高强度电磁钢板及其制造方法与流程

相关参照

本申请是2012年8月8日提交的、申请号为201280075133.4、发明名称为“高强度电磁钢板及其制造方法”的专利申请的分案申请。

本发明涉及一种无方向性电磁钢板，特别涉及一种适合用于以涡轮发电机、电动汽车、混合动力汽车的驱动电机以及机床用电机等高速旋转机器的转子为典型例的被附加大的应力的部件的、高强度且具有优异的磁特性的高强度电磁钢板及其制造方法。

背景技术：

近年来，由于电机的驱动系统的发展，驱动电源的频率控制成为可能，可变速运转或进行商用频率以上的高速旋转的电机逐渐增加。在这样的进行高速旋转的电机中，作用于转子这样的旋转体的离心力与旋转半径成比例，与旋转速度的平方成比例增大，因此尤其是作为中·大型的高速电机的转子材料，需要高强度材料。

另外，近年来，在混合动力汽车的驱动电机、压缩机电机等中的使用越来越多的永磁型dc变频器控制电机中，在转子外周部设置狭缝埋设磁铁。因此，由于电机高速旋转时的离心力，应力集中在窄的桥部(转子外周与狭缝间的部分等)。并且，因电机的加减速运转或振动而应力状态发生变化，因此转子所使用的芯材料需具有高强度和高疲劳强度。

此外，在高速旋转电机中，因高频磁通量产生涡流，电机效率下降，并且产生发热。若该发热量增多，则埋入转子内的磁铁减磁，因此还要求高频区的铁损低。

因此，作为转子用材料，迫切期望一种磁特性优异且高强度的电磁钢板。

其中，作为钢板的强化方法，已知有固溶强化、析出强化、细晶强化和多相强化等，但这些强化方法中的大部分会使磁特性劣化，因此一般而言兼得强度和磁特性极其困难。

在这样的状况下，提出了几种具有高强度的电磁钢板。

例如，专利文献1中，提出了将si含量提高至3.5～7.0％，并且为了固溶强化而添加ti、w、mo、mn、ni、co和al等元素以实现高强度化的方法。

另外，专利文献2中，提出了在上述强化法的基础上，通过设计最终退火条件使结晶粒径为0.01～5.0mm而改善磁特性的方法。

然而，将这些方法用于工厂生产时，在热轧后的连续退火工序、其后的轧制工序等中容易发生板断裂等问题，存在成品率下降、不得不停止生产线等问题。

对此，虽然将冷轧变为板温为数百℃的温轧，则可减少板断裂，但这样则不仅需要针对温轧进行应对，而且因生产上的制约增大等而在工序管理上也会有较大问题。

另外，专利文献3中提出了对于si含量为2.0～3.5％的钢，用mn、ni实现固溶强化的方法，专利文献4中提出了向si含量为2.0～4.0％的钢中添加mn、ni进行固溶强化，并且利用nb、zr、ti和v等的碳氮化合物而兼得高强度和磁特性的技术，专利文献5中提出了对于si含量为2.0％以上且低于4.0％的钢，利用基于nb、zr、ti和v等的碳氮化合物的析出效果和细粒化效果，兼得高强度和磁特性的技术。

然而，这些方法中，存在大量添加ni等高价的元素或因铸痂等缺陷的增加导致成品率下降而成本变高这样的问题。另外，这些公开技术中，由于是利用碳氮化合物的析出效果，所以还存在磁特性的劣化大这样的问题。

另一方面，专利文献6中公开了对于si：4.0～7.0％的组成，利用由与si含量的关系规定的特定温度对冷轧后的钢板进行热处理，从而使结晶组织的再结晶率成为95％以下，使剩余部分实质上为轧制组织，以实现钢板强度的强化的技术。

根据上述的技术，例如在700℃下进行热处理时，需要添加约5.9％以上的si，认为由此可得到80kgf/mm²以上的高抗拉强度的、具有所希望的伸长率并且兼具优异的磁特性的实用的软磁性材料。

另外，专利文献7中公开了在含有si:0.2～4.0％、以铁素体相为主相的电磁钢板中添加ti、nb和ni等，在钢材内部生成直径：0.050μm以下的金属间化合物，以实现钢板强度的强化的方法。该方法中，认为能够在不损害冷轧性等的情况下可制造具有60kgf/mm²以上的抗拉强度和耐磨损性且磁通密度、铁损优异的无方向性电磁钢板。

