CN106574334B - 无方向性电磁钢板及其制造方法以及电机铁芯及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明通过对以质量％计含有C：0.005％以下、Si：1.0～5.0％、Mn：0.04～3.0％、sol.Al：0.005％以下、P：0.03～0.2％、S：0.005％以下、N：0.005％以下、B：0.001％以下、Se：0.001％以下，且满足sol.Al+C+5B+5Se≤0.005质量％的板坯进行热轧，冷轧，在最终退火时，使最终冷轧中的至少1个道次的轧制机出口侧的板温为100～300℃，从而得到下述的磁特性优异的无方向性电磁钢板：将板厚中心层中的{001}<250>、{111}<112>及{001}<100>的X射线强度比分别作为S、M及C时，S/2M为1.0以上、S/5C为1.0以上，同时使用上述钢板来制造电机铁芯。

Description

无方向性电磁钢板及其制造方法以及电机铁芯及其制造方法
技术领域
本发明涉及用于电机、变压器等的铁芯材料中的磁特性优异的无方向性电磁钢板及其制造方法以及使用该无方向性电磁钢板的电机铁芯及其制造方法。
背景技术
近年来，从环境问题、降低成本的观点出发，在很多领域中，强烈地要求消耗能源的削减。伴随着这一点，对于作为电机、变压器等的铁芯材料而被广泛使用的软磁性材料的无方向性电磁钢板而言，开始寻求低铁损化及高磁通密度化。
对于降低无方向性电磁钢板的铁损而言，增加Si、Al等成分的添加量、使钢板的电阻增大是有效的。这是由于若电阻增大，则钢板被磁化而产生的涡流损失降低。然而，Si、Al的大量添加引起下述新的问题：引起磁通密度的下降、电机的扭矩(torque)下降、铜损增加。
因此，改善钢板的织构来提高磁通密度的研究开发一直以来是积极的。为了提高磁通密度，下述方案是有效的：沿与板面平行的方向增加作为磁化容易轴的<001>、减少作为磁化困难轴的<111>、<110>，即，使磁特性良好的织构发展，具体而言，使与板面平行的{100}面较多存在、磁化容易轴<001>在板面内较多存在的织构发展。
作为使这样的织构发展的方法，提出了下述方法：例如，专利文献1中，在尽可能降低Al含量的基础上，实施温轧的方法；此外，专利文献2中，在钢中添加P，且在冷轧前实施低温·长时间的分批退火的方法。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2002-003944号公报
专利文献2：日本特开2005-200756号公报
发明内容
发明所要解决的课题
然而，根据发明人的调查、研究，对于专利文献1中提出的方法而言，虽然能够得到某种程度的磁通密度提高效果，但是为了满足近年来的严格的要求，需要进一步的改善。此外，对于专利文献2中提出的方法而言，由于必须低温·长时间的分批退火，因此存在引起生产性的下降、制造成本的上升的问题。
本发明是鉴于现有技术所具有的上述问题点而做出的，其目的在于尽可能抑制成本升高地稳定地提供适宜用于电机、变压器等的、磁特性优异的无方向性电磁钢板，同时提出该无方向性电磁钢板的有利的制造方法。
用于解决课题的手段
发明人对改善无方向性电磁钢板的磁特性的方法进行了锐意研究。其结果发现，在钢板中添加P的基础上，降低作为抑制P偏析的元素的Al、C及B的含量，从而能够使对磁特性优选的织构发展，进而，能够得到高磁通密度的无方向性电磁钢板，从而促成本发明。
即，本发明为无方向性电磁钢板，其特征在于：具有如下成为组成，即含有C：0.005质量％以下、Si：1.0～5.0质量％、Mn：0.04～3.0质量％、sol.Al：0.005质量％以下、P：0.03～0.2质量％、S：0.005质量％以下、N：0.005质量％以下、B：0.001质量％以下、Se：0.001质量％以下，且，满足下述式地含有上述sol.Al，C，B及Se；
sol.Al+C+5B+5Se≤0.005质量％
剩余部分由Fe以及不可避免的杂质构成，将板厚中心层中的{001}<250>、{111}<112>及{001}<100>的X射线强度比分别作为S、M及C时，S/2M为1.0以上、S/5C为1.0以上。
