专利名称：铁损低而且磁通密度高的无取向性电磁钢板及其制造方法
技术领域：
本发明涉及主要用于电器铁芯材料的无取向性电磁钢板及其制造方法。
近年来，在世界性的以电力为代表的能量节减行动中，强烈希望电气的高效率化。此外，为了电器的小型化，也希望铁芯的小型化。由于这样的希望，要求作为电器铁芯材料的无取向性电磁钢板低铁损高效率。
历来，为了减低无取向性电磁钢板的铁损，一般采用提高Si、Al及Mn等含量的方法。此种方法是通过增加钢板的电阻，以降低涡电流损失作为目的。但是，这种方法由于增加了非磁性成分，不可避免地存在使磁通密度降低的问题。
此外，已知的还有不仅单单提高Si或Al的含量，而且减低C、S，添加B或添加Ni等使合金成份增加的方法。添加B揭示于特开昭58-15143号公报中。添加Ni揭示于特开平3-281758号公报中。采用这些添加合金成份的方法，虽然使铁损改善，但磁通密度的改善效果小。而且在采用这些方法时，伴随合金的添加使钢板的硬度上升，造成加工性劣化。总之，有时不能对无取向性钢板进行加工使之在电器中使用。因而用途受到很大限制，使其通用性变差。
另外，已知的还有变更制造工艺，以改善构成钢板的晶粒的方位集聚程度(钢板织构)，从而使磁特性提高的方法。例如，在特开昭58-181822号公报中，揭示了对含Si:2.8～4.0％(质量)及Al:0.3～2.0％(质量)的钢在200～500℃的温度范围内施加温轧，使{100}<UVW>方位发达的方法。此外，在特开平3-294422号公报中，揭示了将含Si:1.5～4.0％(质量)、Al:0.1～2.0％(质量)的钢热轧后，施加1000℃以上1200℃以下的热轧板退火，再施加压下率为80～90％的冷轧，从而使{100}<UVS>方位发达的方法。但是，采用这些方法造成的磁特性的改善并不显著。例如，特开昭58-181822号公报中的实施例2中，含Si:3.40％(质量)、Al:0.60％(质量)、板厚0.35mm的制品板的磁通密度B50为1.70T，铁损W15/50为2.1W/kg。在特开平3-294422号公报中，含Si:3.0％(质量)、Al:0.30％(质量)及Mn:0.20％(质量)、板厚0.50mm的制品板的磁通密度B50为1.71T，铁损W15/50为2.5W/kg。
其它还有改善制造工艺的提案，然而任何提案都得不到铁损充份低而且高磁通密度的制品。
本发明的目的是提供一种超越现有技术得到的磁特性的、具有优良磁通密度及铁损的无取向性电磁钢板及其制造方法。
本发明人为了同时达到低铁损和高磁通密度，对现有技术中的问题进行了反复锐意研究。然后完成开发了新的无取向性电磁钢板及其制造方法。即，本发明的要点构成如下。
也就是说，本发明是铁损低且磁通密度高的无取向性电磁钢板，其特征在于，其成份组成中含Si:1.5～8.0％(质量)以及Mn:0.005～2.50％(质量)，而且C、S、N、O及B的含量分别抑制在50ppm以下，由式(1)赋予的结晶方位参数<Г>为0.200以下。<Г>=∑Vj∑(uij2vij2+vij2wij2+wij2uij2)/m-------(1)式中(uij,vij,wij)是由结晶方位以(hkl)<uvw>表示的晶粒j求出的、由轧制方向向着轧制直角方向，在轧制面上与90*i/(m-l)度倾斜的方向平行的第i号的单位矢量(i=1,2---m,j=1,2---n,uij2+vij2+wij2=1)。此外，Vj是晶体j相对于全测定的晶粒的面积率。
而且，希望平均晶粒粒径50～500μm、结晶面方位由<111>轴15°以内的晶粒在钢板表面中的面积率为20％以下。此外，还希望含Al:0.0010～0.10％(质量)而且<Г>为0.195以下，含Sb:0.01～0.50％(质量)，或者，还含有Ni:0.01～3.50％(质量)、Sn:0.01～1.50％(质量)、Cu:0.01～1.50％(质量)、P:0.005～0.50％(重量)以及Cr:0.01～1.50％(质量)的任何至少1种。
以外，本发明还是一种铁损低而且磁通密度高的无取向性电磁钢板的制造方法，其特征在于，在将含Si:1.5～8.0％(质量)及Mn:0.005～2.50％(质量)、而且S、N、O及B含量分别抑制在50ppm以下的成份的熔钢制成板坯，将该板坯热轧，接着施加热轧板退火，再施加1次或夹着中间退火的2次以上的冷轧，精加工成最终板厚，然后进行再结晶退火，并按必要施加绝缘涂层的工艺中，在熔钢时或再结晶退火前的任何工序内将钢板的C量调整到50ppm以下，在800～1200℃的温度范围内施加热轧板退火，然后在冷却的800～400℃的温度域以5～80℃/s进行冷却。而且，希望这样进行再结晶退火将700℃以上温度域的升温取为100℃/h以下，使之到达750℃以上1200℃以下的温度域。或者，希望这样进行再结晶退火将500～700℃温度域的升温取作2℃/s以上，升温到700℃以上使再结晶完了后，冷却到700℃以下的温度域，再在700℃以上的温度域以100℃/h以下施加升温，使之到达750℃以上1200℃以下的温度域。而且使最终冷轧前的平均晶粒粒径成为100μm以上，同时将最终冷轧的至少1个道次在150～350℃的轧制温度下进行。而且希望原料熔钢还含Al:0.0010～0.10(质量)。Sb:0.01～0.50％(质量)。或者熔钢还含有Ni:0.01～3.50％(质量)、Sn:0.01～1.50％(质量)、Cu:0.01～1.50％(质量)、P:0.005～0.50％(重量)以及Cr:0.01～1.50％(质量)的至少1种。