此外，专利文献8、9和10中提出了使未再结晶组织残留在钢板中的高强度电磁钢板。根据这些方法，能够维持热轧后的制造性且较容易得到高强度。

然而，这些材料均有在轧制直角方向的钢板强度不均容易变大这样的问题点。

因此，专利文献11中，进一步提出了使用如下的板坯制造高强度无方向性电磁钢板的方法，该板坯含有si：超过3.5％且5.0％以下、al：0.5％以下、p：0.20％以下、s：0.002％～0.005％以及n：0.010％以下，且调整组成使mn在与s含量(质量％)的关系中满足(5.94×10^-5)/(s％)≤mn％≤(4.47×10^-4)/(s％)的关系的范围。

然而，上述的技术中，仍不能说钢板强度的不均已成为实际使用上所希望的值，依然需求一种低铁损且高强度、并且强度的不均小的电磁钢板。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开昭60－238421号公报

专利文献2：日本特开昭62－112723号公报

专利文献3：日本特开平2－22442号公报

专利文献4：日本特开平2－8346号公报

专利文献5：日本特开平6－330255号公报

专利文献6：日本特开平4－337050号公报

专利文献7：日本特开2005－264315号公报

专利文献8：日本特开2005－113185号公报

专利文献9：日本特开2006－169611号公报

专利文献10：日本特开2007－186790号公报

专利文献11：日本特开2010－90474号公报

专利文献12：日本特开2001－271147号公报

专利文献13：日本特开平11－293426号公报

技术实现要素：

本发明是鉴于上述实际情况进行研发的，其目的在于提出一种适合作为高速旋转电机的转子材料的、稳定地具有高强度且磁特性也优异的电磁钢板和其有利的制造方法。

于是，本发明人等为了解决上述的课题，对利用了未再结晶恢复组织的高强度电磁钢板的机械强度进行了缜密的研究，努力探索了发生机械强度不均的原因。

其结果，发现钢板中的未再结晶恢复组织和夹杂物的存在形态对机械强度的不均造成很大影响，并且明确了用于在良好的制造性下得到兼得低铁损和稳定的高强度的电磁钢板的钢组成和钢组织的控制条件，从而完成了本发明。

本发明是基于上述的发现而进行的。

即，本发明的要素构成如下。

1.一种电磁钢板，其特征在于，由如下的成分组成构成：以质量％计含有c：0.005％以下、si：超过3.5％且4.5％以下、mn：0.01％～0.10％、al：0.005％以下、ca：0.0010％～0.0050％、s：0.0030％以下、n：0.0030％以下，且满足ca/s：0.80以上，剩余部分为fe和不可避免的杂质，并且，板厚：0.40mm以下，未再结晶的加工组织：10％～70％，拉伸强度(ts)：600mpa以上，铁损w10/400：30w/kg以下。

2.根据上述1所述的电磁钢板，其特征在于，上述高强度电磁钢板以质量％计进一步含有选自sb：0.005％～0.2％、sn：0.005％～0.2％、p：0.01％～0.2％、mo：0.005％～0.10％、b：0.0002％～0.002％、cr：0.05％～0.5％中的1种或者2种以上。

3.一种电磁钢板的制造方法，其特征在于，是由上述1或者2所述的成分组成构成的板坯进行板坯加热后，进行热轧，之后卷取，接着进行热轧板退火、酸洗后，实施冷轧或者温轧制成板厚：0.40mm以下，之后实施最终退火的一系列的工序构成的无方向性电磁钢板的制造方法，其中，

将上述板坯加热时的温度设为1050℃～1150℃，将上述热轧的最终热轧结束后的温度设为800℃～900℃，将上述卷取温度设为500℃～650℃，将上述热轧板退火的温度设为900℃～1000℃，并且在氢：10vol％以上、露点：－20℃以下的气氛中，在超过650℃且低于800℃的温度范围内实施上述最终退火。

