相關(guān)參照

本申請是2012年8月8日提交的、申請?zhí)枮?01280075133.4、發(fā)明名稱為“高強(qiáng)度電磁鋼板及其制造方法”的專利申請的分案申請。

本發(fā)明涉及一種無方向性電磁鋼板，特別涉及一種適合用于以渦輪發(fā)電機(jī)、電動汽車、混合動力汽車的驅(qū)動電機(jī)以及機(jī)床用電機(jī)等高速旋轉(zhuǎn)機(jī)器的轉(zhuǎn)子為典型例的被附加大的應(yīng)力的部件的、高強(qiáng)度且具有優(yōu)異的磁特性的高強(qiáng)度電磁鋼板及其制造方法。

背景技術(shù)：

近年來，由于電機(jī)的驅(qū)動系統(tǒng)的發(fā)展，驅(qū)動電源的頻率控制成為可能，可變速運(yùn)轉(zhuǎn)或進(jìn)行商用頻率以上的高速旋轉(zhuǎn)的電機(jī)逐漸增加。在這樣的進(jìn)行高速旋轉(zhuǎn)的電機(jī)中，作用于轉(zhuǎn)子這樣的旋轉(zhuǎn)體的離心力與旋轉(zhuǎn)半徑成比例，與旋轉(zhuǎn)速度的平方成比例增大，因此尤其是作為中·大型的高速電機(jī)的轉(zhuǎn)子材料，需要高強(qiáng)度材料。

另外，近年來，在混合動力汽車的驅(qū)動電機(jī)、壓縮機(jī)電機(jī)等中的使用越來越多的永磁型dc變頻器控制電機(jī)中，在轉(zhuǎn)子外周部設(shè)置狹縫埋設(shè)磁鐵。因此，由于電機(jī)高速旋轉(zhuǎn)時的離心力，應(yīng)力集中在窄的橋部(轉(zhuǎn)子外周與狹縫間的部分等)。并且，因電機(jī)的加減速運(yùn)轉(zhuǎn)或振動而應(yīng)力狀態(tài)發(fā)生變化，因此轉(zhuǎn)子所使用的芯材料需具有高強(qiáng)度和高疲勞強(qiáng)度。

此外，在高速旋轉(zhuǎn)電機(jī)中，因高頻磁通量產(chǎn)生渦流，電機(jī)效率下降，并且產(chǎn)生發(fā)熱。若該發(fā)熱量增多，則埋入轉(zhuǎn)子內(nèi)的磁鐵減磁，因此還要求高頻區(qū)的鐵損低。

因此，作為轉(zhuǎn)子用材料，迫切期望一種磁特性優(yōu)異且高強(qiáng)度的電磁鋼板。

其中，作為鋼板的強(qiáng)化方法，已知有固溶強(qiáng)化、析出強(qiáng)化、細(xì)晶強(qiáng)化和多相強(qiáng)化等，但這些強(qiáng)化方法中的大部分會使磁特性劣化，因此一般而言兼得強(qiáng)度和磁特性極其困難。

在這樣的狀況下，提出了幾種具有高強(qiáng)度的電磁鋼板。

例如，專利文獻(xiàn)1中，提出了將si含量提高至3.5～7.0％，并且為了固溶強(qiáng)化而添加ti、w、mo、mn、ni、co和al等元素以實(shí)現(xiàn)高強(qiáng)度化的方法。

另外，專利文獻(xiàn)2中，提出了在上述強(qiáng)化法的基礎(chǔ)上，通過設(shè)計最終退火條件使結(jié)晶粒徑為0.01～5.0mm而改善磁特性的方法。

然而，將這些方法用于工廠生產(chǎn)時，在熱軋后的連續(xù)退火工序、其后的軋制工序等中容易發(fā)生板斷裂等問題，存在成品率下降、不得不停止生產(chǎn)線等問題。

對此，雖然將冷軋變?yōu)榘鍦貫閿?shù)百℃的溫軋，則可減少板斷裂，但這樣則不僅需要針對溫軋進(jìn)行應(yīng)對，而且因生產(chǎn)上的制約增大等而在工序管理上也會有較大問題。

另外，專利文獻(xiàn)3中提出了對于si含量為2.0～3.5％的鋼，用mn、ni實(shí)現(xiàn)固溶強(qiáng)化的方法，專利文獻(xiàn)4中提出了向si含量為2.0～4.0％的鋼中添加mn、ni進(jìn)行固溶強(qiáng)化，并且利用nb、zr、ti和v等的碳氮化合物而兼得高強(qiáng)度和磁特性的技術(shù)，專利文獻(xiàn)5中提出了對于si含量為2.0％以上且低于4.0％的鋼，利用基于nb、zr、ti和v等的碳氮化合物的析出效果和細(xì)粒化效果，兼得高強(qiáng)度和磁特性的技術(shù)。

然而，這些方法中，存在大量添加ni等高價的元素或因鑄痂等缺陷的增加導(dǎo)致成品率下降而成本變高這樣的問題。另外，這些公開技術(shù)中，由于是利用碳氮化合物的析出效果，所以還存在磁特性的劣化大這樣的問題。

另一方面，專利文獻(xiàn)6中公開了對于si：4.0～7.0％的組成，利用由與si含量的關(guān)系規(guī)定的特定溫度對冷軋后的鋼板進(jìn)行熱處理，從而使結(jié)晶組織的再結(jié)晶率成為95％以下，使剩余部分實(shí)質(zhì)上為軋制組織，以實(shí)現(xiàn)鋼板強(qiáng)度的強(qiáng)化的技術(shù)。