图1是说明为算出<Г>必要的矢量(uij,vij,wij)的图。
图2是表示Al含量给予磁通密度和铁损的影响的图。
图3是表示{100}<001>晶粒各方向时的Гji的图。
图4是表示制品板各方向的B50J、Г(J)及I{100}/I{111}的方向变动的图。
图5是表示制品板各方向的磁通密度(B50J)和Г(J)的关系的图。
图6是制品板的环状试料的磁通密度和由晶粒方位测定求出的面内的平均值(Г)的关系的图。
图7是表示制品板环状试料的磁通密度和I{100}/I{111}的关系的图。
图8是表示原料Al量给予制品板的(Г)的影响的图。
图9是表示热轧板退火后的冷却速度对制品板的(Г)影响的图。
图10是表示再结晶退火条件给予制品板的铁损和磁通密度的影响的图。
图11是表示再结晶退火条件对制品板的(Г)的影响的图。
图12是表示再结晶退火条件对制品板晶粒粒径的影响的图。
图13是表示制品板的P{111}对制品板的铁损的影响的曲线图。
图14是表示冷轧温度对制品板的铁损及P{111}的影响的曲线图。
图15是表示热轧板退火后的平均晶粒粒径对制品板的铁损及P{111}的影响的曲线图。
本发明人为打破历来提高高Si无取向性电磁钢板的磁特性的技术界限进行了锐意研究，结果发现，通过适宜控制构成钢板的晶粒的方位，能够大幅度提高磁特性。特别是发现了用(Г)作为该结晶方位控制的指标是有利的这一全新规制。此外，还对为实现(Г)的适宜化的热轧板退火条件和再结晶退火条件进行了研究，新发现了特别有利的条件。
这里，由式(1)规定的结晶方位参数(Г)，具体可按以下的方法求出。
首先，使用电子反向散射图(以下表示为EBSP)等，测定钢板轧制面中各个晶粒的方位。晶粒方位以(hkl)<uvw>表示。其中，(hkl)表示测定晶粒的钢板轧制面的密勒指数。而矢量(u,v,w)与测定晶粒的轧制方向平行。
各晶粒j的、由钢板轧制面内的轧制方向向轧制直角方向间的第i个方向的单位矢量(uij,vij,wij)如图1所示那样求出。在晶粒j的方位为(hkl)<uvw>的场合，(uij,vij,wij)与轧制方位的单位矢量(u,v,w)/(u2,v2,w2)一致。(umj,vmj,Wmj)与轧制直角方向的单位矢量一致。
以下按照(2)式算出ГijГij=uij2vij2+vij2wij2+wij2uij2-------(2)该Гij对由各晶粒轧制方向到轧制直角方向的范围内至少15°的每个方向，即7个方向求出为佳。在对这样求出的各晶粒轧制面内各个方向的Гij之下，求出面内平均(∑Гij/m)。
进而，对于测定的n个晶粒，以其面积率(vj)加权平均值作为<Г>。
即<Γ>=Σj=1nVjΣi=1mΓij/m=Σj=1mVijΣi=1m(uij2vij2+vij2wij2+wij2uij2)/m]]>而且，为了得到统计的有意义的值，对1000个以上的晶粒方位进行测定为佳。
决定该<Г>的Гij，是结晶方向上固有的值。例如，关于立方方位的{100}<001>晶粒，将计算各方向的Гij的结果示于图3。正立方方位晶粒的轧制方向单位矢量由于是(0,0,1)，所以Гij=0。轧制直角方向的单位矢量由于是(0,1,0)，所以Гij=0。由轧制方向倾斜45°方向的单位矢量由于是1/√2(0,1,1)，所以Гij=0.25，取为最大值。
此外，<Г>也可以由X射线衍射测定的极点图计算方位分布函数(ODF)求出。即，可以由该ODF的结果，对于钢板的特定方向，计算具有特定密勒指数的晶面的晶粒的体积分率。如果使用体积分率作为占有率，则将体积分率和由密勒指数确定的Гij相乘，将该值每个都加上各密勒指数，若对面内由轧制方向到轧制直角方向的各方向都求出该值，则将其平均就成为<Г>。
以下对导致本发明的实验结果进行详述。
首先进行Al和Sb影响的实验。钢锭组A是以含Si:5％(质量)及Mn0.10％(质量)，C、S、N、O及B分别减低到20ppm以下，将含Al量进行各种变化这样的成份熔炼的。钢锭组B是在钢锭组A中再加Sb:0.04％(质量)熔炼的。将这些钢锭加热到1040℃，经热轧精加工成2.3mm厚。对该热轧板施加1075℃×5分钟的热轧板退火，然后，在800～400℃间以20℃/s冷却。进而对该热轧退火板进行酸洗，在250℃的温度下进行冷轧，精加工成0.35mm的最终板厚。将该冷轧板在500～700℃间以12℃/s进行升温，进行1050℃×10分钟的再结晶退火，作为制品板。由这些制品采取内径100mm及外径150mm的环状试片，测定各钢板的磁通密度B50(T)及铁损W15/50(W/kg)。
图2示出了原料Al含量对制品板的磁通密度及铁损的影响。如图2所示，磁特性因原料的Al含量有大的变动。Al在0.0010％(质量)以上0.10％(质量)以下的范围内，得到了B50为1.68T以上而且W15/50在2.1W/kg以下的良好值。特别是在Al为0.005％(质量)～0.020％(质量)的范围时，得到B50为1.70T以上、W15/50在1.9W/kg以下的极优良的值。另外可看出，附加添加Sb的钢锭组B，磁特性显著提高。
在本实验中，为了找出得到优良磁特性的理由，还研究了各制品板的晶粒粒径。通常在无取向性电磁钢板中，如果制品板的晶粒粒径粗大化，则铁损提高。另外晶粒粒径是由于再结晶退火时的晶粒成长行为决定的。在本实验中，原料Al量和Sb的添加对制品板的晶粒粒径的影响小，在任何钢板中，晶粒粒径都为200～300μm。总之，磁特性值和再结晶退火时的晶粒成长行为几乎无关系。