根据本发明，能够在良好的制造性下得到高强度且低铁损的电磁钢板。

附图说明

图1是表示al、mn的添加量与拉伸强度的不均的关系的图。

图2是表示热轧条件对拉伸强度的不均的影响的图。

图3是表示最终退火条件对铁损的影响的图。

图4是表示al、mn的添加量与铁损的关系的图。

图5是表示al、mn的添加量与拉伸强度的不均的关系的图。

图6是表示板坯加热温度和热轧板退火温度对铁损和拉伸强度的不均造成的影响的图。

图7是表示制品板的板厚和最终退火温度对拉伸强度和铁损造成的影响的图。

具体实施方式

以下，对本发明进行具体说明。应予说明，以下所示的表示钢板成分的％，在没有特殊说明的情况下意味着质量％。

如上所述，作为得到高强度无方向性电磁钢板的方式，考虑利用nb、zr、ti和v等的碳氮化合物的情况下，由于碳氮化合物等的析出物妨碍磁化钢板时的畴壁位移，所以认为对低铁损的实现从本质上不利。

因此，作为不利用碳氮化合物等的析出物而使钢板高强度化的手段，本发明人等着眼于利用未再结晶恢复组织。然而，现有方法中，利用未再结晶组织时，存在如下倾向：钢板中的未再结晶组织的存在形态的不均对机械强度的不均造成很大影响。认为这是由于最终退火时，对于钢组织而言，在再结晶进行的中途阶段退火结束，因此钢板的初始粒径、析出物的量和形态以及冷轧时的位错导入的程度等各条件的微小差别对再结晶的进行程度有很大影响。

因此，认为只要能够使上述各条件设为微观上也没有不均，尽量均匀，则得到的未再结晶组织的形态会变稳定。因此，首先对材料成分进行了研究。

在通常的无方向性电磁钢板中，为了减少铁损，大多情况下在si的基础上添加al、mn等元素。特别是al，因与si同样其电阻率增大效果大，因此积极添加。另外，mn也有提高电阻率的效果，并且对改善热脆性有效，因此通常添加0.15～0.20％左右。

然而，本发明人等认为对于得到本发明中作为目标的高强度，si更有利，因此首先对主要使用si、辅助使用al的成分体系进行了研究。

将由表1所示的成分组成构成的钢坯，在1100℃加热后，热轧至2.0mm厚的热轧板，对其在950℃的温度下实施热轧板退火。接着，酸洗后，冷轧至板厚：0.35mm，之后在750℃的温度下进行最终退火。

从这样得到的钢板沿轧制方向(l)和轧制直角方向(c)切取爱泼斯坦试验片，测定磁特性。磁特性用l+c特性(l+c的平均值)来评价。另外，沿轧制直角方向采集jis5号拉伸试验片各10片进行了拉伸试验。

将得到的结果示于表2。应予说明，拉伸强度的不均(以下，也称为强度的不均或者简称为不均)用标准偏差σ来评价，表2中用2σ表示。

表1

剩余部分为fe和不可避免的杂质

表2

由表2可知，在上述任一条件下，钢板的拉伸强度的平均值均为650mpa以上，与通常的电磁钢板相比较，显示高的强度。然而，不能说其不均小。其中，al低至0.01％的材料是拉伸强度的不均稍微小一点的钢板。另外，该钢板铁损也最小。

在此，本发明中，只要2σ为15mpa以内，就评价为拉伸强度的不均小。因为在现有的发明(专利文献11)中，将2σ为25mpa以内的情况视为不均小，因此只要是该值的60％的15mpa以内，则与以往相比，就可以说不均充分小。

接下来，本发明人等推断是不是利用未再结晶组织的情况下，即，在最终退火时，在再结晶进行的中途阶段结束退火的方法中，si以外的成分尽量少能使得到的组织的不均变小，并且拉伸强度的不均也变小。

因此，准备si：3.7％、s：0.0030％以下、n：0.0030％以下、将al量在0.0001～0.01％、mn量在0.01～0.2％的范围变化的成分的钢坯。

对在1100℃加热钢坯后热轧至2.0mm厚的热轧板在950℃的温度下实施热轧板退火。接着，酸洗后，冷轧至板厚：0.35mm，之后在750℃的温度下进行最终退火。

从得到的钢板沿轧制直角方向针对各材料采集jis5号拉伸试验片各10片进行拉伸试验。用标准偏差σ评价其不均，在图1中对2σ的数值进行作图。

由图1可知al量为0.005％以下、mn量为0.15％以下时，有拉伸强度的不均变小的趋势。然而，即便在上述范围，还是有不均大的试验片，因此可知如果仅使al、mn量成为上述的范围，则无法减小拉伸强度的不均。

