TWI484046B - Method for manufacturing non - directional electromagnetic steel sheet - Google Patents

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Description

無方向性電磁鋼板的製造方法
本發明是關於高磁通密度無方向性電磁鋼板的製造方法，這種無方向性電磁鋼板適合作為：以電動車、油電混合車的驅動用馬達和發電機用馬達當作典型例子之馬達鐵心的素材。
近年來，油電混合車和電動車的實用化不斷進展，使用在這些車輛中的驅動用馬達和發電機用馬達，也被強烈地要求高效率化以及高輸出化。
又，隨著馬達的驅動系統的發達，已經可以控制驅動電源的頻率了，能夠進行可變速運轉的馬達以及能夠以商用頻率以上的頻率進行高速旋轉的馬達也在不斷的增加中。
因此，針對於被應用在上述的這種馬達的鐵心用的無方向性電磁鋼板，也被強烈地要求高效率化以及高輸出化，也就是，低鐵損化以及高磁通密度化。
用來減少無方向性電磁鋼板的鐵損之技術方案，傳統上一般是採用：藉由提高Si、Al及Mn等的含量，增加電 阻來減少渦電流損失的手法。然而，這種手法的問題點則是無法避免：磁通密度的降低。
在這種狀況下，有人提出幾種有關於提昇無方向性電磁鋼板的磁通密度的方法之技術方案。
例如：專利文獻1所揭示的方法，是將P含量限定為0.05~0.20%、Mn含量限定為0.20%以下，以資謀求高磁通密度化的方法。然而，若將這種方法應用在工場生產的情況下，在進行輥軋之類的工序時，易發生鋼板斷裂等等的問題，因而導致良率下降、生產線停止之類的問題。又，因為Si含量很低只有0.1~1.0%，所以鐵損很高，尤其是在高頻率時的鐵損更差。
又，專利文獻2所揭示的方法，是將Al含量限定在0.017%以下，以資謀求高磁通密度化的方法。然而，根據這種方法，只執行一次室溫下的冷軋而已，無法獲得充分的磁通密度的提昇效果。針對這個問題，如果是將冷軋執行鋼板溫度為200℃程度的溫間輥軋的話，雖然可以提昇磁通密度，但是必須額外設置用來執行溫間輥軋的設備，而且也必須因應生產上的制約條件來進行工序管理，這些都是新衍生出來的問題。此外，如果是執行包含中間退火在內的兩次以上的冷軋的話，則又會衍生出增加製造成本的問題。
此外，專利文獻3所揭示的技術方案，是在上述元素之外，又添加了Sb、Sn之類的元素，而對於高磁通密度化具有效果。
另外，專利文獻4所揭示的技術方案，是針對於P含量高於0.07%且0.20%以下的素材，採用閉箱退火方式來執行熱軋板退火，將冷軋前的粒徑予以控制在特定的範圍之技術。然而，根據這種方法，為了將冷軋前粒徑控制在特定的範圍，必須將熱軋板退火的均熱溫度控制在一定的範圍，因此，如果是採用生產性優異的連續退火的情況下，特別是在前後有其他鋼種的鋼板進行通板時，容易產生磁力特性的偏差值變大的問題。此外，專利文獻4中也揭示出：熱軋板退火是以低溫長時間，並且是冷卻速度放慢來進行退火的情況，比較可以獲得優異的磁力特性。
如上所述，根據以往的技術，對於：渦電流損很低之Si含量高於3.0%的素材，是很難以低成本來穩定地提供具有高磁通密度且生產性(製造性)也優異的無方向性電磁鋼板。
[先前技術文獻] [專利文獻]
[專利文獻1]日本特公平6-80169號公報
[專利文獻2]日本特許第4126479號公報
[專利文獻3]日本特許第2500033號公報
[專利文獻4]日本特許第3870893號公報
本發明是有鑒於上述的實際狀況而開發完成的，其目的是提供一種製造方法，該方法係可以低成本且穩定地製得：磁通密度以及鐵損都優異的無方向性電磁鋼板。
本發明人等，為了解決上述的技術課題，乃針對於：以可充分減少渦電流損失的Si含量高於3.0%的鋼板當作素材之無方向性電磁鋼板的製造方法，不斷地進行研究，該製造方法，為了提昇磁通密度，乃將Mn含量減少，並且將Al含量大幅減少，添加入Sn或Sb以及P，同時為了提昇生產性以及謀求削減製造成本，乃是由利用連續退火爐進行熱軋板退火以及單一次的冷軋的工序所組成。
其結果，發現了一種創見就是：為了提昇生產性，添加適量的Ca並且加快在進行熱軋板退火時的冷卻速度是有效的作法，特別是在使用彎曲型連續鑄造機來進行連續退火的時候，鋼胚在通過彎曲區域隨後的矯正區域時，對於鋼胚寬度中央部進行控制其表面溫度是有效的作法。
本發明是根據上述的創見而進一步開發完成的。