因而认为，Al含量在0.0010～0.10％(质量)的范围内的磁特性的提高及添加Sb带来的磁特性的提高，是因结晶方位的改善造成的。因此，用EBSP进行了制品板晶粒方位的测定。而且测定了钢板表面10mm×10mm见方区域内的约2000个晶粒的方位。
此处，本发明人使用新创出的前述<Г>进行解析。结果有新的发现，即在<Г>和磁通密度之间有极强的相关性。
首先，在制品板的约2000个各晶粒方位测定结果的基础上，在所注目的方向J(例如轧制方向)上，计算由式(2)定义的Гij，对于晶粒面积加权平均，将其作为Г(J)。在调查Г(J)和制品板方向J的磁通密度的关系时，新发现了有强的相关性。此外，作为比较，也进行了由过去常用的X射线衍射法的关于{111}面强度(以下称为I{111})和{100}面强度(以下称为I{100})的强度比I{100}/I{111}的调查。附带说明的是，I{100}/I{111}是特开平8-134606号公报中揭示的织构评价法。
首先，调查了钢锭A所属的Al量为0.01％(质量)的制品板的轧制方向(0°)到轧制直角方向(90°)之间各方向的磁通密度(B50J)，调查是由轧制方向(0°)到轧制直角方向(90°)之间每15℃的方向切出爱泼斯坦试料，进行磁测定。图4示出了B50J和Г(J)的方向变动。如图4所示，(B50J)按各个方向在变动。而图5示出了B50J和Г(J)的关系。如图5所示，可看出B50J和Г(J)之间有强的相关性。
图4还一并示出了I{100}/I{111}的值。由于I{100}/I{111}值反映面强度，所以如图4所示那样，被测定试料各方向的值大致是一定的，确认没有反映出磁通密度的变化。
接着，对各钢锭组的制品板进行晶粒方位测定和X射线衍射，对环状试料的磁通密度测定结果和轧制而内Г(J)的平均值及I{100}/I{111}的关系进行研究。另外，面内Г(J)的平均值<Г>，是用各晶粒方位的测定结果，计算由轧制方向(0°)到轧制直角方向(90°)的每15°的各方向的Г(J)，再求出它们的平均值。
图6示出了制品板环状试料的磁通密度和由晶粒方位测定求出的面内的平均值<Г>的关系。可看出两者有很强的关系。还可知为得到B50＞1.65T的高磁通密度，有必要将<Г>取作0.200以下，另一方面，图7示出了用同—试料调查的、I{100}/{111}和制品板环状试料的磁通密度的关系。在两者之间看不出明显的关系。对于得到这些结果的理由尚不清楚，但作以下那样的推定。在评价I{111}/{100}的方法中，仅大致评价了{111}或{100}近傍的极少一部份晶面的晶粒的强度。总之，将除此之外的比较重要的晶面，例如{544}、{221}、{332}等多个方位面晶粒的强度对于磁特性的影响都排除到评价范围之外。与此相对照，本发明的评价方法是由各晶粒的方位直接求出钢板各方向的Г(J)，由这些值算出面内的平均值。总之，没有将具有重要晶面的晶粒除外，因此推断可带来良好的结果。
另外，使用<Г>还有其它好处。一般钢板的饱和磁通密度对应于铁以外元素的含量而变化。因此，制品板即使具有同样的晶粒方位聚集度，其磁通密度值也变化。因而，将成分不同的成分系制品的方位聚集度进行比较时，不能单纯地用磁通密度值进行比较。但由于<Г>是由晶粒方位自体确定的。与合金成分没有关系，因此可以评价制品板晶粒方位的集聚状态。因此，<Г>是极有效的指标。
以下叙述对Al含量和杂质的关系进行研究的结果。
作为钢锭组B(本发明范围内)，熔炼含Si:3.5％(质量)、Mn:0.10％(质量)及Sb:0.03％(质量)，而且C、S、N、O及B分别减低到50ppm以下，将Al量作各种变更的钢锭。此外，作为钢锭组C(本发明范围外)，熔炼含Si:3.5％(质量)、及Mn:0.12％(质量)，而且C、S、N、O及B的各含量为50ppm以上，其合计量还为350ppm以上，而且将Al量作各种变更的钢锭。将这些钢锭加热到1100℃，经热轧精加工成2.4mm厚。接着，施加1100℃×5分钟的热轧板退火，接着，在800～400℃之间以15℃/s冷却。再对这些退火板进行酸洗，经200℃的冷轧精加工成最终板厚0.35mm。对这些冷轧板施加1050℃×10分钟的再结晶退火，作为制品板。使用EBSP，对钢板表面10mm×10mm 见方区域的约2000个晶粒，进行上述得到的制品板的晶粒方位测定。由其结果求出轧制面内的平均值<Г>。
图8示出了各钢锭组的Al含量和<Г>的关系。在减低了杂质元素C、S、N、O及B的钢锭组B中，<Г>为0.200以下。但是，在含杂质元素C、S、N、O及B多的钢锭组C中，<Г>超过0.200。而且在钢锭组B中，Al量在10～1000ppm范围内时，<Г>为0.195以下，对磁通密度的提高特别有利。
在此实验的基础上又进行了锐意研究，结果得知，<Г>在0.195以下时，对磁通密度的提高有利，为得到特别良好的织构，必须不仅控制Al含量，而且要将杂质元素C、S、N、O及B分别减低到50ppm以下。