因此，本发明人等在al量为0.005％以下、mn量为0.15％以下的条件下，对拉伸强度不均大的试验片和小的试验片进行了详细分析·研究。其结果发现在mn量为0.10％以下且s为10质量ppm～30质量ppm的成分材料的情况下，看到s部分偏析·稠化，而这样的试样中，尤其强度的下降大。

本发明人等认为其原因是在通常的mn、s量时，浇铸后析出的mns在1100℃的板坯加热中固溶、在热轧中发生再析出的现象，但如上所述如果mn量少，则液相的fes容易析出，随之s部分稠化·偏析，由此该部分容易断裂，结果产生强度不均。

另外，随着al量减少，发现在最终退火后的试样表面产生的氧化物量有增多的趋势。认为这是由于大量含有al时，生成al氧化物，因其屏障效果抑制si氧化物的生成，但al少时，该效果小，因此si的氧化容易进行，其结果，在试样表面产生的氧化物量增多。

在此，表层氧化物的生成会成为铁损的劣化原因，因此抑制其是必要的。

因此，本发明人等认为应该减少浇铸后析出的mns量，考虑通过添加少量ca，使mns变成硫化钙(cas)的形态，从而是否能够抑制上述现象的产生，使强度的不均变小。另外，同时考虑到对于夹杂物的形成而言，也有热轧条件的影响和最终退火条件的影响，进而进行了以下的实验。

准备由表3所示的成分组成构成的钢坯，在1100℃加热后，使最终热轧结束后的温度和热轧结束后的卷取温度变化而热轧至2.0mm厚。接着在950℃的温度下实施热轧板退火，酸洗后，冷轧至板厚：0.35mm。其后，使氢浓度和露点变化，在750℃的温度下进行最终退火。

表3

剩余部分为fe和不可避免的杂质

从得到的钢板沿轧制方向和轧制直角方向切取爱泼斯坦试验片，测定磁特性。磁特性用l+c特性来评价。另外，沿轧制直角方向采集jis5号拉伸试验片各10片进行拉伸试验。在任一条件下拉伸强度以平均值计均为650mpa以上，与通常的电磁钢板相比较，显示高的强度。

图2中示出热轧条件对拉伸强度的不均的影响。可知在将最终热轧结束后的温度设为800℃～900℃、将热轧结束后的卷取温度设为500℃～650℃的条件下，不均为15mpa以下，非常小。

另外，图3中示出最终退火条件对铁损的影响。可知在氢浓度：10vol％以上且露点：-20℃以下的条件下，低铁损(w10/400)为30w/kg以下。

应予说明，在得到上述的良好的铁损和小的强度不均的试样中，对未再结晶的加工组织的比率进行分析的结果为30～45％。

本发明中，重要的是控制钢组织中的未再结晶的加工组织的比率。在此，加工组织的比率用如下的方法求出：切取钢板的轧制方向截面(nd－rd截面)，对该截面进行研磨·蚀刻，用光学显微镜观察，测定未再结晶组织的面积率。

接下来，本发明人等进行了进一步详细分析al、mn量的影响的实验。

准备了si：4.0％、s：0.0030％以下、n：0.0030％以下，将al量在0.0001～0.01％、mn量在0.01～0.20％、ca量在0.0010％～0.0050％的范围变化的成分的钢坯。

在1120℃加热钢坯后，以最终热轧结束后的温度成为800℃～900℃、热轧结束后的卷取温度成为500℃～650℃的方式热轧至1.8mm厚。接下来，在975℃的温度下实施热轧板退火，酸洗后，冷轧至板厚：0.35mm。其后，在氢浓度：10vol％以上且露点：-20℃以下的条件下，进行730℃温度的最终退火。

从这样得到的钢板沿轧制方向和轧制直角方向切取爱泼斯坦试验片，测定磁特性。磁特性用l+c特性来评价。

将铁损测定结果示于图4，可知在al量为0.005％以下、mn量为0.10％以下时，成为低铁损(w10/400为30w/kg以下)。

另外，沿轧制直角方向针对各材料采集jis5号拉伸试验片各10片进行拉伸试验。用标准偏差σ评价其不均，将2σ的结果示于图5。应予说明，虽未图示，但在任一条件下拉伸强度的平均值均为700mpa以上，与通常的电磁钢板相比较，显示非常高的强度。