此外，本发明的无方向性电磁钢板特征在于，除了所述成分组成以外，进一步含有选自Sn：0.01～0.2质量％及Sb：0.01～0.2质量％中的1种或2种。
此外，本发明的无方向性电磁钢板特征在于，除了所述成分组成以外，进一步含有选自REM：0.0005～0.005质量％、Mg：0.0005～0.005质量％及Ca：0.0005～0.005质量％中的1种或2种以上。
此外，本发明的无方向性电磁钢板特征在于，板厚为0.05～0.30mm。
此外，本发明的无方向性电磁钢板特征在于，平均结晶粒径小于40μm。
此外，本发明提出了无方向性电磁钢板的制造方法，包括以下的一系列工序：将具有上述的任一项所述的成分组成的钢板坯进行热轧后，实施均热温度为800～1200℃、均热时间为5min以下的热轧板退火，利用1次冷轧或隔着中间退火的2次以上的冷轧而制成最终板厚的冷轧板，实施最终退火，所述无方向性电磁钢板的制造方法的特征在于，使最终冷轧中的至少1个道次的轧制机出口侧的板温为100～300℃的范围。
此外，本发明的无方向性电磁钢板的制造方法特征在于，使最终冷轧的压下率为80％以上。
此外，本发明的无方向性电磁钢板的制造方法特征在于，使上述最终退火中的均热温度为600℃以上且小于900℃。
此外，本发明为电机铁芯，其为由将上述的任一项所述的无方向性电磁钢板层叠而成的定子铁芯和转子铁芯组成的电机铁芯，其特征在于，转子铁芯的平均结晶粒径小于40μm、定子铁芯的平均结晶粒径为40μm以上。
此外，本发明提出电机铁芯的制造方法，其为由将上述所述的平均结晶粒径小于40μm的无方向性电磁钢板层叠而成的定子铁芯和转子铁芯组成的电机铁芯的制造方法，其特征在于，在定子铁芯中实施去应力退火，从而使平均结晶粒径为40μm以上。
发明的效果
根据本发明，能够不引起制造成本的上升地稳定地制造具有高磁通密度的无方向性电磁钢板。
附图说明
图1是表示影响到sol.Al，C，B及Se的含量与磁通密度B50的关系的P含量的影响的图。
具体实施方式
首先，对促成本发明的实验进行说明。
<实验1>
将含有Si：3.35质量％、Mn：0.25质量％作为基本成分，进一步以C：0.0005～0.0100质量％、P：0.01～0.2质量％、sol.Al：0.001～0.005质量％、B：0.00001～0.00020质量％及Se：0.00001～0.00020质量％的范围分别含有C，P，sol.Al，B及Se的钢用真空熔解炉熔制、铸造，制成钢块。此时，所有的钢块中的N及S的含量控制在0.002～0.003质量％的范围。
接下来，将上述钢块进行1100℃×30分钟的加热后，进行热轧而制成板厚1.9mm的热轧板，然后进行1000℃×30秒钟的均热处理，然后实施热轧板退火，所述热轧板退火为模拟以冷却速度30℃/sec冷却至室温的连续退火。然后，进行酸洗除去氧化层(scale)后，进行冷轧，制成最终板厚0.20mm的冷轧板。
这里，在上述冷轧中，进行第一次冷轧(将原料钢板(热轧板)事前加热，使得轧制机出口侧的板温为150～200℃，然后轧制至0.50mm)后，于100℃以下的温度进行第二次冷轧(最终冷轧)，完成最终板厚0.20mm的冷轧板。
对这样得到的冷轧板实施1000℃×30秒钟的最终退火后，利用爱泼斯坦(Epstein)试验测定磁通密度B50。
图1为示出上述的测定结果的图，其中，横轴为(sol.Al+C+5B+5Se)，纵轴为磁通密度B50，按P的含量分类表示。
由该图可知，对于含有0.03质量％以上的P的钢板而言，通过将(sol.Al+C+5B+5Se)降低至0.005质量％以下，能够提高磁通密度。
为了调查得到上述那样的磁通密度提高效果的原因，将上述实验中所使用的热轧退火板于低温割断，利用俄歇电子光谱法(Auger electron spectroscopy)对其截面进行分析，可知：得到高磁通密度的钢板中，P多晶界偏析。
此外，关于(sol.Al+C+5B+5Se)为0.00255～0.00275质量％的钢，将利用X射线对最终退火后的钢板的板厚中心部的织构进行调查后的结果示于表1，可知：显示出高磁通密度的钢板中，可得到{001}<250>高且{111}<112>、{001}<100>低的有特征的织构，即，S高且M及C低的有特征的织构。
[表1]