可是，在历来的高Si量的高级无取向性电磁钢板中，为改善铁损，采用了增加固有电阻的手法。而这种增加固有电阻的方法，也有促进晶粒成长的效果。这是因为使抑制晶粒成长的钢中析出物AlN凝集粗大化的缘故。为了得到抑制该晶粒成长的效果，必需确保Al含量在一定量以上。历来规定，Al含量至少要超过0.1％(质量)的量，通常含量应为0.4～1.0％(质量)。但是，本发明人的实验结果表明，特别是在0.0010～0.10％(质量)的范围内最适合织构的发达。结果显示，<Г>在0.195以下时，磁通密度及铁损都为最佳值。该Al范围也是比现有技术的范围远低的范围。
这样就可以理解，通过将原料成分的杂质元素C、S、N、O及B分别减低到50ppm以下，并控制Al含量，就使<Г>低的良好的织构发达。其理由不一定清楚，但本发明人认为与杂质能抑制晶界移动有关。即，首先使原料高纯度化，排除杂质元素的影响，使晶界移动容易。在杂质元素中，特别是在减低晶界偏析倾向强的C、S、N、O及B时，该效果是显著的。此外， 通过将Al减低到0.10％(质量)以下，使之近似于达到接近较纯的铁的晶格配列状态。此时，晶界移动速度差依存于晶界结构的本来机构显现化。总之，在伴随再结晶的晶粒成长过程中，仅依存于织构，仅一部分晶界优选移动。结果抑制了具有{111}、{554}、{321}等对磁不利的晶面的数量多的晶粒的成长。总之，朝着<Г>减少的方向产生集合组织的变化，使磁特性提高。
关于Sb的添加，认为是再结晶核生成时，使具有对磁特性有利的{100｝近傍面的结晶方位优先进行再结晶而造成影响，由于与Al减低效果的组合，可推定使磁特性大大提高。
此外，在Al不足10ppm的场合，杂质元素C、S、N、O及B的减低造成的磁特性改善的效果小。此时，观察到钢中形成粗大的氮化硅。预想因该氮化硅使冷轧时的变形行为变化。结果，推定再结晶退火后组织的<Г>多少有所增加。因而认为，虽然因杂质元素减低使<Г>减少，但作为结果，磁特性的改善变小。与此相对照，在含Al量为10ppm以上时，该粗大氮化硅的形成被抑制。因而能够回避上述那样的因冷轧时变形行为的变化而造成的<Г>的增加。总之，在含Al量为10ppm以上时杂质元素C、S、N、O及B的减低对磁特性的改善是特别有利的。
如上所述，为使<Г>处于0.200以下，使杂质元素C、S、N、O及B分别成为50ppm以下是重要的。进而将含Al量控制在0.001～0.10％(质量)，并按必要含有一定量的Sb，就能使<Г>减低到0.195以下，可以更加改善磁特性。
因此，本发明的不多量添加Al、通过改善织构以改善磁特性的方法，因合金元素的添加量少而有饱和磁通密度高的优点。此外，因为回避了硬度的上升确保了制品的加工性，所以具有促进在通用电器制品中使用的优点。
进而，为了确立能够改善织构将<Г>值取在0.200以下的、与成分调整有别的方法，进行了有关热轧板退火条件的实验。
熔炼含Si:3.6％(质量)、Mn:0.13％(质量)、Al:0.009％(质量)及Sb:0.06％(质量)，而且C、S、N、O及B分别减低到20ppm以下的钢锭。将该钢锭加热到1120℃，经热轧精加工成2.8mm。接着施加1100℃×5分钟的热轧板退火，然后，以各种变更的冷却速度进行冷却。再将这些退火板进行酸洗，经230℃的冷轧，精加工成最终板厚0.50mm。对冷轧板施加1070℃×10秒钟的再结晶退火，制得制品板。由这样得到的制品板采取内径100mm、外径150mm的环状试片，测定各钢板的磁通密度和铁损。此外，用EBSP对钢板表面10mm×10mm见方的区域的约2000个晶粒，进行制品板晶粒方位的测定。由其结果求出<Г>。
图9示出了热轧板退火后在800～400℃的温度区域的冷却速度和<Г>的关系。通过将冷却速度取在5～80℃/s的范围，可知得到了<Г>为0.195以下的特别良好的织构。由于规制了冷却速度，使微量存在的AlN析出物的分散状态变疏。结果促进了冷轧时的不均一变形，推定改善了再结晶组织。但是，织构改善的本质机构不明。
接着，以进一步改善铁损的磁通密度作为要点，为调查再结晶退火条件，进行了以下实验。
作为钢锭D，熔炼含Si:3.6％(质量)、Mn:0.13％(质量)及Al:0.30％(质量)，C、S、N、O及B分别减低到20ppm以下的钢锭。此外，作为钢锭E，熔炼含Si:3.6％(质量)、Mn:0.13％(质量)、Al:0.009％(质量)及Sb:0.06％(质量)，C、S、N、O及B分别减低到20ppm以下的钢锭。将各钢锭加热到1070℃，热轧精加工成2.5mm厚，对该热轧板施加1170℃×5分钟的热轧板退火，然后在800～400℃间以10℃/s冷却。将这些退火板酸洗，在200℃下进行冷轧，精加工成最终板厚0.35mm。由该冷轧板采取试料，按以下3个条件分别进行再结晶退火，得到制品板。
{退火1]升温速度由常温至500℃间平均30℃/s500～700℃间平均15℃/s700～900℃间平均8℃/s均热条件900℃×10秒冷却速度由均热到常温平均10℃/s退火气氛气体氢50％、氮50％，露点-30℃［退火2]升温速度由常温至500℃间平均100℃/h500～900℃间50℃/h均热条件900℃×10小时冷却速度由均热到常温平均100℃/h退火气氛气体Ar，露点-30℃[退火3]进行退火1后，进行退火2。
由各制品板采取内径100mm、外径150mm的环状试片，测定各试片的磁通密度及铁损。此外，用EBSP对钢板表面10mm×10mm见方区域的约2000个晶粒进行制品板晶粒方位的测定，求出<Г>。
图10示出了再结晶退火条件和磁特性的关系。而图11示出了再结晶退火条件和<Г>的关系。
