无方向性电磁钢板以及其制造方法与流程

本发明涉及高频铁损低的无方向性电磁钢板以及以高生产率生产该无方向性电磁钢板的制造方法。更详细来说，本发明涉及对于要求高能效、小尺寸和高输出的电气设备的铁心原材料来说适合的无方向性电磁钢板以及其制造方法。作为这样的电气设备，例如可以列举出：空气调节器的压缩机电机、混合动力汽车、电动汽车、燃料电池汽车所搭载的驱动电机、双轮车和家庭用热电联供系统所搭载的小型发电机等。

本申请基于2015年3月17日在日本申请的特愿2015-053095号主张优先权，将其内容援引至此。

背景技术：

近年来，为了解决地球环境问题，正在要求更小型并且输出更高、能效更高的电气设备。因此，对于电气设备的铁心所使用的无方向性电磁钢板(钢板)正在强烈要求低铁损和高磁通密度这两方面。

特别是，就混合动力汽车、电动汽车的驱动电机来说，为了对与小型化相伴的扭矩降低进行补偿而增加了驱动电机的旋转速度。在增加旋转速度的情况下，对钢板施加的磁场的频率增加而铁损增加。因此，对于钢板要求降低高频率下的铁损(高频铁损)。作为降低高频铁损的方法，采用了降低板厚、增大电阻率、降低杂质元素。例如，专利文献1～5是通过增加钢板中的si、al等合金元素的含量来提高了钢板的电阻率。

然而，在向钢大量添加si和al的情况下，制造钢板时容易产生裂纹、断裂而使生产率、成品率降低。为了防止该生产率、成品率的降低，减少钢中的si和al的量来使钢的硬度降低是有效的。另一方面，为了进一步减小铁损，需要增加钢中的si和al的量使增加电阻率。al给每单位质量的电阻率增加带来的效果与si几乎是同等的，但al给每单位质量的硬度上升带来的效果为si的约1/3～1/2。因此，作为对于在尽量不使生产率变差的情况下降低铁损来说有效的元素，使用了al。即，通过进一步增加钢中的al含量，使铁损进一步降低。通过这种方式，可以预料到为了增加电阻率而会使得合金元素的含量进一步增加，因此需要进一步改善生产率。

例如，专利文献1公开了对由以质量％计含有1.5％～3.5％的si、0.6％～3.0％的al并且(al/(si+al))满足0.3～0.5的钢制得的热轧退火板的平均晶体粒径和维氏硬度进行控制的方法。另外，专利文献1公开了：通过该方法使热轧退火板的耐断裂性得到提高，能够在不损害生产率的情况下提供高频铁损低的无方向性电磁钢板。即，专利文献1所公开的方法与专利文献2～5所公开的方法不同，对al含量与si含量和al含量的总计的比率进行了调整。

然而，在该al含量的比率为一定值以上的情况下，会使得高频铁损会增加。这据认为是由于下述原因：在al含量的比率增加的同时磁致伸缩增加，该磁致伸缩使得磁滞损耗增加。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开2007-247047号公报

专利文献2：日本特开2005-200756号公报

专利文献3：日本特开2003-253404号公报

专利文献4：日本特开2013-44010号公报

专利文献5：日本特开2014-210978号公报

技术实现要素：

发明所要解决的问题

本发明是鉴于上述问题而完成的，其目的在于：就算进一步增加al含量的比率至迄今为止由增加磁滞损耗而使高频铁损增加的范围(超过某个上限的范围)，也能够以高生产率提供高频铁损低的无方向性电磁钢板。

用于解决问题的手段

为了解决上述问题，本申请的发明者们对向含有规定量的al的钢添加各种化学元素时的铁损、特别是磁滞损耗的变化进行了深入研究。其结果是，发现了：就算增加钢中的al含量的比率至迄今为止由增加磁滞损耗而使高频铁损增加的范围，只要使该钢仅含有规定量的p，则高频铁损由于p给钢板的织构带来的效果也不会发生劣化(不增加)。此外，还发现了：当钢板具有{100}面的强度i{100}与{111}面的强度i{111}的比率i{100}/i{111}为规定范围内的织构时，能够抑制该织构在冲裁时产生形变孪晶，能够进一步降低高频铁损。

另外，在降低si含量并使al含量增加的情况下，冷轧变得容易。然而，在p含量增加的情况下，冷轧变得非常困难。通过这种方式，p会使冷轧困难，但发现了：根据固溶强化参数r对即将冷轧前的钢板的平均晶体粒径进行适当控制，由此能够高效且稳定地对钢板进行冷轧。此外，发现了：在最终退火的加热过程的规定温度范围将钢板的温度保持为固定温度，由此能够将i{100}/i{111}控制为规定范围。