<实验2>
将具有含有Si：3.1质量％、Mn：0.25质量％、sol.Al：0.25质量％作为基本成分，进一步以C：0.0005～0.0100质量％、P：0.01～0.2质量％、B：0.00001～0.00020质量％、Se：0.00001～0.00020质量％的范围分别含有C，P，B及Se的各种成分组成的钢用真空熔解炉熔制、铸造，制成钢块。此时，所有的钢块中的N及S的含量控制在0.002～0.003质量％的范围。
接下来，将上述钢块进行1100℃×30分钟的加热后，进行热轧而制成板厚1.9mm的热轧板，然后进行1000℃×30秒钟的均热处理，然后实施热轧板退火，所述热轧板退火为模拟以冷却速度30℃/sec冷却至室温的连续退火。然后，进行酸洗除去氧化层后，进行冷轧而制成最终板厚0.20mm的冷轧板。这里，对于上述冷轧而言，进行第一次冷轧(将原料钢板(热轧板)事前加热，使得轧制机出口侧的板温为150～200℃，然后轧制至0.50mm)后，于100℃以下的温度进行第二次冷轧(最终冷轧)，完成最终板厚0.20mm的冷轧板。
对这样得到的冷轧板实施1000℃×30秒钟的最终退火后，利用爱泼斯坦试验测定磁通密度B50。其结果，含有较多Al的钢板的情况下，不论C，B，P及Se的含量如何，磁通密度B50几乎固定为1.69T左右。此外，将上述实验中所用的热轧退火板于低温割断，利用俄歇电子光谱法对其截面进行调查，任意钢板均未看到P的晶界偏析。
由以上的结果可知，通过在钢板中添加P，且降低作为抑制P偏析的元素的Al，C，B及Se含量，从而能够不进行温轧或分批退火地改善织构。对于P而言，其在热轧板退火中在结晶晶界偏析、提高晶界强度，使冷轧中的晶界附近的应变分布变化、降低自晶界形核的{111}<112>再结晶晶粒。其结果，认为自晶内(变形带)形核的{001}<250>再结晶晶粒相对地处于优势、得到对{001}<250>的强累积。这里，作为导入变形带的手段，温轧是最有效的。需要说明的是，本发明中得到的钢板中的{001}<250>的累积度高，例如为下述特征：在以<001>//ND轴为中心而旋转约20度的{001}<100>中几乎未看到累积。
虽然得到上述那样的效果的详细机制不清楚，但是由在专利文献1中，指出Al使特定晶界的晶界特性变化，因此可能是由于Al的降低从而晶界结构变化，P变得容易晶界偏析。即，认为通过在降低妨碍P偏析的C，B，Se的基础上，进一步降低Al，能有效地促进P的晶界偏析。
以往，一直认为P的晶界偏析是通过较低温·长时间的热处理而产生的。例如，根据专利文献2，使P偏析的热处理条件为300～600℃×3hr。然而，在降低了Al，C，B及Se的情况下，即使在上述那样的高温·短时间的热轧板退火中也会促进P的偏析，这是根据以往的见解完全无法预测的现象。
接下来，为了对将本发明中得到的材料适用于电机铁芯时的电机特性进行调查，利用环形试验进行评价。
将含有C：0.0013质量％、Si：3.4质量％、Mn：0.08质量％、sol.Al：0.0008质量％、P：0.08质量％、S：0.0018质量％、N：0.0022质量％、B：0.00001质量％、Se：0.00001质量％及Sn：0.03质量％，且剩余部分由Fe及不可避免的杂质构成的成分组成的钢A，及含有C：0.0011质量％、Si：3.4质量％、Mn：0.09质量％、sol.Al：0.0010质量％、P：0.01质量％、S：0.0019质量％、N：0.0020质量％、B：0.00002质量％、Se：0.00001质量％及Sn：0.03质量％，且剩余部分由Fe及不可避免的杂质构成的成分组成的钢B各自用真空熔解炉熔制、铸造，制成钢块。
接下来，对上述钢块进行1120℃×30分钟的加热后，进行热轧，制成板厚1.6mm的热轧板后，进行1050℃×30秒钟的均热处理，然后实施以30℃/sec冷却至室温的热轧板退火。其后，进行酸洗除去氧化层后，进行冷轧，制成最终板厚0.05～0.50mm的冷轧板。这里，对于上述冷轧而言，进行第一次冷轧(将原料钢板(热轧板)事前加热，使得轧制机出口侧的板温为150～200℃，然后轧制至0.50mm)后，于100℃以下的温度进行第二次冷轧(最终冷轧)，完成最终板厚的冷轧板。