关于铁损，不论哪一个钢锭，经退火2的钢板比退火1良好。而且经退火3的钢板的铁损，与经退火1及退火2的钢板相比是良好的。此外，添加Sb的钢锭E与不添加的相比，铁损是良好的。
另一方面，关于磁通密度，在添加Al、Sb的钢锭E中，与退火1比较，退火2而且退火3有提高。但是，不含Sb、含Al 0.3％(质量)的钢锭D不变化。此外，关于<Г>，显示出与磁通密度的变化相对应的变化。在钢锭E中，得到了最低的<Г>和高的磁通密度。
另外，图12示出了再结晶退火后的粒径和再结晶退火条件的关系。如图12所示，与急热的退火1相比，缓热的退火2进行着若干晶粒成长。此外，各退火条件中最高到达温度是同一的900℃。另外急热后缓热的退火3，与退火1、2相比，进行了晶粒成长。特别是钢锭E中晶粒成长显著。退火2与急热的退火1到达温度是相同的，但因为均热时间不同，所以认为是进行了晶粒成长。此外，退火3比退火2晶粒显著增大。退火3与退火2的区别不一定仅仅是在热效果上。在比较退火2和退火3时，再结晶核生成时的升温速度不同。因而，在因该差别引起的织构形成过程的差异的基础上，再结晶织构的区别被推定为大大改变了晶粒继续成长的行为。但是，本质的机构不明。
进而还对原料的添加元素进行了研究。结果发现，添加Ni使制品的磁通密度提高，推定是何种理由赋予Ni成为强磁性元素。但是详细理由不明。此外，Sn、Cu、P及Cr等的添加可看出铁损改善的倾向。推定是由于固有电阻增加使铁损减低。
另外发现，特别是关于铁损改善，使由结晶面方位<111>轴15°以内的晶粒的面积率(以下以P{111}表示)适宜化是有效的。以下具体进行说明。
熔炼含Si:2.5％(重量)、Mn:0.12％(重量)，而且使C、S、N、O及B分别减低到20ppm以下的以各种范围含有Al的钢锭。然后，将这些钢锭加热到1100℃，经热轧制成2.4mm厚的热轧板。对该热轧板施加1175℃×2分钟的热轧板退火，酸洗、经250℃的冷轧精加工成最终板厚0.35mm的冷轧板，对该冷轧板施加1100℃×5分钟的再结晶退火，得到制品板，通过变动Al，得到结晶方位不同的制品。
由这些制品板沿轧制方向(L方向)、轧制直角方向(C方向)采取30×280mm尺寸的爱泼斯坦试片，测定L、C方向的平均磁通密度和铁损。此外，用EBSP进行制品板晶粒方位的测定。测定对于钢板表面10mm×10mm见方的区域的2000个晶粒进行。
对于测定结果，解析各晶面方位和<111>轴的最小角度差。结果判明，结晶方位由<111>轴15°以内的晶粒的面积率(以下称作P{111})和磁特性之间有强的相关性。
图13示出了制品板的铁损值和P{111}的关系。如图13所示，制品板的铁损和P{111}之间有强的相关性。特别可以看出，通过将P{111}取作20％以下可得到良好的铁损(W15/50≤2.20W/kg)。其理由推定为，在算出P{111}时，取容许范围宽达15°，因此是由于对{111}以外的方位例如{544}、{554}、{221}、{332}等多方位的晶粒的磁特性也给予一并评价而造成的。
此外，应该查明织构对磁特性的影响，为此进行了以下实验。
熔炼含Si:2.6％(重量)、Mn:0.13％(重量)、Al:0.009％(重量)，将C、S、N、O及B分别减低到20ppm以下的钢锭。将该钢锭加热到1050℃、热轧成2.6mm厚的热轧板。对该热轧板施加1150℃×3分钟的热轧板退火。将该热轧板酸洗，然后从常温到400℃范围的各种温度施加冷轧，精加工成最终板厚0.35mm。对该冷轧板施加1050℃×10分钟的再结晶退火，作为制品板。
从得到的制品板的L方向和C方向采取30×280mm尺寸的爱泼斯坦试片，测定各钢板的L、C方向的平均磁通密度和铁损。
用EBSP对钢板表面10mm×10mm见方区域的约2000个晶粒进行制品板晶粒方位的测定，求出P{111}。
图14(a)、(b)示出了轧制温度和铁损及P{111}的关系。如图14所示，通过将轧制温度控制在150～350℃的范围内，使P{111}成为低值，得到了优良的铁损值。
接着，用同成分的钢锭，进行除使热轧板退火温度作各种变化之外，施加同样处理的实验。
图15(a)、(b)示出了对热轧板退火后的平均晶粒粒径D和制品板铁损特性及P{111}的关系进行调查的结果。如图15所示，可看出通过将热轧板退火后的平均粒径即最终冷轧前的平均粒径取作100μm以上，可使P{111}大大降低，铁损特性更加提高。
以下对本发明各构成要点的限定理由进行叙述。
作为本发明的电磁钢板的成分，含Si是使电阻增大以减低铁损所必需的。因此有必要使Si在1.5％(质量)以上。另一方面，超过8.0％(质量)时，磁通密度降低，制品的二次加工性也显著劣化。因而将Si含量限制在1.5～8.0％(质量)。
Mn是使热加工性良好的必要成分，不足0.005％(质量)时缺乏效果。另一方面，超过2.50％(质量)时使饱和磁通密度降低。因此取0.005～2.50％(质量)的范围。
另外，为实现本发明所希望的结晶方位，必须减低钢板的微量成分。即，在除了钢板表面涂层的钢板全体中，必须使C、S、N、O及B的含量分别在50ppm以下，希望是在20ppm以下。含量在其以上时，制品板结晶方位中的<Г>增大，使铁损变大。
其次，在本发明中必须控制结晶方位。即，为得到良好的磁特性，由式(1)确定的、Г在轧制面内的平均值<Г>在0.200以下是重要的，其理由已经说明。