根據(jù)上述的技術(shù)，例如在700℃下進(jìn)行熱處理時，需要添加約5.9％以上的si，認(rèn)為由此可得到80kgf/mm²以上的高抗拉強(qiáng)度的、具有所希望的伸長率并且兼具優(yōu)異的磁特性的實(shí)用的軟磁性材料。

另外，專利文獻(xiàn)7中公開了在含有si:0.2～4.0％、以鐵素體相為主相的電磁鋼板中添加ti、nb和ni等，在鋼材內(nèi)部生成直徑：0.050μm以下的金屬間化合物，以實(shí)現(xiàn)鋼板強(qiáng)度的強(qiáng)化的方法。該方法中，認(rèn)為能夠在不損害冷軋性等的情況下可制造具有60kgf/mm²以上的抗拉強(qiáng)度和耐磨損性且磁通密度、鐵損優(yōu)異的無方向性電磁鋼板。

此外，專利文獻(xiàn)8、9和10中提出了使未再結(jié)晶組織殘留在鋼板中的高強(qiáng)度電磁鋼板。根據(jù)這些方法，能夠維持熱軋后的制造性且較容易得到高強(qiáng)度。

然而，這些材料均有在軋制直角方向的鋼板強(qiáng)度不均容易變大這樣的問題點(diǎn)。

因此，專利文獻(xiàn)11中，進(jìn)一步提出了使用如下的板坯制造高強(qiáng)度無方向性電磁鋼板的方法，該板坯含有si：超過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，且調(diào)整組成使mn在與s含量(質(zhì)量％)的關(guān)系中滿足(5.94×10^-5)/(s％)≤mn％≤(4.47×10^-4)/(s％)的關(guān)系的范圍。

然而，上述的技術(shù)中，仍不能說鋼板強(qiáng)度的不均已成為實(shí)際使用上所希望的值，依然需求一種低鐵損且高強(qiáng)度、并且強(qiáng)度的不均小的電磁鋼板。

現(xiàn)有技術(shù)文獻(xiàn)

專利文獻(xiàn)

專利文獻(xiàn)1：日本特開昭60－238421號公報

專利文獻(xiàn)2：日本特開昭62－112723號公報

專利文獻(xiàn)3：日本特開平2－22442號公報

專利文獻(xiàn)4：日本特開平2－8346號公報

專利文獻(xiàn)5：日本特開平6－330255號公報

專利文獻(xiàn)6：日本特開平4－337050號公報

專利文獻(xiàn)7：日本特開2005－264315號公報

專利文獻(xiàn)8：日本特開2005－113185號公報

專利文獻(xiàn)9：日本特開2006－169611號公報

專利文獻(xiàn)10：日本特開2007－186790號公報

專利文獻(xiàn)11：日本特開2010－90474號公報

專利文獻(xiàn)12：日本特開2001－271147號公報

專利文獻(xiàn)13：日本特開平11－293426號公報

技術(shù)實(shí)現(xiàn)要素：

本發(fā)明是鑒于上述實(shí)際情況進(jìn)行研發(fā)的，其目的在于提出一種適合作為高速旋轉(zhuǎn)電機(jī)的轉(zhuǎn)子材料的、穩(wěn)定地具有高強(qiáng)度且磁特性也優(yōu)異的電磁鋼板和其有利的制造方法。

于是，本發(fā)明人等為了解決上述的課題，對利用了未再結(jié)晶恢復(fù)組織的高強(qiáng)度電磁鋼板的機(jī)械強(qiáng)度進(jìn)行了縝密的研究，努力探索了發(fā)生機(jī)械強(qiáng)度不均的原因。

其結(jié)果，發(fā)現(xiàn)鋼板中的未再結(jié)晶恢復(fù)組織和夾雜物的存在形態(tài)對機(jī)械強(qiáng)度的不均造成很大影響，并且明確了用于在良好的制造性下得到兼得低鐵損和穩(wěn)定的高強(qiáng)度的電磁鋼板的鋼組成和鋼組織的控制條件，從而完成了本發(fā)明。

本發(fā)明是基于上述的發(fā)現(xiàn)而進(jìn)行的。

即，本發(fā)明的要素構(gòu)成如下。

1.一種電磁鋼板，其特征在于，由如下的成分組成構(gòu)成：以質(zhì)量％計含有c：0.005％以下、si：超過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，且滿足ca/s：0.80以上，剩余部分為fe和不可避免的雜質(zhì)，并且，板厚：0.40mm以下，未再結(jié)晶的加工組織：10％～70％，拉伸強(qiáng)度(ts)：600mpa以上，鐵損w10/400：30w/kg以下。

2.根據(jù)上述1所述的電磁鋼板，其特征在于，上述高強(qiáng)度電磁鋼板以質(zhì)量％計進(jìn)一步含有選自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種或者2種以上。

3.一種電磁鋼板的制造方法，其特征在于，是由上述1或者2所述的成分組成構(gòu)成的板坯進(jìn)行板坯加熱后，進(jìn)行熱軋，之后卷取，接著進(jìn)行熱軋板退火、酸洗后，實(shí)施冷軋或者溫軋制成板厚：0.40mm以下，之后實(shí)施最終退火的一系列的工序構(gòu)成的無方向性電磁鋼板的制造方法，其中，

將上述板坯加熱時的溫度設(shè)為1050℃～1150℃，將上述熱軋的最終熱軋結(jié)束后的溫度設(shè)為800℃～900℃，將上述卷取溫度設(shè)為500℃～650℃，將上述熱軋板退火的溫度設(shè)為900℃～1000℃，并且在氫：10vol％以上、露點(diǎn)：－20℃以下的氣氛中，在超過650℃且低于800℃的溫度范圍內(nèi)實(shí)施上述最終退火。