本发明是基于这些见解而完成的，其主旨如下。

(1)本发明的一个方案涉及无方向性电磁钢板，其具有下述化学组成：以质量％计含有0％～0.0050％的c、0.50％～2.70％的si、0.10％～3.00％的mn、1.00％～2.70％的al、0.050％～0.100％的p、0％～0.0060％的s、0％～0.0050％的n、0％～0.008％的ti、0％～0.008％的v、0％～0.008％的nb、0％～0.008％的zr，剩余部分包含fe和杂质，上述化学组成满足下述式(1)、下述式(2)和下述式(3)，{100}面的强度i{100}和{111}面的强度i{111}满足下述式(4)，该{100}面的强度i{100}和{111}面的强度i{111}是从由x射线衍射法测得的正极点图获得表面附近的晶体取向分布函数与板厚中心的晶体取向分布函数的平均来决定的，室温下的电阻率为60.0×10^-8ω·m以上，板厚为0.05mm～0.40mm。

0.50≤al/(si+al+0.5×mn)≤0.83(1)

1.28≤si+al/2+mn/4+5×p≤3.90(2)

4.0≤si+al+0.5×mn≤7.0(3)

0.50≤i{100}/i{111}≤1.40(4)

(2)本发明的一个方案涉及无方向性电磁钢板的制造方法，其包括下述工序：热轧工序，该工序对板坯实施热轧来制造热轧板，该板坯具有下述化学组成：以质量％计含有0％～0.0050％的c、0.50％～2.70％的si、0.10％～3.00％的mn、1.00％～2.70％的al、0.050％～0.100％的p、0％～0.0060％的s、0％～0.0050％的n、0％～0.008％的ti、0％～0.008％的v、0％～0.008％的nb、0％～0.008％的zr，剩余部分包含fe和杂质，上述化学组成满足下述式(5)、下述式(6)和下述式(7)；冷轧工序，该工序在上述热轧工序后对上述热轧板实施冷轧来制造具有0.05mm～0.40mm的板厚的冷轧板；以及最终退火工序，该工序在上述冷轧工序后对上述冷轧板实施最终退火，其中，在上述冷轧工序中，上述冷轧前的上述热轧板的平均晶体粒径d(μm)和由下述式(8)表示的固溶强化参数r满足下述式(9)，在上述最终退火工序中对上述冷轧板进行加热的过程，将上述冷轧板的温度以550℃～700℃的范围内的固定温度保持10～300秒。

0.50≤al/(si+al+0.5×mn)≤0.83(5)

1.28≤si+al/2+mn/4+5×p≤3.90(6)

4.0≤si+al+0.5×mn≤7.0(7)

r＝si+al/2+mn/4+5×p(8)

(3)根据上述(2)所述的无方向性电磁钢板的制造方法，其可以在上述热轧工序与上述冷轧工序之间还包括热轧板退火工序，该工序对上述热轧板实施热轧板退火。

发明效果

根据本发明，提供进一步改善了高频铁损的廉价的无方向性电磁钢板，由此能够使电气设备更为小型或者进一步提高电气设备的输出和能效。而且，由于能够更容易地冲裁无方向性电磁钢板，因此能够在冲裁无方向性电磁钢板时省略加热或者能够降低与磨损相伴的模具的交换频度。由此，还能够降低电气设备的制造成本。另外，根据本发明，就算由于提高无方向性电磁钢板的电阻率而使冷轧变得困难，也能够廉价且稳定地在不降低生产率和成品率的情况下制造进一步改善了高频铁损的无方向性电磁钢板。因此，本发明的无方向性电磁钢板的工业价值极高。

附图说明

图1是表示p含量给w10/400与al/(si+al+0.5×mn)之间的关系带来的效果的曲线图。

图2是表示i{100}/i{111}与w10/400之间的关系的曲线图。

具体实施方式

以下，对本发明的一个实施方式的无方向性电磁钢板以及其制造方法进行详细说明。

a.无方向性电磁钢板

以下，对一个实施方式的无方向性电磁钢板中的各构成进行说明。

1.化学组成

首先，对本实施方式的无方向性电磁钢板的化学组成进行说明。以下，以质量％来表示各化学元素的含量(％)。

(1)si：0.50％～2.70％

si使钢板的电阻率增加来降低钢板的铁损。因此，si含量需要为0.50％以上。另外，si含量优选为1.00％以上，更优选为1.20％以上。另一方面，在si含量过剩的情况下，冷轧时钢板有可能断裂。另外，本实施方式如后所述是尽可能降低si含量并使al含量增加。进而，si由于妨碍钢板的滑移系的活动，因此在发生变形时会促进形变孪晶的发达。该形变孪晶由于妨碍磁壁的移动，因此在冲裁后形变孪晶多的情况下磁滞损耗会增加。从这些观点考虑，si含量需要为2.70％以下。另外，si含量优选为2.50％以下，更优选为2.00％以下。因此，本实施方式的无方向性电磁钢板的si含量为0.50％～2.70％。