另外，制品板的平均晶粒粒径希望取50～500μm。之所以如此，是由于平均晶粒粒径不足50μm时，会使磁滞损耗增加。因此，即使适用本发明也不能避免铁损的劣化。此外因制品板硬度增大，也使加工性劣化。另一方面，超过500μm时涡流损失增加甚多。因此，即使适用本发明也不能避免铁损的劣化。
此外，为得到良好的铁损，希望将P{111}取在20％以下。之所以这样，是由于P{111}超过20％时，制品的磁通密度、铁损会同时大大劣化。
另外，为确保良好的冲裁性，希望维氏硬度为240以下。作为达到这一目的的方法，虽然作了种种考虑，但主要还是以调整Si、Al、Mn等成份量是有利的。
以下对本发明的电磁钢板的制造方法进行详述。
首先，作为熔钢成份，将Si限制在1.5～8.0％(质量)及Mn限制在0.005～2.50％(质量)的理由已经作了说明。
其次，必须将C、S、N、O及B杂质元素的上限值分别限制为50ppm，较佳20ppm。此外，关于C，必须至少在再结晶退火前使之成为50ppm以下。因此，在熔钢成分阶段使之成为50ppm以下，或者如果在熔钢阶段超过50ppm，则也可以经中途工序的脱碳处理使之成为50ppm以下。这些杂质的含量超过50ppm时，再结晶退火后的<Г>值增加，磁特性劣化。这认为是由于妨碍了特殊晶界的选择移动而造成的。
此外，Al量控制是为得到本发明的<Г>为0.200以下的无取向性电磁钢板的最有利的技术。特别是为了得到<Г>为0.195以下的织构的良好制品，Al取0.0010～0.10％(质量)的范围是适宜的。Al超过0.10％(质量)时，织构变化，制品板的<Г>增加，使铁损和磁通密度劣化。另一方面，Al不足0.0010％(质量)时，氮化硅析出，赋予轧制时的变形行为以影响。因此，织构变化，<Г>多少增加，因杂质元素C、S、N、O及B的减低造成的<Г>减少的效果变小。因而，Al取0.0010％(质量)以上对铁损及磁通密度的改善是有利的。
在以上的成分调整方法之外，热轧板退火的条件控制，对于得到<Г>为0.195以下的良好的集合组织是有效的。该条件是，在800～1200℃的温度范围内施加退火，然后，在800～400℃的温度域内以5～80℃/s进行冷却。
热轧板退火温度不足800℃时，热轧板的再结晶不充分，磁特性的改善也不充分。另一方面，热轧板退火温度超过1200℃时，热轧板的晶粒粒径过于粗大化，使冷轧时产生裂纹。因而热轧板退火温度优选取为800～1200℃。另外关于冷却速度已经进行了说明。
而且，通过附加的添加Sb，能够使再结晶核生成行为变化。结果减低制品板的<Г>，能够得到良好的磁特性。其中,Sb的添加量不足0.01％(质量)时，看不出织构的改善效果。另一方面超过0.50％(质量)时，因脆化使冷轧困难。因而优选取在0.01～0.50％(质量)的范围。
其次，再结晶退火时，将700℃以上温度域的升温速度取作100℃/h以下的缓热，使之到达750℃以上1200℃以下，这为促进晶粒成长提高磁特性是有效的。700℃以上温度域的升温速度超过100℃/h时，织构的改善效果小。因而升温速度取100℃/h以下为佳。对升温速度的下限不作特别限定，但升温速度不足1℃/h时，退火时间过长于经济上不利。另一方面，再结晶退火的到达温度不足750℃时，因晶粒成长不充分使磁特性劣化。超过1200℃时，表面进行氧化，使铁损劣化。因而再结晶退火的到达温度以750℃以上1200℃以下为适宜。对均热时间不作特别限定。但是为得到良好的铁损，在经济容许的范围内的长时间均热，对促进晶粒成长是有效的。
另外，为了显著促进晶粒成长的提高磁特性，在再结晶退火的前半部，在500～700℃间以2℃/s以上急热，升温到700℃以上使再结晶完了，而在再结晶退火的后半部，冷却到700℃以下后，再在700℃以上的温度域以100℃/h以下缓热，使之到达750℃以上1200℃以下的温度是有效的。
在再结晶退火前半部，于500～700℃间以不足2℃/s升温时，对再结晶退火后半部晶粒成长的促进效果小。因而，再结晶退火前半部的500～700℃间的升温取2℃/s以上为佳。同样，再结晶退火前半部的到达温度不足750℃或超过1200℃时，对后半部退火晶粒成长的促进效果也小。因此，希望将再结晶退火前半部的到达温度定作750～1200℃。再结晶退火后半部的升温超过100℃/h时，对织构的改善效果小。因此，再结晶退火后半部升温速度的适宜范围取作100℃/h以下。此外，再结晶退火后半部的到达温度不足750℃时，晶粒成长不充份，超过1200℃时进行表面氧化，以上任一场合都使磁特性劣化。因而再结晶退火后半部的到达温度取作750℃以上1200℃以下为佳。此外，对于再结晶退火后半部的均热时间不作特别限定。但是为得到良好的铁损，在经济容许的范围内长时间均热，对促进晶粒成长是有效的。
因为到500℃的升温对再结晶的行为没有大的影响，所以没有必要特别限定。此外，冷却条件对于磁特性也没有必要作特别限定。但经济地取60℃/min～10℃/hr的范围是有利的。
另外，为提高磁通密度还可添加Ni。Ni添加量不足0.01％(质量)时磁特性的提高量小，另一方面超过1.50％(质量)时，因织构的发达不充分而使磁特性劣化。因此添加量取作0.01～1.50％(质量)。
同样，为改善铁损，添加Sn:0.01～1.50％(质量)、Cu:0.01～1.50％(质量)、P:0.005～0.50％(质量)、Cr:0.01～1.50％(质量)也是有效的。比此范围添加量少时，没有改善铁损的效果，添加量多时使饱和磁通密度降低。