接下来，对上述冷轧板实施1000℃×30秒钟的最终退火，从得到的退火后的钢板上冲孔尺寸为外径45mm、内径33mm的环形样品，将其层叠10张后，将1次卷线及2次卷线分别缠绕100圈，测定磁通密度B50。此外，用X射线对最终退火后的钢板的板厚中心部中的织构进行测定。
将上述磁通密度的测定结果示于表2。由该结果可知，对于从P的含量高的钢A得到的钢板而言，冷轧后的最终板厚越薄，磁通密度越高，与之相对，对于从P的含量低的钢B得到的钢板而言，未看到最终板厚导致的影响。
此外，将{001}<250>、{111}<112>及{001}<100>的X射线强度比分别作为S，M，C时的S/2M及S/5C的值同时示于表2，对于从钢A得到钢板而言，最终板厚越薄，S/2M及S/5C的值越高，与之相对，对于从钢B得到的钢板而言，未看到这样的倾向。由该结果可知，由P的晶界偏析产生的织构的锋锐化特别是在最终板厚薄时变得显著。
推断这是由于通过轧制织构的锋锐度提高，从而再结晶织构的主方位{001}<250>的锋锐度提高。关于利用这样的织构的发展来改善环形磁特性的理由，认为是由于下述原因：第一，通过{111}<112>下降，从而与板面平行的磁化困难轴减少；第二，通过{001}<250>的发展，从而与板面平行的磁化容易轴<100>增加；第三，由于{001}<100>在板面内具有4个等价的<100>方位，而与之相对，{001}<250>在板面内具有8个等价的<100>方位，因此与{001}<100>相比，{001}<250>在面内各向异性的降低更有利。
本发明是基于上述的新的见解而开发的。
[表2]
接下来，对本发明的无方向性电磁钢板(产品板)的成分组成进行说明。
C：0.005质量％以下
对于C而言，若含有超过0.005质量％，则热轧板退火中的P偏析被抑制，失去由P产生的提高磁通密度的效果。此外，由于磁时效，从而铁损方面劣化。因此，使C含量的上限为0.005质量％。优选为0.002质量％以下。
Si：1.0～5.0质量％
由于Si具有使钢的电阻率增加、降低铁损的效果，因此添加1.0质量％以上。然而，若添加超过5.0质量％，则钢变脆、并因冷轧而引起断裂。因而，使Si含量为1.0～5.0质量％的范围。优选为2.5～4.0质量％的范围。
Mn：0.04～3.0质量％
由于Mn具有防止钢的热脆性的效果，同时具有使MnS等析出物粗大化、改善晶粒成长性，进一步使电阻率增加、降低铁损的效果，因此添加0.04质量％以上。然而，即使添加超过3.0质量％，由于上述的效果饱和、成本升高，因此使Mn含量为0.04～3.0质量％的范围。优选为0.1～1.0质量％的范围。
sol.Al：0.005质量％以下
对于Al而言，若含量以sol.Al计超过0.005质量％，则热轧板退火中的P偏析被抑制，失去P的磁通密度改善效果。此外，微小的AlN增加，晶粒成长性下降。因此，Al的含量以sol.Al计限制为0.005质量％以下。优选为0.002质量％以下。
P：0.03～0.2质量％
P为本发明中最重要的元素之一，由于具有热轧板退火时产生晶界偏析、改善最终退火板的织构的效果，因此必须添加0.03质量％以上。然而，若添加超过0.2质量％，则上述效果饱和，此外，钢易脆化，并因冷轧而易引起断裂。因此，使P含量为0.03～0.2质量％的范围。优选为0.05～0.1质量％的范围。
S：0.005质量％以下
对于S而言，若含量超过0.005质量％，则MnS等析出物增加、妨碍晶粒成长性。因而，使S含量的上限为0.005质量％。优选为0.003质量％以下。
N：0.005质量％以下
对于N而言，若含量超过0.005质量％，则AlN等析出物增加、妨碍晶粒成长性。因而，使N含量的上限为0.005质量％。优选为0.003质量％以下。
B：0.001质量％以下
对于B而言，由于即使含量为微量，也会对P偏析施予影响，因此必须有严格限制。特别地，若B的含量超过0.001质量％，则热轧板退火中的P偏析被抑制，并失去P的磁通密度改善效果。因而，使B含量的上限为0.001质量％。优选为0.0003质量％以下。
Se：0.001质量％以下
对于Se而言，和B一样，由于即使微量也会对织构施予影响，因此必须有严格限制。特别地，若Se的含量超过0.001质量％，则热轧板退火中的P偏析被抑制，并失去P的磁通密度改善效果。因而，使Se含量的上限为0.001质量％。优选为0.0003质量％以下。