由图5可知al量为0.005％以下、mn量为0.10％以下时，不均小的例子很多。然而，即便是在上述范围，依然有不均大的例子。对这些例子进行详细分析，明确了符合ca量比s量少、即ca/s低于0.80的条件。

另外，得到上述的良好的铁损和高强度且小的不均的试样中的未再结晶的加工组织的比率为45～60％。

由以上可知通过使用由如下成分组成构成的材料，能够得到低铁损且强度的不均小的高强度电磁钢板，上述成分组成是含有c：0.005％以下、si：超过3.5％且4.5％以下、mn：0.01％～0.10％、al：0.005％以下、ca：0.0010％～0.0050％、s：0.0030％以下、n：0.0030％以下，且ca/s满足0.80以上，剩余部分为fe和不可避免的杂质。

此时，需要最终热轧结束后的温度为800℃～900℃、热轧结束后的卷取温度为500℃～650℃、最终退火时的氢浓度为10vol％以上且露点为－20℃以下的气氛。

应予说明，关于ca添加，专利文献12中公开了通过在含有c：0.005％以下、(si+al)≥1.0％且al≥0.2％或者al≤0.01％、mn：0.1～1.5％、p：0.1％以下，还含有s：0.004％以下、(sb+sn+cu)：0.005～0.1％的组成中，添加10～100ppm的ca，从而即便夹杂物、析出物多，也能够减少铁损的技术。

在此，专利文献12的发明是通过减少抑制最终退火时的粒子生长的mn系硫化物的量，制成cas的形态，从而增大制品板的粒径来改善铁损的，其目的·效果与本发明的mn量少时防止液相的fes的析出而抑制s的偏析·稠化，从而减小强度的不均是不同的。另外，专利文献12中，mn量最少的例子为0.15％，与作为本发明的mn量的理想范围的0.01％～0.1％不重复。

另外，专利文献13中公开了通过在含有c：0.005％以下、si：4.0％以下、mn：0.05～1.5％、p：0.2％以下、n：0.005％以下(包括0％)、al：0.1～1.0％、s：0.0009％以下(包括0％)的组成中，添加0.0005～0.005％的ca，从而制造疲劳特性优异的无方向性电磁钢板的技术，但专利文献13的发明是通过在s：9质量ppm以下的材料中添加ca而生成分散的球状的ca-al氧化物，从而提高疲劳强度。因此，认为以0.1～1.0％的范围含有al是重要的，其目的·效果与本发明的ca添加不同。另外在专利文献13中，mn量最少的例子为0.17％，与作为本发明的mn量的理想范围的0.01％～0.1％不重复。

此外，本发明人等为了分析其它制造条件的影响而进行了以下的实验。

准备由表4所示的成分组成构成的钢坯，使板坯加热温度变化而加热后，以最终热轧结束后的温度成为870℃～890℃、热轧结束后的卷取温度成为620℃～640℃的方式热轧至1.6mm厚。接着使退火温度变化而实施热轧板退火、酸洗后，冷轧至板厚：0.25mm。其后，在氢浓度：20vol％且露点：-40℃的条件下，在720℃的温度下进行最终退火。

表4

剩余部分为fe和不可避免的杂质

从得到的钢板沿轧制方向和轧制直角方向切取爱泼斯坦试验片，测定磁特性。磁特性用l+c特性来评价。另外，沿轧制直角方向采集jis5号拉伸试验片各10片进行拉伸试验。在任一条件下拉伸强度以平均值计均为600mpa以上，与通常的电磁钢板相比较，显示非常高的强度。

图6中示出板坯加热温度和热轧板退火温度对铁损和拉伸强度的不均造成的影响。可知将板坯加热温度设为1050℃～1150℃，将热轧板退火设为900℃～1000℃时，得到低铁损(w10/400为30w/kg以下)，并且强度的不均低(15mpa以下)。

关于在上述范围的板坯加热温度下得到良好的特性的理由，认为是由于浇铸时不以cas而是以mns的形态析出的硫化物暂时固溶后，以cas的形态析出所致。应予说明，如果板坯加热温度低，则无法使mns再固溶，另一方面，如果加热温度高，则铸造时即使已经以cas形式析出的物质也会固溶，所以会引起相反效果。

另外，关于在上述范围的热轧板退火温度下得到良好的特性的理由，认为是由于通过形成适当大小的热轧板粒径，从而在冷轧时导入钢板内的应变在微观上成为适当的分布，因此最终退火时成为再结晶部和未再结晶的加工组织适当分散的组织。