(2)mn：0.10％～3.00％

mn由于与s结合而形成mns，因此会防止钢因s而脆化。由此，mn含量需要为0.10％以上。另外，mn与si、al同样地使电阻率增加来降低钢板的铁损。当对mn含量和si含量不同的同一电阻率的两块钢进行比较时，mn含量高的钢的硬度比si含量高的钢板的硬度低。因此，mn含量高的钢比si含量高的钢在冷轧时更不易发生断裂。由此，mn含量优选为0.50％以上，更优选为1.00％以上。然而，在mn含量过剩的情况下，合金成本增加。从该观点考虑，mn含量需要为3.00％以下。此外，mn含量优选为2.50％以下，更优选为2.00％以下。因此，本实施方式的无方向性电磁钢板的mn含量为0.10％～3.00％

(3)al：1.00％～2.70％

al与si和mn同样地使电阻率增加来降低钢板的铁损。而且，al给每单位质量的电阻率增加带来的效果与si基本同等，但al给每单位质量的硬度上升带来的效果为si的约1/3～1/2。所以，通过增加al的含量能够实现高生产率和高电阻率这两方面，因此al在本实施方式中是重要的元素。由此，al含量需要为1.00％以上。另外，al含量优选为1.50％以上，更优选为1.60％以上。另一方面，在al含量过剩的情况下，饱和磁通密度减少，同一励磁条件下的磁通密度也降低。从该观点考虑，al含量需要为2.70％以下。另外，al含量优选为2.50％以下，更优选为2.40％以下。因此，本实施方式的无方向性电磁钢板的al含量为1.00％～2.70％。

(4)p：0.050％～0.100％

p改善无方向性电磁钢板的织构，使磁化容易。另外，p改善冲裁时的加工性。因此，p含量需要为0.050％以上。此外，p含量优选为0.055％以上，更优选为0.060％以上。然而，就si含量、mn含量和al含量的总量大、电阻率高的无方向性电磁钢板来说，在p含量超过0.100％的情况下，有可能在冷轧时发生断裂。从该观点考虑，p含量需要为0.100％以下。另外，p含量优选为0.090％以下，更优选为0.080％以下。因此，本实施方式的无方向性电磁钢板的p含量为0.050％～0.100％。

(5)剩余部分

剩余部分为fe和杂质。

c为杂质，c含量可以为0％。在c含量超过0.0050％的情况下，微细的碳化物会析出到钢中而使铁损明显增加。因此，需要将c含量设定为0％～0.0050％。

s为杂质，s含量可以为0％。在s含量超过0.0060％的情况下，mns等硫化物大量析出到钢中而使铁损明显增加。另外，s还会妨碍最终退火时的晶粒生长，因此在钢的s含量高的情况下有时无法确保适当的平均晶体粒径而使得铁损增加。因此，需要将s含量设定为0％～0.0060％。

n为杂质，n含量可以为0％。在n含量超过0.0050％的情况下，由于氮化物的增加而使铁损明显增加。另外，n还会妨碍最终退火时的晶粒生长，因此在钢的n含量高的情况下有时无法确保适当的平均晶体粒径而使铁损增加。因此，需要将n含量设定为0％～0.0050％。

ti、v、nb、zr为杂质，可以为0％。这些ti、v、nb、zr会给最终退火时的晶粒生长带来不良影响，因此优选尽可能降低。因此，ti含量、v含量、nb含量、zr含量需要分别设定为0％～0.008％。

(6)al给电阻率带来的效果在三种化学元素(si、al、mn)给电阻率带来的效果中所占的比率x：0.50～0.83

本实施方式中，钢板的电阻率的变化量与(si+al+0.5×mn)的值大致成比例，al/(si+al+0.5×mn)表示al给电阻率带来的效果在三种化学元素(si、al、mn)给电阻率带来的效果中所占的比率。在维持了(si+al+0.5×mn)的值的情况下增加al/(si+al+0.5×mn)的值时，钢板的电阻率能够在同等的情况下减小冷轧的负荷或防止冷轧时的钢板的断裂。因此，本实施方式中，al/(si+al+0.5×mn)为0.50以上即为由下述式(10)表示的范围。在该范围中，由于与增加al含量与si含量和al含量的总量的比率相伴的磁滞损耗的增加，现有法中是铁损增加。而本实施方式对p含量的范围和织构进行控制，由此就算在由下述式(10)表示的范围内也能够维持或降低铁损。另外，本实施方式需要si含量、al含量和mn含量为上述的范围内，因此al/(si+al+0.5×mn)为0.83以下即由下述式(11)表示的范围。因此，本实施方式中，al/(si+al+0.5×mn)满足下述式(12)。另外，al/(si+al+0.5×mn)可以为0.51以上，也可以为0.80以下。此外，以下如下述式(13)所示有时将al/(si+al+0.5×mn)表示为x。

al/(si+al+0.5×mn)≥0.50(10)

al/(si+al+0.5×mn)≤0.83(11)

0.50≤al/(si+al+0.5×mn)≤0.83(12)

x＝al/(si+al+0.5×mn)(13)