对于本发明的无方向性电磁钢板而言，除了满足上述成分组成地含有上述成分组成以外，必须满足下述的式地含有妨碍P的晶界偏析的sol.Al，C，B及Se。
sol.Al+C+5B+5Se≤0.005质量％
上述式的左边的值超过0.005质量％时，热轧板退火中的P的晶界偏析被抑制，不能得到磁通密度提高效果。优选为0.003质量％以下。需要说明的是，由于将上述左边降低至小于0.001质量％的话，制钢成本显著增加，因此优选使下限为0.001质量％左右。
对于本发明的无方向性电磁钢板而言，上述成分以外的剩余部分为Fe及不可避免的杂质。但是，以提高磁特性等为目的，除了上述的必需成分以外，还可以含有选自以下的成分中的1种或2种以上。
Sn，Sb：分别为0.01～0.2质量％
由于Sn及Sb具有降低再结晶织构的{111}结晶粒，提高磁通密度的效果，因此能够分别添加0.01质量％以上。然而，即使添加超过0.2质量％，上述效果饱和。因此，优选使Sn及Sb的含量分别为0.01～0.2质量％的范围。更优选分别为0.02～0.1质量％的范围。
REM，Mg，Ca：分别0.0005～0.005质量％
由于REM，Mg及Ca具有使硫化物粗大化、改善晶粒成长性的效果，因此能够分别添加0.0005质量％以上。然而，若添加超过0.005质量％，则由于晶粒成长性反而恶化，因此优选使REM，Mg，Ca分别为0.0005～0.005质量％的范围。更优选分别为0.001～0.003质量％的范围。
接下来，对本发明的无方向性电磁钢板的制造方法进行说明。
本发明的无方向性电磁钢板的制造方法包括以下的一系列工序：将具有上述成分组成的钢板坯进行热轧后，实施热轧板退火，通过1次冷轧或隔着中间退火的2次以上的冷轧而制成最终板厚的冷轧板，实施最终退火。
首先，调节成上述说明的成分组成的钢可以利用通常的精炼工序熔制。此时，由于C，Al，B及Se为制钢工序中容易混入的元素，因此对废料等原料必须严格管理。接着，虽然对于制造钢原料(板坯)的方法而言，利用造块-分块法、连续铸造法是常见的，但是也可不利用上述方法，而利用直接铸造法来制造100mm以下的厚度的薄铸片。
接下来，用加热炉对上述板坯进行再加热以供热轧，但在铸造后，也可不进行再加热地直接供热轧。热轧条件没有特别限制，按照常法进行即可。需要说明的是，在薄铸片的情况下，可以进行热轧，也可以省略热轧，直接进行以后的工序。
接着热轧，热轧板退火以均热温度为800～1200℃、均热时间为5min以下而进行。其原因如下：均热温度为小于800℃时，热轧中的带状组织残留，从而易产生垄起，另一方面，若超过1200℃，则不仅效果饱和，而且退火成本也上升。此外，从确保生产性的观点出发，使均热时间为5min以下。更优选的是，均热温度为900～1100℃、均热时间为2min以下。需要说明的是，由于均热后的冷却速度对磁特性不产生大的影响，因此没有特别规定，但是从生产性、制造成本的观点出发，优选以1～100℃/sec的冷却速度进行冷却。需要说明的是，对于退火炉而言，由于分批退火炉生产性低，因此优选使用连续退火炉。
对于热轧板退火后的钢板而言，此后进行酸洗，然后利用1次冷轧或隔着中间退火的2次以上的冷轧而制成最终板厚的冷轧板。隔着中间退火的情况下，优选与热轧板退火一样，利用连续退火炉，以均热温度为800～1200℃、均热时间为5min以下而实施。需要说明的是，更优选均热温度为900～1100℃、均热时间为1sec～2min的范围。
需要说明的是，本发明中，该冷轧为重要的工序，优选使最终冷轧中的至少1个道次(pass)的轧制机出口侧材料温度(板温)为100～300℃的范围。更优选为130～200℃的范围。通过该处理，能够促进变形带的形成、使{001}<250>织构发展。小于100℃时，{111}方位的发展变强，另一方面，若超过300℃，则反而存在织构随机化的倾向。需要说明的是，轧制机出口侧的板温可利用放射温度计、接触式温度计进行测定。
此外，优选使最终冷轧的压下率为80％以上。通过使压下率为80％以上，从而能够提高织构的锋锐性、改善环形磁特性。压下率的上限虽然没有特别规定，但是，由于若超过98％，则轧制成本显著增加，因此优选为98％以下。更优选为85～95％的范围。