根據(jù)本發(fā)明，能夠在良好的制造性下得到高強(qiáng)度且低鐵損的電磁鋼板。

附圖說明

圖1是表示al、mn的添加量與拉伸強(qiáng)度的不均的關(guān)系的圖。

圖2是表示熱軋條件對拉伸強(qiáng)度的不均的影響的圖。

圖3是表示最終退火條件對鐵損的影響的圖。

圖4是表示al、mn的添加量與鐵損的關(guān)系的圖。

圖5是表示al、mn的添加量與拉伸強(qiáng)度的不均的關(guān)系的圖。

圖6是表示板坯加熱溫度和熱軋板退火溫度對鐵損和拉伸強(qiáng)度的不均造成的影響的圖。

圖7是表示制品板的板厚和最終退火溫度對拉伸強(qiáng)度和鐵損造成的影響的圖。

具體實(shí)施方式

以下，對本發(fā)明進(jìn)行具體說明。應(yīng)予說明，以下所示的表示鋼板成分的％，在沒有特殊說明的情況下意味著質(zhì)量％。

如上所述，作為得到高強(qiáng)度無方向性電磁鋼板的方式，考慮利用nb、zr、ti和v等的碳氮化合物的情況下，由于碳氮化合物等的析出物妨礙磁化鋼板時的疇壁位移，所以認(rèn)為對低鐵損的實(shí)現(xiàn)從本質(zhì)上不利。

因此，作為不利用碳氮化合物等的析出物而使鋼板高強(qiáng)度化的手段，本發(fā)明人等著眼于利用未再結(jié)晶恢復(fù)組織。然而，現(xiàn)有方法中，利用未再結(jié)晶組織時，存在如下傾向：鋼板中的未再結(jié)晶組織的存在形態(tài)的不均對機(jī)械強(qiáng)度的不均造成很大影響。認(rèn)為這是由于最終退火時，對于鋼組織而言，在再結(jié)晶進(jìn)行的中途階段退火結(jié)束，因此鋼板的初始粒徑、析出物的量和形態(tài)以及冷軋時的位錯導(dǎo)入的程度等各條件的微小差別對再結(jié)晶的進(jìn)行程度有很大影響。

因此，認(rèn)為只要能夠使上述各條件設(shè)為微觀上也沒有不均，盡量均勻，則得到的未再結(jié)晶組織的形態(tài)會變穩(wěn)定。因此，首先對材料成分進(jìn)行了研究。

在通常的無方向性電磁鋼板中，為了減少鐵損，大多情況下在si的基礎(chǔ)上添加al、mn等元素。特別是al，因與si同樣其電阻率增大效果大，因此積極添加。另外，mn也有提高電阻率的效果，并且對改善熱脆性有效，因此通常添加0.15～0.20％左右。

然而，本發(fā)明人等認(rèn)為對于得到本發(fā)明中作為目標(biāo)的高強(qiáng)度，si更有利，因此首先對主要使用si、輔助使用al的成分體系進(jìn)行了研究。

將由表1所示的成分組成構(gòu)成的鋼坯，在1100℃加熱后，熱軋至2.0mm厚的熱軋板，對其在950℃的溫度下實(shí)施熱軋板退火。接著，酸洗后，冷軋至板厚：0.35mm，之后在750℃的溫度下進(jìn)行最終退火。

從這樣得到的鋼板沿軋制方向(l)和軋制直角方向(c)切取愛潑斯坦試驗(yàn)片，測定磁特性。磁特性用l+c特性(l+c的平均值)來評價。另外，沿軋制直角方向采集jis5號拉伸試驗(yàn)片各10片進(jìn)行了拉伸試驗(yàn)。

將得到的結(jié)果示于表2。應(yīng)予說明，拉伸強(qiáng)度的不均(以下，也稱為強(qiáng)度的不均或者簡稱為不均)用標(biāo)準(zhǔn)偏差σ來評價，表2中用2σ表示。

表1

剩余部分為fe和不可避免的雜質(zhì)

表2

由表2可知，在上述任一條件下，鋼板的拉伸強(qiáng)度的平均值均為650mpa以上，與通常的電磁鋼板相比較，顯示高的強(qiáng)度。然而，不能說其不均小。其中，al低至0.01％的材料是拉伸強(qiáng)度的不均稍微小一點(diǎn)的鋼板。另外，該鋼板鐵損也最小。

在此，本發(fā)明中，只要2σ為15mpa以內(nèi)，就評價為拉伸強(qiáng)度的不均小。因?yàn)樵诂F(xiàn)有的發(fā)明(專利文獻(xiàn)11)中，將2σ為25mpa以內(nèi)的情況視為不均小，因此只要是該值的60％的15mpa以內(nèi)，則與以往相比，就可以說不均充分小。

接下來，本發(fā)明人等推斷是不是利用未再結(jié)晶組織的情況下，即，在最終退火時，在再結(jié)晶進(jìn)行的中途階段結(jié)束退火的方法中，si以外的成分盡量少能使得到的組織的不均變小，并且拉伸強(qiáng)度的不均也變小。

因此，準(zhǔn)備si：3.7％、s：0.0030％以下、n：0.0030％以下、將al量在0.0001～0.01％、mn量在0.01～0.2％的范圍變化的成分的鋼坯。

對在1100℃加熱鋼坯后熱軋至2.0mm厚的熱軋板在950℃的溫度下實(shí)施熱軋板退火。接著，酸洗后，冷軋至板厚：0.35mm，之后在750℃的溫度下進(jìn)行最終退火。