这里，式中的各元素符号表示钢中的各元素的含量(质量％)。

(7)固溶强化参数r：1.28～3.90

si、al、mn和p的固溶强化能力高，在钢板过剩地含有这些化学元素的情况下钢板有可能在冷轧中断裂。因此，如下述式(14)所示，作为表示si、al、mn和p的固溶强化能力的指标定义固溶强化参数r，本实施方式将该固溶强化参数r设定为3.90以下。另外，本实施方式中，si含量、al含量、mn含量和p含量需要为上述范围内，因此固溶强化参数r为1.28以上。所以，固溶强化参数r如下述式(15)所示为1.28～3.90。此外，固溶强化参数r可以为1.50以上或2.00以上，并且可以为3.80以下。

r＝si+al/2+mn/4+5×p(14)

1.28≤r≤3.90(15)

这里，式中的各元素符号表示钢中的各元素的含量(质量％)。

2.室温下的电阻率ρ：60.0×10^-8ω·m以上

室温下的电阻率主要由si含量、al含量和mn含量决定。从高频下确保低铁损的观点考虑，需要室温下的电阻率为60.0×10^-8ω·m以上。另外，室温下的电阻率优选设定为65.0×10^-8ω·m以上。室温下的电阻率可以为85.0×10^-8ω·m以下或70.0×10^-8ω·m以下。

为了得到该室温下的电阻率，如下述式(16)所示，(si+al+0.5×mn)需要为4.0～7.0。该(si+al+0.5×mn)更优选为4.4～7.0。以下如下述式(17)所示有时也将该(si+al+0.5×mn)表示为e。

此外，室温下的电阻率通过公知的四端子法来测定。由钢板的从边缘分开10cm以上的位置采取至少一个样本，在从该样本去除绝缘包覆后对电阻率进行测定。去除绝缘包覆只要使用例如20％的氢氧化钠水溶液等那样的碱性水溶液就行。

4.0≤si+al+0.5×mn≤7.0(16)

e＝si+al+0.5×mn(17)

这里，式中的各元素符号表示钢中的各元素的含量(质量％)。

3.平均晶体粒径

无方向性电磁钢板的平均晶体粒径(晶粒的平均直径)优选为30μm～200μm的范围内。在平均晶体粒径为30μm以上的情况下，由于各个再结晶晶粒的磁性特性高，因此磁通密度和铁损改善。另外，在平均晶体粒径为200μm以下的情况下，涡流损耗减少，进而铁损降低。

此外，无方向性电磁钢板的平均晶体粒径(μm)对于以50倍的倍率通过光学显微镜拍摄得到的照片适用切断法来确定。样本由钢板的从边缘分开10cm以上的位置采取三个。对这些样本的纵截面(包括板厚方向和轧制方向的面；与板宽方向垂直的面)的照片适用切断法。就该切断法来说，将板厚方向的晶体粒径的平均值和轧制方向的晶体粒径的平均值平均来确定平均晶体粒径。所测定的晶粒的数目优选采取得到的样本每一个至少为200个以上。

4.{100}面的强度i{100}与{111}面的强度i{111}的比率(i{100}/i{111})：0.50～1.40

本实施方式的无方向性电磁钢板具有如下述式(18)所示{100}面的强度i{100}与{111}面的强度i{111}的比率(i{100}/i{111})为0.50～1.40的织构。如图2所示，在i{100}/i{111}低于0.50的情况下，得不到所期望的磁性特性，铁损增加。另一方面，在i{100}/i{111}超过1.40的情况下，在冲裁时产生形变孪晶的晶粒显著增加。该形变孪晶妨碍磁壁的移动，因此如图2所示铁损劣化。样本由钢板的从边缘分开10cm以上的位置采取三个。对这些样本的横截面(与厚度方向垂直的截面)适用x射线衍射法(反射法)。此外，所测定的板厚位置(横截面的厚度方向上的位置)为表面附近(钢板的从表面仅分开板厚的1/10的距离的地方)和板厚中心(钢板的从表面仅分开板厚的1/2的距离的地方)。对于上述表面附近和板厚中心这两者使用x射线衍射装置(x射线衍射法)以反射法测定三个正极点图({200}面、{110}面、{211}面的正极点图)。由这些正极点图通过计算得到各板厚位置处的晶体取向分布函数(odf)。然后，将表面附近的odf和板厚中心的odf平均化，确定i{100}和i{111}。

0.50≤i{100}/i{111}≤1.40(18)

5.板厚：0.05～0.40mm

本实施方式本质上以在高频下实现低铁损为前提。当板厚薄时能够在高频下得到低铁损，因此板厚需要为0.40mm以下。另外，板厚优选为0.30mm以下，更优选为0.20mm以下。另一方面，在使板厚过薄的情况下钢板的平坦度劣化，从而有时钢板的占空系数极端降低或铁心的生产率降低。因此，板厚需要为0.05mm以上。此外，板厚优选为0.10mm以上，更优选为0.15mm以上。