需要说明的是，对于最终板厚、即产品板厚而言，为了提高压下率，优选为0.05～0.30mm的范围。更优选为0.10～0.20mm的范围。
对于最终冷轧后的冷轧板，其后，实施最终退火，并根据需要实施绝缘涂层从而制成产品板。绝缘涂层可使用已知的涂层，根据所需要的特性或目的区分使用无机涂层、有机涂层、无机－有机混合涂层等即可。
对于利用上述制造方法而得到的本发明的无方向性电磁钢板而言，将板厚中心层中的{001}<250>、{111}<112>及{001}<100>的X射线强度比分别作为S，M，C时，可得到S高且M、C低的有特征的织构，特别地，通过制成S/2M及S/5C为1.0以上的织构，可得到优异的磁特性，通过使S/2M及S/5C分别为1.5以上，可得到更优异的磁特性。需要说明的是，本发明中，相对于板厚中心部规定上述织构。这是由于：因为表层附近的织构受到轧制时的摩擦系数的变动的影响，因此偏差很大，与磁特性的相关不良。
这里，对于测定上述织构而言，使用选自例如{110}、{200}、{211}、{310}极点图中的多个极点图(优选为3个以上)，利用级数展开法、ADC法计算ODF即可。对于本发明规定的{001}<250>、{111}<112>及{001}<100>方位的强度而言，使用例如，以ODF中的欧拉角分别为(0°，23°，45°)(55°，90°，45°)(0°，45°，45°)的值即可。需要说明的是，织构的测定方法并不限于上述的方法，也可使用其他的已知的方法。
对于利用上述说明的方法制造的本发明的无方向性电磁钢板而言，由于其面内各向异性小、磁通密度高，因此能够适宜作为电机铁芯的材料而使用。然而，将上述钢板适用于高速旋转电机时，存在转子铁芯的桥形部分易疲劳损坏的问题。虽然其原因还不够清楚，但是推断是由于：因为P是易于向再结晶后的结晶晶界偏析的成分，因此产品板的晶界强度低，且对铁芯冲孔加工时，在端面附近产生微小的晶界裂纹，这就是疲劳损坏的起点。
为了抑制P向上述结晶晶界的偏析，降低最终退火温度是有效的。具体而言，优选使最终退火温度为小于900℃，更优选为小于800℃。需要说明的是，对于最终退火温度的下限而言，从使再结晶率为100％，且充分降低位错密度、改善铁损的观点出发，优选使其为600℃。更优选为700℃以上。
此外，若如上所述地降低最终退火温度，则结晶粒径微细化，并提高拉伸强度。一般地，由于拉伸强度、屈服应力(0.2％耐力)越高则疲劳强度(疲劳极限)越高，因此经由结晶粒径的微细化也能够提高疲劳强度。为了得到上述效果，优选最终退火后的钢板中结晶粒径为小于40μm。这里，上述结晶粒径是指，根据利用光学显微镜拍摄的轧制方向的截面组织照片，利用切断法对轧制方向和板厚方向进行测定得到的平均结晶粒径。需要说明的是，更优选为小于30μm，进一步优选为小于20μm。
然而，若结晶粒径为小于40μm，则存在铁损增加、电机效率下降的问题。然而，对于该问题而言，例如，像用于混合动力汽车(HEV)的动力源的SPM、IPM等永久磁石型电机的内芯那样，在转子铁芯的铁损小、定子铁芯的铁损是主导的情况下，下述方案是有效的：使转子铁芯保持结晶粒小，另一方面，仅对定子铁芯实施去应力退火从而使结晶粒变大，降低铁损。为了得到上述的铁损降低效果，优选使去应力退火后的结晶粒径为40μm以上。更优选为70μm以上，进一步优选为90μm以上。需要说明的是，对于上述去应力退火而言，能够以一般的条件，例如，均热温度为700～900℃、均热时间为10～300min的条件进行。
实施例1
将具有表3所示的各种成分组成的板坯进行1100℃×30分钟的再加热后，进行热轧，制成板厚1.8mm的热轧板，利用连续退火炉进行1020℃×20秒钟的均热处理后，实施以20℃/sec冷却的热轧板退火后，进行酸洗除去氧化层，进行冷轧，制成最终板厚0.20mm的冷轧板。这里，上述冷轧中，使用4台串列式轧制机，以使得#2台的出口侧板温为160℃的方式对轧制速度和冷却液(coolant)量进行调节，并进行轧制。接下来，对于上述冷轧板，于干燥氮气-氢气氛中实施1000℃×30秒钟的最终退火，涂布绝缘涂层，制成产品板。