应予说明，得到上述良好的铁损和小的强度不均的试样中的未再结晶的加工组织的比率为55～70％。

由以上可知为了得到本发明的电磁钢板，需使板坯加热温度成为1050℃～1150℃，需使热轧板退火温度成为900℃～1000℃。

接下来，本发明人等进行了用于分析制品板的板厚和最终退火时的退火温度的影响的实验。

准备由表5所示的成分组成构成的钢坯，在1070℃加热钢坯后，以最终热轧结束后的温度成为830～850℃、热轧结束后的卷取温度成为580～600℃的方式热轧至1.6mm厚。接着在900℃的温度下实施热轧板退火、酸洗后，冷轧至板厚：0.18～0.50mm。其后，在氢浓度：30vol％、露点：-30℃的条件下，进行600～850℃的温度范围的最终退火。

表5

剩余部分为fe和不可避免的杂质

从得到的钢板沿轧制方向和轧制直角方向切取爱泼斯坦试验片，测定磁特性。磁特性用l+c特性来评价。另外，沿轧制直角方向采集jis5号拉伸试验片各10片进行拉伸试验。

图7中示出制品板·板厚和最终退火时·退火温度对拉伸强度和铁损造成的影响。可知退火温度为800℃以上时强度达不到600mpa。此时，未再结晶的加工组织的比率低于10％。另外，退火温度为650℃以下时，铁损(w10/400)超过30w/kg。此时，未再结晶的加工组织的比率超过70％。此外，如果板厚超过0.40mm，则无法得到强度为600mpa以上且铁损(w10/400)为30w/kg以下的特性。

因此，本发明中，将板厚限定在0.40mm以下，将最终退火时的退火温度限定在超过650℃且低于800℃。

接下来，对在本发明中将钢成分限定在上述的组成范围的理由进行说明。

c：0.005％以下

c具有利用碳化物的析出提高强度的效果，但本发明中的钢板的高强度化主要是通过si等置换型元素的固溶强化和未再结晶恢复组织的利用来实现的，因此不一定必须含有。反而由于其使磁特性劣化、并且使高si钢的加工性下降的影响大，所以将c限定在0.005％以下。优选为0.0035％以下。

si：超过3.5％且4.5％以下

si一般作为钢的脱氧剂使用，除此之外还具有提高电阻而减少铁损的效果，是构成无方向性电磁钢板的主要元素。另外，与添加到无方向性电磁钢板中的mn、al、ni等其它的固溶强化元素相比较，具有高的固溶强化能力，因此是能够平衡最好地实现高抗拉强度化、高疲劳强度化、低铁损化的元素。因此，作为本发明中的固溶强化的主体元素，积极添加超过3.5％。然而，如果si量超过4.5％则抗拉强度虽增加但疲劳强度急剧下降，另外制造性下降至冷轧中产生龟裂，因此将其上限设为4.5％。

mn：0.01％～0.10％

mn不仅与si同样地具有提高电阻而减少铁损的效果，还具有使钢固溶强化的作用，另外在改善热脆性上也是有效的元素，通常，在无方向性电磁钢板中添加0.2％以上左右。然而，本发明中为了得到作为目标的低铁损且强度的不均小的高强度电磁钢板，需将mn量减少至0.01％～0.10％，这在本发明中是重要的点。

al：0.005％以下

al与si同样地作为钢的脱氧剂经常被使用，其增加电阻而减少铁损的效果大，因此是无方向性电磁钢板的主要构成元素之一。然而，本发明中为了得到作为目标的低铁损且强度的不均小的高强度电磁钢板，需极力减少氮化物量，因此al量需为0.005％以下，这在本发明中是重要的点。

ca：0.0010％～0.0050％

本发明中，ca是为了减少mn量而得到良好的特性所必需的元素，低于0.0010％时该效果不充分。另一方面，如果超过0.0050％，则该效果达到饱和而只是成本增加，因此限定在上述范围。

s：0.0030％以下

如果s的含量超过0.0030％，则粗大的mns、cas的析出增加，成为疲劳强度下降、拉伸强度不均增大的重要因素，或者难以控制成理想的钢板组织。因此，将其上限设为0.0030％。

n：0.0030％以下

n与上述的c同样使磁特性劣化，所以限制在0.0030％以下。

ca/s：0.80以上

ca/s低于0.80时，用于固定s的ca量变不足。特别是像本发明这样mn量低至0.01％～0.10％时，在板坯加热等时液相的fes析出，s容易偏析·稠化，成为强度不均的原因，因此需限制在上述范围。应予说明，从成本的观点考虑，ca/s优选为3.0以下。