6.制造方法

从降低制造成本的观点考虑，本实施方式的无方向性电磁钢板适合通过下述实施方式的无方向性电磁钢板的制造方法来制造。

b.无方向性电磁钢板的制造方法

接着，对一个实施方式的无方向性电磁钢板的制造方法中的各工序进行说明。

1.热轧工序

热轧工序中，对具有上述的化学组成的板坯实施热轧来制成热轧板。

热轧的条件没有特别限定。热轧板的板厚(终轧板厚)优选设定为1.0mm～2.5mm。在板厚为1.0mm以上的情况下，对热轧机施加的负荷少，热轧工序中的生产率高。

2.冷轧工序

冷轧工序中，在上述热轧工序后对热轧板实施冷轧来制成冷轧板。

冷轧中，由上述式(14)表示的固溶强化参数r和热轧板的平均晶体粒径d(μm)需要满足下述式(19)。在固溶强化参数r和热轧板的平均晶体粒径d(μm)满足下述式(19)的情况下，能够在冷轧时不易发生断裂地得到冷轧板。另一方面，在固溶强化参数r和热轧板的平均晶体粒径d(μm)不满足下述式(19)的情况下，在冷轧时发生断裂，无法得到制品(无方向性电磁钢板)。

此外，平均晶体粒径d(μm)对于以50倍的倍率通过光学显微镜拍摄得到的照片适用切断法来确定。样本由热轧板的从边缘分开10cm以上的位置采取三个。对这些样本的纵截面(包括板厚方向和轧制方向的面；与板宽方向垂直的面)的照片适用切断法。就该切断法来说，将板厚方向的晶体粒径的平均值和轧制方向的晶体粒径的平均值平均来确定平均晶体粒径。所测定的晶粒的数目优选采取得到的样本每一个至少为200个以上。

这里，平均晶体粒径d(μm)为即将冷轧前的热轧板(直接被冷轧的热轧板)的平均粒径。即，“即将冷轧前的钢板”在冷轧工序紧接着热轧工序后的情况下是指由热轧工序得到的热轧板。另外，如后所述，在热轧工序与冷轧工序之间进行热轧板退火工序的情况下，“即将冷轧前的钢板”是指由热轧板退火工序得到的热轧板退火板(受过热轧板退火的热轧板)。

冷轧的压下率优选设定为60％～95％。在压下率为60％以上的情况下，能够更稳定地得到p给无方向性电磁钢板的织构带来的效果。另外，在压下率为95％以下的情况下，能够在工业上稳定地制造无方向性电磁钢板。冷轧中，基于上述“a.无方向性电磁钢板”所述的理由，将冷轧板的板厚设定为0.05mm～0.40mm。

冷轧时的钢板温度可以为室温。另外，冷轧可以是钢板温度为100℃～200℃的温轧。为了将钢板温度加热到100℃～200℃，既可以预热钢板，也可以预热辊。

此外，冷轧中的道次数优选为三道次以上。该冷轧中，第一道次的压下率优选为10％～25％。另外，第一道次到第二道次的总计压下率(累积压下率)优选为35％～55％。此外，从第一道次到最终道次的总计压下率(累积压下率)如上所述优选设定为60％～95％。在第一道次的压下率为10％以上的情况下，冷轧板的生产效率高。另外，在第一道次的压下率为25％以下的情况下，钢板能够高速且稳定地从辊之间通过。在第一道次到第二道次的总计压下率为35％以上的情况下，钢板能够高速且稳定地从辊之间通过。另外，在第一道次到第二道次的总计压下率为55％以下的情况下，对冷轧机施加的负荷少。

3.最终退火工序

最终退火工序中，在上述冷轧工序后对冷轧板实施最终退火来制成无方向性电磁钢板。

最终退火工序包括下述过程：加热过程，该过程对冷轧板进行加热；保持过程，该过程将被加热后的冷轧板的温度在规定温度区域以固定温度保持；以及冷却过程，该过程在保持过程之后对冷轧板进行冷却。为了使无方向性电磁钢板的i{100}/i{111}落入0.50～1.40的范围，加热过程中需要将冷轧板的温度以550℃～700℃的范围内的固定温度保持10～300秒的中间保持。以该550℃～700℃这一范围，能够对在板面(与钢板的表面平行的面即包括轧制方向和板宽方向的面)具有{100}面的晶粒的量和在板面具有{111}面的晶粒的量进行控制。另外，在该范围冷轧板的温度以固定温度被保持的时间低于10秒的情况下，无法得到i{100}/i{111}为0.50～1.40的范围的织构，在冲裁时使产生形变孪晶的晶粒显著增加。另一方面，在上述范围冷轧板的温度以固定温度被保持的时间超过300秒的情况下，无方向性电磁钢板的生产率低。为了进一步提高生产率，更优选该保持时间为30秒以下。此外，在低于550℃的温度区域和超过700℃的温度区域，无论怎样对将冷轧板的温度保持为固定温度的时间进行控制，i{100}/i{111}也不会充分地变化，因此无法得到合适的织构。在中间保持之后，加热过程将冷轧板进一步加热至冷轧板的温度超过700℃的目标温度。然后，保持过程中，将冷轧板的温度保持为包括目标温度的规定温度区域。该温度区域在为1100℃以下的情况下，对退火设备施加的负荷少，因此优选为1100℃以下。另外，为了使无方向性电磁钢板的平均晶体粒径落入30μm～200μm的范围，优选将冷轧板的温度在950℃以上的范围保持1秒以上。另一方面，在冷轧板的温度被保持为950℃以上的范围的时间为300秒以下的情况下，生产率是充分的。从以上考虑，保持过程中更优选将冷轧板的温度在950～1100℃的范围内保持1～300秒。就最终退火来说，基于上述“a.无方向性电磁钢板”所述的理由，优选在最终退火后得到30μm～200μm的平均晶体粒径。