從得到的鋼板沿軋制直角方向針對各材料采集jis5號拉伸試驗(yàn)片各10片進(jìn)行拉伸試驗(yàn)。用標(biāo)準(zhǔn)偏差σ評價其不均，在圖1中對2σ的數(shù)值進(jìn)行作圖。

由圖1可知al量為0.005％以下、mn量為0.15％以下時，有拉伸強(qiáng)度的不均變小的趨勢。然而，即便在上述范圍，還是有不均大的試驗(yàn)片，因此可知如果僅使al、mn量成為上述的范圍，則無法減小拉伸強(qiáng)度的不均。

因此，本發(fā)明人等在al量為0.005％以下、mn量為0.15％以下的條件下，對拉伸強(qiáng)度不均大的試驗(yàn)片和小的試驗(yàn)片進(jìn)行了詳細(xì)分析·研究。其結(jié)果發(fā)現(xiàn)在mn量為0.10％以下且s為10質(zhì)量ppm～30質(zhì)量ppm的成分材料的情況下，看到s部分偏析·稠化，而這樣的試樣中，尤其強(qiáng)度的下降大。

本發(fā)明人等認(rèn)為其原因是在通常的mn、s量時，澆鑄后析出的mns在1100℃的板坯加熱中固溶、在熱軋中發(fā)生再析出的現(xiàn)象，但如上所述如果mn量少，則液相的fes容易析出，隨之s部分稠化·偏析，由此該部分容易斷裂，結(jié)果產(chǎn)生強(qiáng)度不均。

另外，隨著al量減少，發(fā)現(xiàn)在最終退火后的試樣表面產(chǎn)生的氧化物量有增多的趨勢。認(rèn)為這是由于大量含有al時，生成al氧化物，因其屏障效果抑制si氧化物的生成，但al少時，該效果小，因此si的氧化容易進(jìn)行，其結(jié)果，在試樣表面產(chǎn)生的氧化物量增多。

在此，表層氧化物的生成會成為鐵損的劣化原因，因此抑制其是必要的。

因此，本發(fā)明人等認(rèn)為應(yīng)該減少澆鑄后析出的mns量，考慮通過添加少量ca，使mns變成硫化鈣(cas)的形態(tài)，從而是否能夠抑制上述現(xiàn)象的產(chǎn)生，使強(qiáng)度的不均變小。另外，同時考慮到對于夾雜物的形成而言，也有熱軋條件的影響和最終退火條件的影響，進(jìn)而進(jìn)行了以下的實(shí)驗(yàn)。

準(zhǔn)備由表3所示的成分組成構(gòu)成的鋼坯，在1100℃加熱后，使最終熱軋結(jié)束后的溫度和熱軋結(jié)束后的卷取溫度變化而熱軋至2.0mm厚。接著在950℃的溫度下實(shí)施熱軋板退火，酸洗后，冷軋至板厚：0.35mm。其后，使氫濃度和露點(diǎn)變化，在750℃的溫度下進(jìn)行最終退火。

表3

剩余部分為fe和不可避免的雜質(zhì)

從得到的鋼板沿軋制方向和軋制直角方向切取愛潑斯坦試驗(yàn)片，測定磁特性。磁特性用l+c特性來評價。另外，沿軋制直角方向采集jis5號拉伸試驗(yàn)片各10片進(jìn)行拉伸試驗(yàn)。在任一條件下拉伸強(qiáng)度以平均值計均為650mpa以上，與通常的電磁鋼板相比較，顯示高的強(qiáng)度。

圖2中示出熱軋條件對拉伸強(qiáng)度的不均的影響?？芍趯⒆罱K熱軋結(jié)束后的溫度設(shè)為800℃～900℃、將熱軋結(jié)束后的卷取溫度設(shè)為500℃～650℃的條件下，不均為15mpa以下，非常小。

另外，圖3中示出最終退火條件對鐵損的影響?？芍跉錆舛龋?0vol％以上且露點(diǎn)：-20℃以下的條件下，低鐵損(w10/400)為30w/kg以下。

應(yīng)予說明，在得到上述的良好的鐵損和小的強(qiáng)度不均的試樣中，對未再結(jié)晶的加工組織的比率進(jìn)行分析的結(jié)果為30～45％。

本發(fā)明中，重要的是控制鋼組織中的未再結(jié)晶的加工組織的比率。在此，加工組織的比率用如下的方法求出：切取鋼板的軋制方向截面(nd－rd截面)，對該截面進(jìn)行研磨·蝕刻，用光學(xué)顯微鏡觀察，測定未再結(jié)晶組織的面積率。

接下來，本發(fā)明人等進(jìn)行了進(jìn)一步詳細(xì)分析al、mn量的影響的實(shí)驗(yàn)。

準(zhǔn)備了si：4.0％、s：0.0030％以下、n：0.0030％以下，將al量在0.0001～0.01％、mn量在0.01～0.20％、ca量在0.0010％～0.0050％的范圍變化的成分的鋼坯。

在1120℃加熱鋼坯后，以最終熱軋結(jié)束后的溫度成為800℃～900℃、熱軋結(jié)束后的卷取溫度成為500℃～650℃的方式熱軋至1.8mm厚。接下來，在975℃的溫度下實(shí)施熱軋板退火，酸洗后，冷軋至板厚：0.35mm。其后，在氫濃度：10vol％以上且露點(diǎn)：-20℃以下的條件下，進(jìn)行730℃溫度的最終退火。

