ph2o/ph2)为0.1以下的氢氮混合气氛。

此外，最终退火后，可以根据需要施加绝缘涂层，制成制品板。上述绝缘涂层可以根据目的来使用公知的有机、无机、有机/无机混合涂层中的任一种。

实施例

将包含表1所示的成分组成和α→γ相变点的钢坯在1100℃下加热30分钟后，进行热轧直至2.2mm的板厚。在此，热轧的终轧温度设定为800℃、卷取温度设定为550℃。另外，对于一部分材料，在粗轧的第二道次实施反向轧制、或者在精轧前实施利用感应加热装置(板带加热器)的再加热处理。

接着，进行均热时间为30s的热轧板退火或者不进行上述热轧板退火，通过酸洗除去氧化皮后，通过一次冷轧法进行冷轧直至0.35mm的板厚。将热轧板(进行热轧板退火的情况下为热轧退火板)的再结晶率和1/4层中的{100}<011>强度一并示于表2中。

然后，利用使螺线管式的感应加热炉和基于电加热器的辐射加热炉组合而成的连续退火设备实施最终退火。调节感应加热装置的输出、生产线速度、辐射加热炉各区的炉温，调整加热模式。将各温度范围内的平均升温速度示于表2中。在此，在760℃以上的温度范围，恒定为20℃/s。

需要说明的是，感应加热炉的气氛设定为干燥氮气，在随后的辐射加热炉中设定为h2:n2＝20:80、露点：-40℃(ph2o/ph2＝0.001)的气氛，进行均热时间为15s的退火。然后，施加绝缘涂层，制成制品板。

从这样得到的制品板沿着轧制方向和宽度方向分别裁取280mm×30mm的试验片，利用依据jisc2550-1(2011)的爱泼斯坦试验进行磁测定。

将所得到的结果一并示于表2中。

需要说明的是，表中的下划线表示在本发明的范围外。

关于制品板的磁特性，例如，如si含量相对较低时磁通密度的值相对变高那样，受到si含量的影响。因此，磁测定的结果是在以具有相同成分组成的钢坯或si含量相近的钢坯作为起始原料的制造例之间相对地进行评价。具体而言，分别分组为：以钢坯a作为起始原料的制造例1～3；以钢坯b作为起始原料的制造例4～5和以si含量与b相近的钢坯g作为起始原料的制造例25；以钢坯c作为起始原料的制造例7～18以及以si含量与c相近的钢坯f或h作为起始原料的制造例21～22和26；以钢坯d作为起始原料的制造例19～20以及以si含量与d相近的钢坯i、j或k作为起始原料的制造例27～29；以钢坯e作为起始原料的制造例21～22，在各组内对磁测定的结果相对地进行评价。

如表2所示，在全部组中，满足本发明的要件的发明例均得到了具有与不满足一个以上要件的比较例相比更优良的(高的)磁通密度b50和更低的铁损w15/50的制品板。