4.热轧板退火工序

本实施方式中，也可以在热轧工序与冷轧工序之间进行热轧板退火工序。热轧板退火工序中，能够进一步提高p给al含量为1.0％以上的钢板的织构带来的效果，能够更稳定地确保高磁通密度和低铁损。另外，热轧板退火工序中，释放在热轧时被导入的加工组织中的应变，使热轧板的硬度降低。由此，通过热轧板退火，能够降低对冷轧机的负荷或冷轧时对钢板的损伤(例如发生起皱)。因此，优选进行对由上述热轧工序得到的热轧板实施热轧板退火的热轧板退火工序。

热轧板退火工序包括下述过程：加热过程，该过程对热轧板进行加热；保持过程，该过程将被加热后的热轧板的温度保持为规定范围；以及冷却过程，该过程在保持过程后对热轧板进行冷却。

热轧板中有时根据轧制条件而包含不同的加工组织。另外，由于热轧板含有1.0％以上的al，因此再结晶结束的温度在900℃～950℃的范围内。由此，为了由加工组织得到再结晶组织并且稳定地防止冷轧时的钢板的损伤，优选以950℃以上的温度范围对热轧板进行退火。另外，基于相同理由，优选将该温度范围中的退火时间设定为30秒以上。在对热轧板以1100℃以下进行退火的情况下，对退火设备施加的负荷少，因此退火温度优选为1100℃以下。在退火时间为3600秒以下的情况下，能够维持高生产率，因此优选设定为3600秒以下。另外，在固溶强化参数r为3.80以下的情况下，当退火温度为1000℃以上时，能够进一步提高由上述式(19)得到的效果。因此，退火温度优选为1000℃以上。

另外，冷却过程中，为了减少p的晶界偏析来进一步改善织构，优选将从950℃到600℃的温度区域中的平均冷却速度设定为1℃/秒～30℃/秒。

从以上考虑，热轧板退火中，更优选在将热轧板的温度以950℃～1100℃的范围保持30秒～3600秒之后按照使从950℃到600℃的温度区域中的平均冷却速度为1℃/秒～30℃/秒的方式进行冷却。

本发明不限于上述实施方式。上述实施方式不过是具体例子，本发明的技术范围包括具有与本发明的权利要求书所述的特征实质上相同的特征的方案。

实施例

以下，对参考实验和本发明的实施例进行具体说明。此外，以下的表中带有下划线的栏表示不满足本发明的必须条件的条件。

(参考实验1)p含量的影响

将具有下述表1所示的化学组成的钢编号1～10在真空中熔炼，进行铸造来得到了板坯。对该板坯进行热轧，得到了具有2.0mm的板厚的热轧板。然后，热轧板退火中，在将该热轧板加热到1000℃后将热轧板的温度以1000℃保持60秒，按照使从950℃到600℃的平均冷却速度为下述表2所示的值的方式将热轧板从1000℃冷却到室温。在热轧板退火后，对热轧板进行冷轧，得到了具有0.35mm的板厚的冷轧板。对冷轧板实施将该冷轧板的温度以1050℃保持1秒的最终退火，得到了无方向性电磁钢板(样本编号1～10)。

由该无方向性电磁钢板冲裁55mm见方的单板试验片，对该单板试验片的室温下的电阻率ρ[ω·m]进行了测定。另外，对单板试验片施加磁通密度为1.0t、频率为400hz的磁通来对单板试验片进行磁化，对单板试验片的高频铁损w10/400[w/kg]进行了测定。此外，以50倍的倍率通过光学显微镜对单板试验片的边缘表面(冲裁面)的照片进行拍摄，对该照片中的约300个晶粒和该约300个晶粒内产生了形变孪晶的晶粒的数目进行计数，求出产生了形变孪晶的晶粒的数目与晶粒总数(约300个)的比例(孪晶产生率)。将各样本编号的ρ、w10/400、孪晶产生率示于表2。此外，全部样本编号中，无方向性电磁钢板的平均晶体粒径约为100μm。

表1

※1)x＝al/(si+al+0.5×mn)