從這樣得到的鋼板沿軋制方向和軋制直角方向切取愛潑斯坦試驗(yàn)片，測定磁特性。磁特性用l+c特性來評價。

將鐵損測定結(jié)果示于圖4，可知在al量為0.005％以下、mn量為0.10％以下時，成為低鐵損(w10/400為30w/kg以下)。

另外，沿軋制直角方向針對各材料采集jis5號拉伸試驗(yàn)片各10片進(jìn)行拉伸試驗(yàn)。用標(biāo)準(zhǔn)偏差σ評價其不均，將2σ的結(jié)果示于圖5。應(yīng)予說明，雖未圖示，但在任一條件下拉伸強(qiáng)度的平均值均為700mpa以上，與通常的電磁鋼板相比較，顯示非常高的強(qiáng)度。

由圖5可知al量為0.005％以下、mn量為0.10％以下時，不均小的例子很多。然而，即便是在上述范圍，依然有不均大的例子。對這些例子進(jìn)行詳細(xì)分析，明確了符合ca量比s量少、即ca/s低于0.80的條件。

另外，得到上述的良好的鐵損和高強(qiáng)度且小的不均的試樣中的未再結(jié)晶的加工組織的比率為45～60％。

由以上可知通過使用由如下成分組成構(gòu)成的材料，能夠得到低鐵損且強(qiáng)度的不均小的高強(qiáng)度電磁鋼板，上述成分組成是含有c：0.005％以下、si：超過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滿足0.80以上，剩余部分為fe和不可避免的雜質(zhì)。

此時，需要最終熱軋結(jié)束后的溫度為800℃～900℃、熱軋結(jié)束后的卷取溫度為500℃～650℃、最終退火時的氫濃度為10vol％以上且露點(diǎn)為－20℃以下的氣氛。

應(yīng)予說明，關(guān)于ca添加，專利文獻(xiàn)12中公開了通過在含有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，還含有s：0.004％以下、(sb+sn+cu)：0.005～0.1％的組成中，添加10～100ppm的ca，從而即便夾雜物、析出物多，也能夠減少鐵損的技術(shù)。

在此，專利文獻(xiàn)12的發(fā)明是通過減少抑制最終退火時的粒子生長的mn系硫化物的量，制成cas的形態(tài)，從而增大制品板的粒徑來改善鐵損的，其目的·效果與本發(fā)明的mn量少時防止液相的fes的析出而抑制s的偏析·稠化，從而減小強(qiáng)度的不均是不同的。另外，專利文獻(xiàn)12中，mn量最少的例子為0.15％，與作為本發(fā)明的mn量的理想范圍的0.01％～0.1％不重復(fù)。

另外，專利文獻(xiàn)13中公開了通過在含有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％)的組成中，添加0.0005～0.005％的ca，從而制造疲勞特性優(yōu)異的無方向性電磁鋼板的技術(shù)，但專利文獻(xiàn)13的發(fā)明是通過在s：9質(zhì)量ppm以下的材料中添加ca而生成分散的球狀的ca-al氧化物，從而提高疲勞強(qiáng)度。因此，認(rèn)為以0.1～1.0％的范圍含有al是重要的，其目的·效果與本發(fā)明的ca添加不同。另外在專利文獻(xiàn)13中，mn量最少的例子為0.17％，與作為本發(fā)明的mn量的理想范圍的0.01％～0.1％不重復(fù)。

此外，本發(fā)明人等為了分析其它制造條件的影響而進(jìn)行了以下的實(shí)驗(yàn)。

準(zhǔn)備由表4所示的成分組成構(gòu)成的鋼坯，使板坯加熱溫度變化而加熱后，以最終熱軋結(jié)束后的溫度成為870℃～890℃、熱軋結(jié)束后的卷取溫度成為620℃～640℃的方式熱軋至1.6mm厚。接著使退火溫度變化而實(shí)施熱軋板退火、酸洗后，冷軋至板厚：0.25mm。其后，在氫濃度：20vol％且露點(diǎn)：-40℃的條件下，在720℃的溫度下進(jìn)行最終退火。

表4

剩余部分為fe和不可避免的雜質(zhì)

從得到的鋼板沿軋制方向和軋制直角方向切取愛潑斯坦試驗(yàn)片，測定磁特性。磁特性用l+c特性來評價。另外，沿軋制直角方向采集jis5號拉伸試驗(yàn)片各10片進(jìn)行拉伸試驗(yàn)。在任一條件下拉伸強(qiáng)度以平均值計均為600mpa以上，與通常的電磁鋼板相比較，顯示非常高的強(qiáng)度。

圖6中示出板坯加熱溫度和熱軋板退火溫度對鐵損和拉伸強(qiáng)度的不均造成的影響?？芍獙迮骷訜釡囟仍O(shè)為1050℃～1150℃，將熱軋板退火設(shè)為900℃～1000℃時，得到低鐵損(w10/400為30w/kg以下)，并且強(qiáng)度的不均低(15mpa以下)。

關(guān)于在上述范圍的板坯加熱溫度下得到良好的特性的理由，認(rèn)為是由于澆鑄時不以cas而是以mns的形態(tài)析出的硫化物暫時固溶后，以cas的形態(tài)析出所致。應(yīng)予說明，如果板坯加熱溫度低，則無法使mns再固溶，另一方面，如果加熱溫度高，則鑄造時即使已經(jīng)以cas形式析出的物質(zhì)也會固溶，所以會引起相反效果。

另外，關(guān)于在上述范圍的熱軋板退火溫度下得到良好的特性的理由，認(rèn)為是由于通過形成適當(dāng)大小的熱軋板粒徑，從而在冷軋時導(dǎo)入鋼板內(nèi)的應(yīng)變在微觀上成為適當(dāng)?shù)姆植?，因此最終退火時成為再結(jié)晶部和未再結(jié)晶的加工組織適當(dāng)分散的組織。