关于这样得到的产品板，利用爱泼斯坦试验对磁通密度B50和铁损W10/400进行测定，同时利用X射线对最终退火板的板厚中心部中的织构进行测定，并求出将({001}<250>、{111}<112>及{001}<100>的X射线强度比分别作为S，M，C时的S/2M、S/5C。将其结果同时记入表3。由该结果可知，具有适用于本发明的成分组成的钢板具有优异的磁特性。
[表3]
[实施例2]
钢板坯具有如下成分组成，即含有C：0.0015质量％、Si：3.2质量％、Mn：0.18质量％、sol.Al：0.0008质量％、P：0.07质量％、S：0.0015质量％、N：0.0018质量％、B：0.00001质量％、Se：0.00001质量％及Sn：0.06质量％，剩余部分由Fe及不可避免的杂质构成，将具有这样的成分组成的钢板坯进行1100℃×30分钟的再加热后，进行热轧，制成板厚1.6mm的热轧板后，利用连续退火炉进行1050℃×60秒钟的均热处理后，实施以25℃/sec冷却的热轧板退火后，进行酸洗除去氧化层后，进行冷轧，制成最终板厚0.05～0.50mm的冷轧板。这里，上述冷轧中，使用4台串列式轧制机，并调节轧制速度和冷却液量，将#3台出口侧的板温调节成如表4所示。接下来，对于上述冷轧板，于干燥氮气-氢气氛中实施1000℃×10秒钟的最终退火，涂布绝缘涂层从而制成产品板。
从这样得到的产品板上冲孔出尺寸为外径45mm、内径33mm的环形样品，将其层叠10张后，将1次卷线及2次卷线分别缠绕100圈，测定磁通密度B50及铁损W10/400。此外，利用X射线对最终退火后的钢板的板厚中心层中的织构(S/2M、S/5C)进行测定，将它们的结果同时记入表4。由该结果可知，对于以适合本发明的条件制造的钢板而言，其磁通密度高、具有优异的磁特性。
[表4]
实施例3
将具有表5所示的成分组成的板坯于1120℃的温度中再加热20分钟后，进行热轧，制成板厚1.7mm的热轧板。接下来，利用连续退火炉进行990℃×40秒钟的均热后，实施以23℃/sec冷却的热轧板退火，酸洗，冷轧，制成最终板厚为0.14mm的冷轧板。此时，在上述的冷轧中，使用4台串联式轧制机，以使得第2道次的出口侧温度为150℃的方式对轧制速度和冷却液量进行调节。接下来，对于上述冷轧板，于干燥氮气-氢气氛中，以表5所示的温度实施30秒钟均热的最终退火后，覆上绝缘覆膜，制成产品板。
关于如上所述地得到的产品板，利用爱泼斯坦试验对磁通密度B50和铁损W10/400进行测定。
此外，利于切断法对上述产品板的轧制方向截面的平均结晶粒径进行测定，同时利用X射线对板厚中心层中的织构(S/2M、S/5C)进行测定。
此外，制作JIS5号拉伸试验片及疲劳试验片(平行部的宽度10mm、长度200mm、用800目的砂纸研磨平行部)，于室温进行拉伸试验，测定0.2％耐力，同时实施疲劳试验，测定疲劳极限。这里，对于上述疲劳极限的测定而言，使用应力比0.1(拉伸－拉伸)、频率20Hz、最大重复数107次的条件。
进而，对于上述产品板，于N2气氛下实施780℃×2hr的去应力退火，并和上述一样，对磁特性、平均结晶粒径及织构(S/2M、S/5C)进行测定。
将上述的测定结果同时记入表5中。由该结果可知，对于适合于本发明的成分组成的钢板而言，最终退火温度为900℃以上的话，则疲劳极限下降，通过使最终退火温度为小于900℃，从而能够确保高疲劳极限。此外，对于上述钢板而言，通过去应力退火后，从而能够得到优异的铁损和磁通密度。
[表5]

Claims (12)

1.一种无方向性电磁钢板，其特征在于，具有如下成分：
C：0.005质量％以下、Si：1.0～5.0质量％、Mn：0.04～3.0质量％、sol.Al：0.005质量％以下、P：0.03～0.2质量％、S：0.005质量％以下、N：0.005质量％以下、B：0.001质量％以下、Se：0.001质量％以下，剩余部分为Fe以及不可避免的杂质，且上述sol.Al、C、B及Se满足下述式，
sol.Al+C+5B+5Se≤0.005质量％
将板厚中心层中的{001}<250>、{111}<112>及{001}<100>的X射线强度比分别作为S、M及C时，S/2M为1.0以上、S/5C为1.0以上。