以上，对本发明的无方向性电磁钢板涉及的基本成分进行了说明，本发明中，除上述成分以外，为了提高磁特性并高强度化，也可以根据需要添加一直以来使用的元素。其添加量优选在添加成本和不使制造性下降的范围内调整，具体而言如下。

sb、sn：0.005％～0.2％

sb、sn均具有改善无方向性电磁钢板的集合组织而提高磁特性的效果，但为了得到该效果，在单独添加或者复合添加sb、sn的任一情况下均需分别添加0.005％以上。另一方面，如果过量添加则钢脆化，钢板制造中的板断裂、铸痂的产生增加，所以sb、sn在单独添加或者复合添加的任一情况下均分别设为0.2％以下。

p：0.01％～0.2％

p即便以较少量的添加也得到大幅的固溶强化能，因此对高强度化极其有效。然而，由于过量的添加会因p偏析引起的脆化导致钢板的晶界断裂、轧制性下降，所以p量限制在0.2％以下。应予说明，为了呈现固溶强化能的明显的效果需添加0.01％以上，因此设定在上述范围。

mo：0.005％～0.10％

mo有通过提高耐氧化性来改善表面性状的效果。然而，含量低于0.005％时得不到充分的效果，另一方面，即便添加超过0.10％，该效果也达到饱和，而且成本还变高，因此上限设为0.10％。

b：0.0002％～0.002％

b是通过晶界偏析而提高晶界强度的元素，特别是抑制p的晶界偏析引起的脆化的效果显著。为了得到该效果，需添加0.0002％以上，另外即便添加超过0.002％，该效果也达到饱和，因此设定在上述范围。

cr：0.05％～0.5％

cr对改善本发明中的以si为主体成分的钢板的表面性状有效，添加0.05％以上时，该效果显著，但如果超过0.5％则该效果达到饱和，因此添加的情况下设定在上述范围。

通过成为如上所述的必需成分和抑制成分，能够减小对晶粒的生长性产生影响的析出物状态的变动，而减少制品的机械特性的不均。

应予说明，本发明中，上面没有叙述的其它元素是fe和不可避免的杂质，由于不可避免的杂质增大制品的机械特性的不均，所以优选减少不可避免的杂质至制造上没有问题的程度。

接下来，对本发明中的钢板组织形态的限定理由进行叙述。

本发明的高强度电磁钢板由再结晶晶粒和未再结晶晶粒的混合组织构成，重要的是适当地控制该组织。

首先，需要将未再结晶晶粒的加工组织的面积率在钢板轧制方向截面(与板宽度方向垂直的截面)组织中控制在10％～70％的范围。未再结晶面积率低于10％时，与现有的无方向性电磁钢板相比较，得不到充分且优异的强度。另一方面，如果未再结晶率超过70％，则强度充分高，但得不到低铁损。更优选的未再结晶率为15～65％。

接下来，对用于得到本发明的电磁钢板的优选的制造方法中的各条件的限定理由进行叙述。

本发明中的高强度电磁钢板的制造工序可以采用用于普通的无方向性电磁钢板的工序和设备来实施。应予说明，本发明中，电磁钢板是指无方向性电磁钢板。

作为上述工序，例如，可举出将用转炉或电炉等熔炼成规定的成分组成的钢，利用脱气设备进行二次精炼，通过连续铸造或者铸锭后的开坯制成钢坯后，进行热轧、热轧板退火、酸洗、冷轧或者温轧、最终退火和绝缘被膜涂布烧结之类的工序。另外，可以使用直接铸造法直接制造100mm以下的厚度的薄铸片。

在此，为了得到所希望的钢组织，重要的是如下所述控制钢板的制造条件。

首先，进行热轧时，需将板坯加热温度设为1050℃～1150℃，浇铸时，需将不以cas而以mns的形态析出的硫化物控制成适当的固溶状态。即，板坯加热温度低于1050℃时，无法使mns固溶，另一方面如果超过1150℃，则浇铸时已经以cas的形态析出的硫化物再固溶，因此需要限定在上述范围。