應(yīng)予說明，得到上述良好的鐵損和小的強(qiáng)度不均的試樣中的未再結(jié)晶的加工組織的比率為55～70％。

由以上可知為了得到本發(fā)明的電磁鋼板，需使板坯加熱溫度成為1050℃～1150℃，需使熱軋板退火溫度成為900℃～1000℃。

接下來，本發(fā)明人等進(jìn)行了用于分析制品板的板厚和最終退火時的退火溫度的影響的實(shí)驗(yàn)。

準(zhǔn)備由表5所示的成分組成構(gòu)成的鋼坯，在1070℃加熱鋼坯后，以最終熱軋結(jié)束后的溫度成為830～850℃、熱軋結(jié)束后的卷取溫度成為580～600℃的方式熱軋至1.6mm厚。接著在900℃的溫度下實(shí)施熱軋板退火、酸洗后，冷軋至板厚：0.18～0.50mm。其后，在氫濃度：30vol％、露點(diǎn)：-30℃的條件下，進(jìn)行600～850℃的溫度范圍的最終退火。

表5

剩余部分為fe和不可避免的雜質(zhì)

從得到的鋼板沿軋制方向和軋制直角方向切取愛潑斯坦試驗(yàn)片，測定磁特性。磁特性用l+c特性來評價。另外，沿軋制直角方向采集jis5號拉伸試驗(yàn)片各10片進(jìn)行拉伸試驗(yàn)。

圖7中示出制品板·板厚和最終退火時·退火溫度對拉伸強(qiáng)度和鐵損造成的影響?？芍嘶饻囟葹?00℃以上時強(qiáng)度達(dá)不到600mpa。此時，未再結(jié)晶的加工組織的比率低于10％。另外，退火溫度為650℃以下時，鐵損(w10/400)超過30w/kg。此時，未再結(jié)晶的加工組織的比率超過70％。此外，如果板厚超過0.40mm，則無法得到強(qiáng)度為600mpa以上且鐵損(w10/400)為30w/kg以下的特性。

因此，本發(fā)明中，將板厚限定在0.40mm以下，將最終退火時的退火溫度限定在超過650℃且低于800℃。

接下來，對在本發(fā)明中將鋼成分限定在上述的組成范圍的理由進(jìn)行說明。

c：0.005％以下

c具有利用碳化物的析出提高強(qiáng)度的效果，但本發(fā)明中的鋼板的高強(qiáng)度化主要是通過si等置換型元素的固溶強(qiáng)化和未再結(jié)晶恢復(fù)組織的利用來實(shí)現(xiàn)的，因此不一定必須含有。反而由于其使磁特性劣化、并且使高si鋼的加工性下降的影響大，所以將c限定在0.005％以下。優(yōu)選為0.0035％以下。

si：超過3.5％且4.5％以下

si一般作為鋼的脫氧劑使用，除此之外還具有提高電阻而減少鐵損的效果，是構(gòu)成無方向性電磁鋼板的主要元素。另外，與添加到無方向性電磁鋼板中的mn、al、ni等其它的固溶強(qiáng)化元素相比較，具有高的固溶強(qiáng)化能力，因此是能夠平衡最好地實(shí)現(xiàn)高抗拉強(qiáng)度化、高疲勞強(qiáng)度化、低鐵損化的元素。因此，作為本發(fā)明中的固溶強(qiáng)化的主體元素，積極添加超過3.5％。然而，如果si量超過4.5％則抗拉強(qiáng)度雖增加但疲勞強(qiáng)度急劇下降，另外制造性下降至冷軋中產(chǎn)生龜裂，因此將其上限設(shè)為4.5％。

mn：0.01％～0.10％

mn不僅與si同樣地具有提高電阻而減少鐵損的效果，還具有使鋼固溶強(qiáng)化的作用，另外在改善熱脆性上也是有效的元素，通常，在無方向性電磁鋼板中添加0.2％以上左右。然而，本發(fā)明中為了得到作為目標(biāo)的低鐵損且強(qiáng)度的不均小的高強(qiáng)度電磁鋼板，需將mn量減少至0.01％～0.10％，這在本發(fā)明中是重要的點(diǎn)。

al：0.005％以下

al與si同樣地作為鋼的脫氧劑經(jīng)常被使用，其增加電阻而減少鐵損的效果大，因此是無方向性電磁鋼板的主要構(gòu)成元素之一。然而，本發(fā)明中為了得到作為目標(biāo)的低鐵損且強(qiáng)度的不均小的高強(qiáng)度電磁鋼板，需極力減少氮化物量，因此al量需為0.005％以下，這在本發(fā)明中是重要的點(diǎn)。

ca：0.0010％～0.0050％

本發(fā)明中，ca是為了減少mn量而得到良好的特性所必需的元素，低于0.0010％時該效果不充分。另一方面，如果超過0.0050％，則該效果達(dá)到飽和而只是成本增加，因此限定在上述范圍。

s：0.0030％以下

如果s的含量超過0.0030％，則粗大的mns、cas的析出增加，成為疲勞強(qiáng)度下降、拉伸強(qiáng)度不均增大的重要因素，或者難以控制成理想的鋼板組織。因此，將其上限設(shè)為0.0030％。

n：0.0030％以下

n與上述的c同樣使磁特性劣化，所以限制在0.0030％以下。

ca/s：0.80以上

ca/s低于0.80時，用于固定s的ca量變不足。特別是像本發(fā)明這樣mn量低至0.01％～0.10％時，在板坯加熱等時液相的fes析出，s容易偏析·稠化，成為強(qiáng)度不均的原因，因此需限制在上述范圍。應(yīng)予說明，從成本的觀點(diǎn)考慮，ca/s優(yōu)選為3.0以下。