2.一种无方向性电磁钢板，其特征在于，具有如下成分：
C：0.005质量％以下、Si：1.0～5.0质量％、Mn：0.04～3.0质量％、sol.Al：0.005质量％以下、P：0.03～0.2质量％、S：0.005质量％以下、N：0.005质量％以下、B：0.001质量％以下、Se：0.001质量％以下、以及选自Sn：0.01～0.2质量％及Sb：0.01～0.2质量％中的1种或2种，剩余部分为Fe以及不可避免的杂质，且上述sol.Al、C、B及Se满足下述式，
sol.Al+C+5B+5Se≤0.005质量％
将板厚中心层中的{001}<250>、{111}<112>及{001}<100>的X射线强度比分别作为S、M及C时，S/2M为1.0以上、S/5C为1.0以上。
3.一种无方向性电磁钢板，其特征在于，具有如下成分：
C：0.005质量％以下、Si：1.0～5.0质量％、Mn：0.04～3.0质量％、sol.Al：0.005质量％以下、P：0.03～0.2质量％、S：0.005质量％以下、N：0.005质量％以下、B：0.001质量％以下、Se：0.001质量％以下、以及选自REM：0.0005～0.005质量％、Mg：0.0005～0.005质量％及Ca：0.0005～0.005质量％中的1种或2种以上，剩余部分为Fe以及不可避免的杂质，且上述sol.Al、C、B及Se满足下述式，
sol.Al+C+5B+5Se≤0.005质量％
将板厚中心层中的{001}<250>、{111}<112>及{001}<100>的X射线强度比分别作为S、M及C时，S/2M为1.0以上、S/5C为1.0以上。
4.一种无方向性电磁钢板，其特征在于，具有如下成分：
C：0.005质量％以下、Si：1.0～5.0质量％、Mn：0.04～3.0质量％、sol.Al：0.005质量％以下、P：0.03～0.2质量％、S：0.005质量％以下、N：0.005质量％以下、B：0.001质量％以下、Se：0.001质量％以下、选自Sn：0.01～0.2质量％及Sb：0.01～0.2质量％中的1种或2种、以及选自REM：0.0005～0.005质量％、Mg：0.0005～0.005质量％及Ca：0.0005～0.005质量％中的1种或2种以上，剩余部分为Fe以及不可避免的杂质，且上述sol.Al、C、B及Se满足下述式，
sol.Al+C+5B+5Se≤0.005质量％
将板厚中心层中的{001}<250>、{111}<112>及{001}<100>的X射线强度比分别作为S、M及C时，S/2M为1.0以上、S/5C为1.0以上。
5.如权利要求1～4中任一项所述的无方向性电磁钢板，其特征在于，板厚为0.05～0.30mm。
6.如权利要求1～4中任一项所述的无方向性电磁钢板，其特征在于，平均结晶粒径小于40μm。
7.如权利要求5所述的无方向性电磁钢板，其特征在于，平均结晶粒径小于40μm。
8.一种无方向性电磁钢板的制造方法，包括以下的一系列工序：将具有权利要求1～4中任一项所述的成分的钢板坯进行热轧后，实施均热温度为800～1200℃、均热时间为5min以下的热轧板退火，利用1次冷轧或隔着中间退火的2次以上的冷轧而制成最终板厚的冷轧板，实施最终退火，所述无方向性电磁钢板的制造方法的特征在于，
使最终冷轧中的至少1个道次的轧制机出口侧的板温为100～300℃的范围。
9.如权利要求8所述的无方向性电磁钢板的制造方法，其特征在于，使最终冷轧的压下率为80％以上。
10.如权利要求8或9所述的无方向性电磁钢板的制造方法，其特征在于，使所述最终退火中的均热温度为600℃以上且小于900℃。
11.一种电机铁芯，其为由将权利要求1～5中任一项所述的无方向性电磁钢板层叠而成的定子铁芯和转子铁芯构成的电机铁芯，其特征在于，转子铁芯的平均结晶粒径小于40μm、定子铁芯的平均结晶粒径为40μm以上。
12.一种电机铁芯的制造方法，其为由将权利要求6或7所述的无方向性电磁钢板层叠而成的定子铁芯和转子铁芯构成的电机铁芯的制造方法，其特征在于，对定子铁芯实施去应力退火，从而使平均结晶粒径为40μm以上。
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