※2)r＝si+al/2+mn/4+5×p

※3)e＝si+al+0.5×mn

就样本编号1～4的组来说，p含量约为0.01％。当在该样本组中将样本编号2与样本编号1进行比较时，w10/400随着ρ的增加而降低。另外，当将样本编号3与样本编号2进行比较时，尽管ρ相同，但w10/400也随着x的增加而增加。就样本编号5～10的组来说，p含量约为0.08％。当在该样本组中将样本编号7与具有和样本编号7相同的ρ的样本编号6进行比较时，尽管x增加但也维持了w10/400。另外，样本编号5由于固溶强化参数r过高，因此在冷轧中发生热轧板的断裂，没有得到无方向性电磁钢板。图1表示各样本组中的w10/400与al/(si+al+0.5×mn)之间的关系，该图1明确地表示了p含量给w10/400与x之间的关系带来的效果。其中，该图1排除了样本编号5。由表1和图1可知：在p含量约为0.01％的情况下，在x增加至x达到0.38的同时w10/400降低，但在x超过0.38后在x增加的同时w10/400的值增加。另一方面，在p含量约为0.08％的情况下，就算x增加也维持了低w10/400。这样，当钢最低也包含0.05％的p时，几乎没有与x增加相伴的w10/400增加，因此能够在维持了w10/400的情况下提高钢的待加工性。

另外，由样本编号1～4可知：在将无方向性电磁钢板的ρ维持为高水准的情况下，si含量越多则孪晶产生率越增加。当增大x时，能够在将ρ维持为高水准的情况下使si含量降低来降低孪晶产生率。此时，磁壁的移动变得容易，可以期待能够降低w10/400。然而，样本编号1～4就算降低孪晶产生率也无法降低w10/400。另外，当将样本编号6～8与样本编号2～4进行比较时，孪晶产生率几乎不依赖于p含量。由此可知，p含量给w10/400与x之间的关系带来的效果不是由孪晶产生率降低引起的，而是由通过增加p含量得到的织构改善引起的。

(参考实验2)平均晶体粒径d[μm]的影响

将上述表1所示的钢编号1、3、4、5、7和8在真空中熔炼，进行铸造来得到了板坯。将该板坯热轧，得到了具有2.0mm的板厚的热轧板。然后，热轧板退火中，在将该热轧板加热到下述表3所示的退火温度后将热轧板的温度以该温度保持60秒，按照使从950℃到600℃的平均冷却速度为下述表3所示的值的方式将热轧板从其保持温度冷却到室温。

对该热轧板退火板的平均晶体粒径(即将冷轧前的钢板的平均晶体粒径)d[μm]和1kgf下的表面硬度hv(维氏硬度)[-]进行了测定。将平均晶体粒径d[μm]和表面硬度hv[-]示于表3。

然后，对热轧板退火板进行冷轧，由此得到了板厚为0.20mm的冷轧板(样本编号1-a～8-d)。该冷轧中的道次数为五道次。将第一道次的压下率设定为15％，将从第一道次到第二道次的总计压下率设定为40％，将总压下率设定为90.0％。表3示出在冷轧中有无断裂。

表3

※1)r＝si+al/2+mn/4+5×p

※2)

就样本编号5-a～5-d来说，不仅固溶强化参数r过高，而且该固溶参数r和平均晶体粒径d[μm]不满足上述(19)式，因此热轧板退火板在冷轧中断裂。就样本编号7-a来说，固溶参数r和平均晶体粒径d[μm]不满足上述(19)式，因此热轧板退火板在冷轧中断裂。除了样本编号5-a～5-d和样本编号7-a以外的样本在冷轧中不断裂地对热轧板退火板进行了轧制。

(实施例1)

将上述表1所示的钢编号6、7和8在真空中熔炼，进行铸造来得到了板坯。对该板坯进行热轧，得到了具有2.0mm的板厚的热轧板。接着，热轧板退火中，在将该热轧板加热到1000℃后将热轧板的温度以1000℃保持60秒，按照使从950℃到600℃的平均冷却速度为1℃/秒～30℃/秒的方式将热轧板从1000℃冷却到室温。然后，对热轧板退火板进行冷轧来得到了板厚为0.35mm的冷轧板。接着，最终退火中，将冷轧板加热到1050℃，在将冷轧板的温度以1050℃保持1秒后将冷轧板从1050℃冷却到室温，由此得到了无方向性电磁钢板(样本编号6-e～8-f)。就样本编号6-f、7-f、8-f来说，如表4所示，在将冷轧板的温度加热到1050℃的加热过程中将冷轧板的温度以600℃保持20秒。

与(参考实验1)同样地，对所得到的无方向性电磁钢板的高频铁损w10/400[w/kg]和孪晶产生率进行了测定。此外，使用x射线衍射装置来测定了无方向性电磁钢板的表面附近和板厚中心处的正极点图。由这些正极点图来计算表面附近的odf和板厚中心的odf，将这些odf平均来确定i{100}/i{111}。将w10/400、孪晶产生率和i{100}/i{111}的结果示于表4。另外，就全部样本编号来说，无方向性电磁钢板的平均晶体粒径约为100μm。