此外，具有本发明成份的熔钢既可以通常的铸锭法或连铸法制成板坯，也可用直接铸造法制造成100mm以下厚度的薄铸坯。板坯用通常的方法加热热轧。另外，也可以铸造后不加热直接热轧。而且也可以在薄铸坯的场合进行热轧。也可以省略热轧直接进行以后的工序。接续在热轧之后，施加热轧板退火，按必要施加类有中间退火的1次以上的冷轧。然后进行再结晶退火，按必要施加绝缘涂层。最后，为改善叠层钢板的铁损，在钢板表面施加绝缘涂层。涂层既可以是由2种以上的被膜构成的多层膜，也可施加混合树脂等。
而且，为减低P{111}，希望使最终冷轧前的冷轧前平均晶粒粒径为100μm以上，将最终冷轧工序的至少1个道次的轧制温度取作150～350℃以上。作为使冷轧前的平均晶粒粒径成为100μm以上的手段，有在1000℃以上的高温进行热轧板退火和中间退火，或者在热轧板退火之先施加3～7％的冷轧的方法。
实施例实施例1用连铸制造表1所示成份的钢板坯，然后在1250℃加热板坯50分钟，经<p>表6 已知HIV单项阳性血清检测实验结果
检测实例4取HCV单项阳性血清(实验标本号分别为B1l和B40)各40微升，用上述检测实例3的同样方法操作，并分别与Ortho的HCV3.O酶联免疫法及RIBA检测法的结果进行比较。检测实验结果如表7所示。表7结果显示本发明检测方法可检出HCV单项阳性的标本，与Ortho的HCV3.O酶联免疫法检测结果一致；甚至对RIBA显示仅单项C22强阳性的B11号标本，在本发明的上述检测试纸中也显示了强阳性的结果。
表7 HCV单项阳性血清检测实验结果
由这些制品板上采取外径150mm、内径100mm的环状试料，测定其磁特性。另外，用EBSP测定处于制品板表面10mm×10mm见方区域内的晶粒方位，算出<Г>。将这些测定结果一并记于表2。在再结晶退火中的条件为，由常温到700℃以200℃/h升温，在700℃以上以平均1℃～100℃/h升温，到达750℃以上1200℃以下的温度，可看出得到了磁特性特别良好的制品。
表2
实施例3用直接铸造制造与实施例2同样成份组成的板厚4.5mm的薄铸坯。接着，以1150℃×30秒钟施加热轧板退火，在800～400℃间以50℃/s冷却，经过室温下的冷轧制成1.6mm厚。对该冷轧板以1000℃×60秒钟施加中间退火，然后经室温冷轧精加工成0.20mm厚。对该冷轧板在Ar气氛气体中以表3所示的条件施加第1次及第2次再结晶退火，得到制品。
由这些制品板上采取外径150mm、内径100mm的环状试料，测定其磁特性。此外，用EBSP测定处于制品板表面10mm×10mm见方区域内的晶粒方位算出<Г>。将这些测定结果一并记于表3。在再结晶退火中，通过在700℃以上的温度域以1℃～100℃/h升温，到达750℃以上1200℃以下的温度，可看出得至了磁特性特别良好的制品。
表3
实施例4用连铸制造表4所示成分的板坯，然后将板坯在1200℃下加热50分钟，经热轧精加工成2.6mm厚，以1180℃×120秒对该热轧板施加热轧板退火，在800～400℃间以30℃/s冷却，在150℃下对该退火板施加冷轧，精加工成0.35mm的最终板厚。对该冷轧板在Ar气氛气体中施加1150℃×1分钟的再结晶退火，涂布半有机涂层液，在300℃下烘烤得到制品。
由该制品板上采取外径150mm、内径100mm的环状试料，测定其磁特性。另外，用EBSP测定处于制品板表面10mm×10mm见方区域内的晶粒方位，算出<Г>。将这些测定结果一并记于表4。可看出按照本发明钢板得到了良好的磁特性。
表4
注C、S、O、N、P及B以ppm表示实施例5用连铸制造表5所示成份组成的板坯。各板坯在1150℃下加热20分钟，经热轧精加工成2.8mm厚。在1150℃60秒的条件下对该热轧板施加热轧板退火。在270℃下对该热轧板施加冷轧，精加工成0.35mm的最终板厚。在氢气气氛中对该冷轧板施加1050℃、2分钟的再结晶退火，涂布半有机涂层液，在300℃下烘烤得到制品板。
对于这样得到的制品板，测定磁特性(L方向和C方向的平均值)。此外，用EBSP测定处于表面10mm×10mm见方区域内的晶粒方位，算出<Г>及晶面方位为由<111>轴15°以内的晶粒在钢板表面中的面积率P{111}。
进而还调查了制品板的硬度及加工性，关于加工性按如下实施将制品板叠层成高度约10mm，用压力冲床在100个点加工成30mm的孔，以此时的裂纹发生率进行评价。
此外，对热轧板退火后及制品板的平均粒径也进行了测定。
将所得的结果一并记于表5。
表5
由表5可知，在满足本发明成分范围的场合，能得到不仅磁特性，而且加工性良好的制品。
实施例6用连铸制造含C:38ppm、Si:3.74％(重量)、Mn:0.35％(重量)、Al:0.013％(重量)、S:11ppm、O:7ppm及N:9ppm，其余实质由铁组成的板坯。将该板坯在1100℃下加热20分钟，经热轧精加工成3.2mm厚。对该热轧板以表6所示的温度进行60秒钟热轧板退火，以表6所示的温度对该退火板施加冷轧，精加工成0.50mm的最终板厚。再对该冷轧板以表6所示的温度施加120秒钟的再结晶退火，涂布无机涂层液在300℃下烘烤，得到制品板。
对这样得到的制品板的磁特性、<Г>、P{111}、硬度、加工性、热轧板退火后及制品板的平均粒径进行测定，将结果一并记于表6。
表6
如表6所示可知，通过加大冷轧前的粒径并且提高轧制温度，能够得到磁特性特别良好而且加工性良好的制品板。