接着，热轧需要以最终热轧结束后的温度成为800℃～900℃、热轧结束后的卷取温度成为500℃～650℃的方式进行。这是由于通过成为该条件，从而在板坯加热时固溶的mns不变成fes的液相，而变成cas的形态。

接着，进行热轧板退火，此时需使热轧板退火温度成为900℃～1000℃。认为通过使热轧板退火温度成为该范围的温度，从而热轧板的粒径成为适当的大小，冷轧时导入钢板内的应变在微观上成为适当的分布，因此在最终退火时成为再结晶部和未再结晶的加工组织适当分散的组织。

接下来，实施冷轧或者温轧制成最终板厚，此时压下率优选超过75％。这是由于如果为75％以下，则随后最终退火时所需的再结晶晶核的量不足，因此难以适当地控制未再结晶组织的分散状态。另外，最终板厚需为0.40mm以下。这是由于如果超过0.40mm则难以兼得高强度(600mpa以上)和低铁损(w10/400≤30w/kg)。

接着，实施最终退火，此时，需要设为作为强还原性气氛的氢：10vol％以上、露点：－20℃以下的气氛下，且将退火温度控制在超过650℃且低于800℃的范围。

认为通过成为如上所述的强还原性气氛，从而在像本发明这样al量少且si量多的成分体系中，能够在不导致铁损劣化的程度下抑制钢板的表层氧化物等的生成。

此外，退火温度为650℃以下时，钢组织的再结晶化无法充分进行而磁特性大幅劣化。另一方面，退火温度为800℃以上时，未再结晶组织低于10％，成为钢板的强度下降的原因。

因此，本发明中，需在氢：10vol％以上、露点：－20℃以下的气氛下，并且退火温度在超过650℃且低于800℃的范围内进行最终退火。

应予说明，在上述最终退火之后，接着自然可以进行已知的涂布处理。此时，为了确保良好的冲裁性，优选含有树脂的有机涂布，另一方面重视焊接性的情况下，优选采用半有机或无机涂布。

实施例

〔实施例1〕

在表7所示的条件下，对由表6所示的成分组成构成的钢坯实施板坯加热、热轧、热轧板退火，进行酸洗后，实施冷轧直至板厚：0.35mm，之后进行最终退火·涂布处理。此时，对最终退火后的试样研磨、蚀刻钢板的轧制方向截面(nd－rd截面)，并用光学显微镜观察，求出未再结晶组织的面积率。

从得到的无方向性电磁钢板沿轧制方向和轧制直角方向切取爱泼斯坦试验片，测定磁特性。磁特性用l+c特性来评价。另外，在各条件下沿轧制直角方向采集jis5号拉伸试验片各10片，进行拉伸试验而分析拉伸强度(ts)的平均值及不均。

将得到的结果一并记入表7。应予说明，ts的不均用标准偏差σ来评价，表中用2σ表示。在此，只要2σ为15mpa以内，则如上所述判断为ts的不均小。

如表7所示，可知满足本发明的制造条件、钢组织的发明例(no.5、6、8、9、11、12、14和15)，均ts的不均小，显示稳定的制品特性。

与此相对，使用本发明的适当范围外的钢种g的no.1～3中，ts的不均大。另外，除此之外，板坯加热温度、热轧条件、最终退火气氛等脱离本发明的适当范围的no.4、7、10、13中，ts的不均也大。

〔实施例2〕

在表9所示的各种条件下对由表8所示的成分组成构成的钢坯进行冷轧直至板厚：0.18～0.50mm，之后进行最终退火·涂布处理制造无方向性电磁钢板。对它们与实施例1的情况同样地分析磁特性(l+c特性)和拉伸强度(ts)的平均值及其不均。将其结果一并记入表9中。应予说明，各评价用与实施例1同样的方法进行。

由表9可知满足本发明的制造条件、钢组织的发明例(no.2、3、5、6、8、9、11和12)，均ts的不均小，显示稳定的制品特性。

与此相对，使用制品板厚超过0.40mm的钢种的no.1、4中，铁损大。另外，除此之外，板坯加热温度、热轧条件、最终退火气氛等脱离本发明的理想范围的no.7、10中，ts的不均大。

产业上的可利用性

根据本发明，能够稳定地得到磁特性优异自不必说而且强度特性也优异且其不均还小的高强度无方向性电磁钢板，能够适用于高速旋转电机的转子材料等用途。