以上，對本發(fā)明的無方向性電磁鋼板涉及的基本成分進(jìn)行了說明，本發(fā)明中，除上述成分以外，為了提高磁特性并高強(qiáng)度化，也可以根據(jù)需要添加一直以來使用的元素。其添加量優(yōu)選在添加成本和不使制造性下降的范圍內(nèi)調(diào)整，具體而言如下。

sb、sn：0.005％～0.2％

sb、sn均具有改善無方向性電磁鋼板的集合組織而提高磁特性的效果，但為了得到該效果，在單獨(dú)添加或者復(fù)合添加sb、sn的任一情況下均需分別添加0.005％以上。另一方面，如果過量添加則鋼脆化，鋼板制造中的板斷裂、鑄痂的產(chǎn)生增加，所以sb、sn在單獨(dú)添加或者復(fù)合添加的任一情況下均分別設(shè)為0.2％以下。

p：0.01％～0.2％

p即便以較少量的添加也得到大幅的固溶強(qiáng)化能，因此對高強(qiáng)度化極其有效。然而，由于過量的添加會因p偏析引起的脆化導(dǎo)致鋼板的晶界斷裂、軋制性下降，所以p量限制在0.2％以下。應(yīng)予說明，為了呈現(xiàn)固溶強(qiáng)化能的明顯的效果需添加0.01％以上，因此設(shè)定在上述范圍。

mo：0.005％～0.10％

mo有通過提高耐氧化性來改善表面性狀的效果。然而，含量低于0.005％時得不到充分的效果，另一方面，即便添加超過0.10％，該效果也達(dá)到飽和，而且成本還變高，因此上限設(shè)為0.10％。

b：0.0002％～0.002％

b是通過晶界偏析而提高晶界強(qiáng)度的元素，特別是抑制p的晶界偏析引起的脆化的效果顯著。為了得到該效果，需添加0.0002％以上，另外即便添加超過0.002％，該效果也達(dá)到飽和，因此設(shè)定在上述范圍。

cr：0.05％～0.5％

cr對改善本發(fā)明中的以si為主體成分的鋼板的表面性狀有效，添加0.05％以上時，該效果顯著，但如果超過0.5％則該效果達(dá)到飽和，因此添加的情況下設(shè)定在上述范圍。

通過成為如上所述的必需成分和抑制成分，能夠減小對晶粒的生長性產(chǎn)生影響的析出物狀態(tài)的變動，而減少制品的機(jī)械特性的不均。

應(yīng)予說明，本發(fā)明中，上面沒有敘述的其它元素是fe和不可避免的雜質(zhì)，由于不可避免的雜質(zhì)增大制品的機(jī)械特性的不均，所以優(yōu)選減少不可避免的雜質(zhì)至制造上沒有問題的程度。

接下來，對本發(fā)明中的鋼板組織形態(tài)的限定理由進(jìn)行敘述。

本發(fā)明的高強(qiáng)度電磁鋼板由再結(jié)晶晶粒和未再結(jié)晶晶粒的混合組織構(gòu)成，重要的是適當(dāng)?shù)乜刂圃摻M織。

首先，需要將未再結(jié)晶晶粒的加工組織的面積率在鋼板軋制方向截面(與板寬度方向垂直的截面)組織中控制在10％～70％的范圍。未再結(jié)晶面積率低于10％時，與現(xiàn)有的無方向性電磁鋼板相比較，得不到充分且優(yōu)異的強(qiáng)度。另一方面，如果未再結(jié)晶率超過70％，則強(qiáng)度充分高，但得不到低鐵損。更優(yōu)選的未再結(jié)晶率為15～65％。

接下來，對用于得到本發(fā)明的電磁鋼板的優(yōu)選的制造方法中的各條件的限定理由進(jìn)行敘述。

本發(fā)明中的高強(qiáng)度電磁鋼板的制造工序可以采用用于普通的無方向性電磁鋼板的工序和設(shè)備來實(shí)施。應(yīng)予說明，本發(fā)明中，電磁鋼板是指無方向性電磁鋼板。

作為上述工序，例如，可舉出將用轉(zhuǎn)爐或電爐等熔煉成規(guī)定的成分組成的鋼，利用脫氣設(shè)備進(jìn)行二次精煉，通過連續(xù)鑄造或者鑄錠后的開坯制成鋼坯后，進(jìn)行熱軋、熱軋板退火、酸洗、冷軋或者溫軋、最終退火和絕緣被膜涂布燒結(jié)之類的工序。另外，可以使用直接鑄造法直接制造100mm以下的厚度的薄鑄片。

在此，為了得到所希望的鋼組織，重要的是如下所述控制鋼板的制造條件。

首先，進(jìn)行熱軋時，需將板坯加熱溫度設(shè)為1050℃～1150℃，澆鑄時，需將不以cas而以mns的形態(tài)析出的硫化物控制成適當(dāng)?shù)墓倘軤顟B(tài)。即，板坯加熱溫度低于1050℃時，無法使mns固溶，另一方面如果超過1150℃，則澆鑄時已經(jīng)以cas的形態(tài)析出的硫化物再固溶，因此需要限定在上述范圍。

接著，熱軋需要以最終熱軋結(jié)束后的溫度成為800℃～900℃、熱軋結(jié)束后的卷取溫度成為500℃～650℃的方式進(jìn)行。這是由于通過成為該條件，從而在板坯加熱時固溶的mns不變成fes的液相，而變成cas的形態(tài)。