实施例7用直接铸造法制造表7所示成份组成的薄铸坯(板厚4.5mm)。对该薄铸坯施加1150℃、60秒钟的热轧板退火后，经室温下的冷轧轧成1.2mm的中间厚度。对该冷轧板施加1000℃、60秒钟的中间退火，然后经室温冷轧精加工成0.35mm的最终板厚。接着，在Ar气氛中施加1025℃、5分钟的再结晶退火，得到制品板。
对这样得到的制品板的磁特性、<Г>、P{111}、硬度、加工性及平均粒径进行测定，将结果示于表8。
表7
表8
如表8所示出的那样，使用满足本发明的成分系列进行制造，能得到磁特性及加工性良好的制品。
按照本发明，能够得到超越用现有技术得到的磁特性的、具有优良磁通密度及铁损的无取向性电磁钢板。
权利要求
1．铁损低而且磁通密度高的无取向性电磁钢板，其特征在于，其成份组成中含Si:1.5～8.0％(质量)及Mn:0.005～2.50％(质量)，而且C、S、N、O及B含量分别抑制在50ppm质量以下，由式(1)赋予的结晶方位参数<Г>为0.200以下，<Г>=∑Vj∑(uij2vij2+vij2wij2+wij2uij2)/m---------(1)式中(uij,vij,wij)由结晶方位以(hkl)<uvw>表示的晶粒j求出的、由轧制方向向着轧制直角方向，在轧制面上与90*i/m-1)度倾斜的方向平行的第i号的单位矢量(i=1,2---m,j=1,2---n,uij2+vij2+wij2=1)。Vj晶粒j相对于全测定的晶粒的面积率
2．权利要求1所述的铁损低而且磁通密度高的无取向性电磁钢板，其特征在于，平均晶粒粒径50～500μm、结晶面方位由<111>轴15°以内的晶粒在钢板表面中的面积率为20％以下。
3．权利要求1或2所述的铁损低而且磁通密度高的无取向性电磁钢板，其特征在于，还含Al:0.0010～0.10％(质量)，<Г>为0.195以下。
4．权利要求1～3任一项所述的铁损低而且磁通密度高的无取向性电磁钢板，其特征在于，还含Sb:0.01～0.50％(质量)。
5．权利要求1～4任一项所述的铁损低而且磁通密度高的无取向性电磁钢板，其特征在于，还含有Ni:0.01～3.50％(质量)、Sn:0.01～1.50％(质量)、Cu:0.01～1.50％(质量)、P:0.005～0.50％(质量)以及Cr:0.01～1.50％(质量)的任何至少1种。
6．铁损低而且磁通密度高的无取向性电磁钢板的制造方法，其特征在于，在将含Si1.5～8.0％(质量)及Mn0.005～2.50％(质量)、而且S、N、O及B含量分别抑制在50ppm质量以下的成分的熔钢制成板坯，将该板坯热轧后，接着施加热轧板退火，再施加1次或夹着中间退火的2次以上的冷轧，精加工成最终板厚，然后进行再结晶退火，并按必要施加绝缘涂层的工艺中，在熔钢时或再结晶退火前的任何工序内将钢板的C量调整到50ppm质量以下，在800～1200℃的温度范围内施加热轧板退火，然后在800～400℃的温度域内以5～80℃/s进行冷却。
7．权利要求6所述的铁损低而且磁通密度高的无取向性电磁钢板的制造方法，其特征在于，在再结晶退火时，将700℃以上温度域的升温取为100℃/h以下，使之到750℃以上1200℃以下的温度域。
8．权利要求6所述的铁损低而且磁通密度高的无取向性电磁钢板的制造方法，其特征在于，在再结晶退火时，将500～700℃温度域的升温取作2℃/s以上，升温到700℃以上使再结晶完了后，冷却到700℃以下的温度域，再将700℃以上的温度域的升温取作100℃/h以下，使之到750℃以上1200℃以下的温度域。
9．权利要求6～8任一项所述的铁损低而且磁通密度高的无取向性电磁钢板的制造方法，其特征在于，使最终冷轧前的平均晶粒粒径成为100μm以上，同时将最终冷轧的至少1个道次在150～350℃的轧制温度下进行。
10．权利要求6～9任一项所述的铁损低而且磁通密度高的无取向性电磁钢板的制造方法，其特征在于，熔钢还含Al:0.0010～0.10％(质量)。
11．权利要求6～10任一项所述的铁损低而且磁通密度高的无取向性电磁钢板的制造方法，其特征在于，熔钢中还含Sb:0.01～0.50％(质量)。
12．权利要求6～11任一项所述的铁损低而且磁通密度高的无取向性电磁钢板的制造方法，其特征在于，熔钢还含有Ni:0.01～3.50％(质量)、Sn:0.01～1.50％(质量)、Cu:0.01～1.50％(质量)、P:0.005～0.50％(质量)以及Cr:0.01～1.50％(质量)的至少1种。
全文摘要
本发明涉及用于电器铁芯材料的无取向性电磁钢板及其制造方法。同时达成低铁损和高磁通密度的新的无取向性电磁钢板及其制造方法。即,本发明是含Si:1.5～8.0%(质量)及Mn:0.005～2.50%(质量),且将C、S、N、O及B含量分别抑制在50ppm以下,结晶方位参数<ㄏ>为0.200以下,铁损低且磁通密度高的无取向性电磁钢板。且平均晶粒粒径为50～500μm、结晶面方位为由<111>轴15°以内的晶粒在钢板表面的面积率为20%以下。含有微量的A1、Sb、Ni、Sn、Cu、P和Cr等。以及上述无取向性电磁钢板的制造方法。
文档编号H01F1/147GK1305019SQ0013384
公开日2001年7月25日 申请日期2000年9月1日 优先权日1999年9月3日
发明者早川康之, 黑泽光正, 河野正树, 小松原道郎, 小森优佳, 田村和章 申请人:川崎制铁株式会社