通过例如将样本编号7-f与样本编号7-e比较可知：就x为0.50以上的钢(钢编号7和8)来说，当对最终退火的加热过程追加将冷轧板的温度以600℃保持20秒的中间保持时，铁损大幅降低。另外，通过该中间保持使i{100}/i{111}减少，孪晶产生率降低。孪晶产生率降低的详细理由尚不明确，但由于形变孪晶是沿着{211}面的＜111＞方向产生的，因此可以认为i{100}/i{111}会影响形变孪晶的产生。其结果是，可以认为通过i{100}/i{111}为0.50～1.40的织构抑制了冲裁时的形变孪晶的产生。

另一方面，通过将样本编号6-f与样本编号6-e比较可知：就x低于0.50的钢(钢编号6)来说，就算对最终退火的加热过程追加将冷轧板的温度以600℃保持20秒的中间保持，i{100}/i{111}、孪晶产生率、铁损也几乎没有变化。

这样，最终退火的加热过程中，当将x为0.50以上的冷轧板的温度在550℃～700℃的范围内以固定温度保持10～300秒时，能够得到i{100}/i{111}为0.50～1.40的织构。另一方面，在x低于0.50的情况下或在不将冷轧板的温度在550℃～700℃的范围内以固定温度保持10～300秒的情况下，无法得到i{100}/i{111}为0.50～1.40的织构。

(实施例2)

将具有下述表5和6所示的化学组成的钢编号11～65在真空中熔炼，进行铸造来得到了板坯。对该板坯进行热轧，得到了具有2.0mm的板厚的热轧板。接着，热轧板退火中，在将该热轧板加热到1000℃后将热轧板的温度以1000℃或1050℃保持60秒，按照使从950℃到600℃的平均冷却速度为下述表7和8所示的值的方式将热轧板从1000℃冷却到室温。对该热轧板退火板的平均晶体粒径(即将冷轧前的钢板的平均晶体粒径)d[μm]进行了测定。将平均晶体粒径d[μm]示于表7和8。

接着，对热轧板退火板进行冷轧，由此得到了板厚为0.35mm的冷轧板。该冷轧的道次数为六个道次。将第一道次的压下率设定为20％，将从第一道次到第二道次的总计压下率设定为50％，将总压下率设定为82.5％。此外，最终退火的加热过程中，将该冷轧板加热到600℃，将冷轧板的温度以600℃保持20秒，进而将冷轧板加热到1050℃。然后，最终退火的后续过程中，将被加热后的冷轧板以1050℃保持1秒，得到了无方向性电磁钢板(样本编号11～65)。

由该无方向性电磁钢板冲裁55mm见方的单板试验片，对该单板试验片的室温下的电阻率ρ[ω·m]进行了测定。另外，对该单板试验片的5000a/m的磁化力下的磁通密度b50[t]和w10/400[w/kg]进行了测定。将ρ[ω·m]、b50[t]和w10/400[w/kg]的结果示于表9和10。另外，就任意样本编号来说，无方向性电磁钢板的平均晶体粒径均约为100μm。

表5

※1)x＝al/(si+al+0.5×mn)

※2)r＝si+al/2+mn/4+5×p

※3)e＝si+al+0.5×mn

表6

※1)x＝al/(si+al+0.5×mn)

※2)r＝si+al/2+mn/4+5×p

※3)e＝si+al+0.5×mn

表7

※1)

表8

※1)

表9

表10

就样本编号11～14来说，si含量、ρ和e过小，因此w10/400高。就样本编号15～18来说，不仅si含量过大，而且r不满足上述(15)式，因此钢板在冷轧中断裂。另外，就样本编号19～22来说，不仅mn含量过高，而且x和i{100}/i{111}分别不满足上述(12)和(18)式，因此w10/400高。就样本编号23～26来说，化学组成和织构不适当，因此w10/400高。就这些样本编号来说，mn含量过高，al含量过低，而且ρ低，e小。此外，x和i{100}/i{111}分别不满足上述(12)和(18)式。就样本编号27～30来说，不仅al含量过高，而且i{100}/i{111}不满足上述(18)式，因此w10/400高。就样本编号31来说，由于p含量过低，因此w10/400高。

另一方面，就样本编号32～65来说，钢的化学组成和制造条件适当，因此冷轧中的制造性(生产率和成品率)优异。另外，就这些样本编号来说，钢板的电阻率和织构适当，因此w10/400低。

图2示出了由样本编号19～22、27～30和32～65的数据制作得到的表示i{100}/i{111}与w10/400之间的关系的曲线图。由该图2可知：当i{100}/i{111}为0.5～1.4的范围时，能够将w10/400减小到最小限度。

产业上的可利用性

根据本发明，能够提供进一步改善了高频铁损的廉价的无方向性电磁钢板以及其制造方法，因此本发明在产业上的可利用性大。