接著，進(jìn)行熱軋板退火，此時需使熱軋板退火溫度成為900℃～1000℃。認(rèn)為通過使熱軋板退火溫度成為該范圍的溫度，從而熱軋板的粒徑成為適當(dāng)?shù)拇笮。滠垥r導(dǎo)入鋼板內(nèi)的應(yīng)變在微觀上成為適當(dāng)?shù)姆植?，因此在最終退火時成為再結(jié)晶部和未再結(jié)晶的加工組織適當(dāng)分散的組織。

接下來，實(shí)施冷軋或者溫軋制成最終板厚，此時壓下率優(yōu)選超過75％。這是由于如果為75％以下，則隨后最終退火時所需的再結(jié)晶晶核的量不足，因此難以適當(dāng)?shù)乜刂莆丛俳Y(jié)晶組織的分散狀態(tài)。另外，最終板厚需為0.40mm以下。這是由于如果超過0.40mm則難以兼得高強(qiáng)度(600mpa以上)和低鐵損(w10/400≤30w/kg)。

接著，實(shí)施最終退火，此時，需要設(shè)為作為強(qiáng)還原性氣氛的氫：10vol％以上、露點(diǎn)：－20℃以下的氣氛下，且將退火溫度控制在超過650℃且低于800℃的范圍。

認(rèn)為通過成為如上所述的強(qiáng)還原性氣氛，從而在像本發(fā)明這樣al量少且si量多的成分體系中，能夠在不導(dǎo)致鐵損劣化的程度下抑制鋼板的表層氧化物等的生成。

此外，退火溫度為650℃以下時，鋼組織的再結(jié)晶化無法充分進(jìn)行而磁特性大幅劣化。另一方面，退火溫度為800℃以上時，未再結(jié)晶組織低于10％，成為鋼板的強(qiáng)度下降的原因。

因此，本發(fā)明中，需在氫：10vol％以上、露點(diǎn)：－20℃以下的氣氛下，并且退火溫度在超過650℃且低于800℃的范圍內(nèi)進(jìn)行最終退火。

應(yīng)予說明，在上述最終退火之后，接著自然可以進(jìn)行已知的涂布處理。此時，為了確保良好的沖裁性，優(yōu)選含有樹脂的有機(jī)涂布，另一方面重視焊接性的情況下，優(yōu)選采用半有機(jī)或無機(jī)涂布。

實(shí)施例

〔實(shí)施例1〕

在表7所示的條件下，對由表6所示的成分組成構(gòu)成的鋼坯實(shí)施板坯加熱、熱軋、熱軋板退火，進(jìn)行酸洗后，實(shí)施冷軋直至板厚：0.35mm，之后進(jìn)行最終退火·涂布處理。此時，對最終退火后的試樣研磨、蝕刻鋼板的軋制方向截面(nd－rd截面)，并用光學(xué)顯微鏡觀察，求出未再結(jié)晶組織的面積率。

從得到的無方向性電磁鋼板沿軋制方向和軋制直角方向切取愛潑斯坦試驗(yàn)片，測定磁特性。磁特性用l+c特性來評價。另外，在各條件下沿軋制直角方向采集jis5號拉伸試驗(yàn)片各10片，進(jìn)行拉伸試驗(yàn)而分析拉伸強(qiáng)度(ts)的平均值及不均。

將得到的結(jié)果一并記入表7。應(yīng)予說明，ts的不均用標(biāo)準(zhǔn)偏差σ來評價，表中用2σ表示。在此，只要2σ為15mpa以內(nèi)，則如上所述判斷為ts的不均小。

如表7所示，可知滿足本發(fā)明的制造條件、鋼組織的發(fā)明例(no.5、6、8、9、11、12、14和15)，均ts的不均小，顯示穩(wěn)定的制品特性。

與此相對，使用本發(fā)明的適當(dāng)范圍外的鋼種g的no.1～3中，ts的不均大。另外，除此之外，板坯加熱溫度、熱軋條件、最終退火氣氛等脫離本發(fā)明的適當(dāng)范圍的no.4、7、10、13中，ts的不均也大。

〔實(shí)施例2〕

在表9所示的各種條件下對由表8所示的成分組成構(gòu)成的鋼坯進(jìn)行冷軋直至板厚：0.18～0.50mm，之后進(jìn)行最終退火·涂布處理制造無方向性電磁鋼板。對它們與實(shí)施例1的情況同樣地分析磁特性(l+c特性)和拉伸強(qiáng)度(ts)的平均值及其不均。將其結(jié)果一并記入表9中。應(yīng)予說明，各評價用與實(shí)施例1同樣的方法進(jìn)行。

由表9可知滿足本發(fā)明的制造條件、鋼組織的發(fā)明例(no.2、3、5、6、8、9、11和12)，均ts的不均小，顯示穩(wěn)定的制品特性。

與此相對，使用制品板厚超過0.40mm的鋼種的no.1、4中，鐵損大。另外，除此之外，板坯加熱溫度、熱軋條件、最終退火氣氛等脫離本發(fā)明的理想范圍的no.7、10中，ts的不均大。

產(chǎn)業(yè)上的可利用性

根據(jù)本發(fā)明，能夠穩(wěn)定地得到磁特性優(yōu)異自不必說而且強(qiáng)度特性也優(yōu)異且其不均還小的高強(qiáng)度無方向性電磁鋼板，能夠適用于高速旋轉(zhuǎn)電機(jī)的轉(zhuǎn)子材料等用途。