亦即，本發明的要旨構成如下。
1.一種無方向性電磁鋼板的製造方法，係將其組成分，以質量%計，係含有 C：0.0050%以下、Si：高於3.0%且5.0%以下、Mn：0.10%以下、Al：0.0010%以下、P：高於0.040%且0.2%以下、N：0.0040%以下、S：0.0003%以上0.0050%以下、Ca：0.0015%以上、以及從Sn和Sb之中所選出的1種或2種，合計為0.01%以上0.1%以下，其餘部分是Fe及不可避免的雜質之鋼胚，利用連續鑄造機來進行鑄造，鋼胚加熱之後，藉由實施：熱軋，緊接著進行熱軋板退火，酸洗後，利用1次的冷軋形成最終板厚之後，進行最終精製退火之一連串的工序來製造無方向性電磁鋼板時，在上述熱軋板退火工序中，係將均熱溫度設定在900℃以上1050℃以下，將均熱後的冷卻速度設定在5℃/秒以上。
2.如前述第1項所述的無方向性電磁鋼板的製造方法，其中，前述連續鑄造機是彎曲型連續鑄造機的情況下，當前述鋼胚通過彎曲區域隨後的矯正區域時，將鋼胚寬度中央部的表面溫度控制在700℃以上。
3.如前述第1項或第2項所述的無方向性電磁鋼板的製造方法，其中，利用連續退火來進行前述熱軋板退火時，係將同一個熱軋板鋼帶捲內的均熱溫度的最高溫 度與最低溫度的差值控制在10℃以上。
根據本發明，只要低成本就可穩定地製得：磁通密度以及鐵損都優異之無方向性電磁鋼板。
第1圖是表示熱軋板退火的均熱溫度對於結晶粒徑造成的影響的圖表。
第2圖是表示熱軋板退火的冷卻速度對於磁通密度B50 造成的影響的圖表。
第3圖是表示熱軋板退火的冷卻速度對於鐵損W10/400 造成的影響的圖表。
第4圖是表示熱軋板退火的均熱溫度對於磁通密度B50 造成的影響的圖表。
第5圖是表示熱軋板退火的均熱溫度對於鐵損W10/400 造成的影響的圖表。
以下將具體地說明本發明。
首先，說明解開本發明的機轉之經過。
本發明人等，為了充分地降低鐵損，乃針對於Si含量高於3.0%的素材加以進行檢討。因為若將Si含量高於 3.0%的話，磁通密度會降低，因此作為藉由改善集合組織來提昇磁通密度的對策，乃參考了以往的技術，將Al含量極低化，添加入Sn及/或Sb，添加入P，而且減少Mn含量。
基於上述的理由，本發明人等，乃針對於：其組成分為3.3%Si-0.03%Mn-0.0005%Al-0.09%P-0.0018%S-0.0015%C-0.0017%N-0.03%Sn的鋼胚(鋼A)進行了實驗。此外，關於組成分的「%」係指：質量%。
然而，將上述的鋼胚以1100℃進行加熱之後，再加以進行熱軋，直到厚度變成2.0mm為止，此時，發生了局部的材料斷裂的問題。為了解開材料斷裂的原因，針對於斷裂後的熱軋中途材進行調查的結果，發現了：係有S濃縮存在(濃化)於斷裂部的現象。然而，在S的濃化部並未發現到Mn的濃化現象，因此推定為：濃化後的S在熱軋時是變成液相的FeS，因而成為發生斷裂的原因。
因此，乃認為：若要防止發生斷裂，只要減少S就可以了，但是，在製造上，想要減少S含量是有其限度，而且要進行脫硫也會有導致成本增加的問題。另外一種想法，則是認為增加Mn含量也可以防止發生斷裂，但若要提昇磁通密度的話，則Mn含量必須減少。
因此，本發明人等，乃認為：如果添加Ca，使得S變成CaS晶析出來的話就可以減少液相的FeS，理應可以防止在進行熱軋時發生斷裂了吧？基於這種想法， 進行了下列的實驗。
亦即，將其組成分為：3.3%Si-0.03%Mn-0.0005%Al-0.09%P-0.0018%S-0.0017%C-0.0016%N-0.03%Sn-0.0030%Ca的鋼胚(鋼B)，加熱到達1100℃之後，進行熱軋直到厚度變成2.0mm為止。其結果，並未發生熱軋時的斷裂現象。
接下來，對於前述之無添加Ca的熱軋板以及上述之有添加Ca的熱軋板，以900℃、950℃、1000℃、1050℃的溫度進行了熱軋板退火。此外，將熱軋板退火後的冷卻速度設定為4℃/秒。緊接著，實施酸洗之後，進行冷軋使得鋼板厚度變成0.25mm，但是其中有一部分的材料卻發生了斷裂的問題。有添加Ca的材料，無論是在哪一種熱軋板退火的均熱溫度，都發生了有一部分的材料斷裂的現象，但是，無添加Ca的材料，則只有在熱軋板退火的均熱溫度為1050℃的情況下，才發生了有一部份的材料斷裂的現象。
為了解開發生斷裂的原因，針對於冷軋前的金屬組織調查之後，將其結果顯示於第1圖。第1圖是表示：熱軋板退火時的均熱溫度與退火後的熱軋板的結晶粒徑之間的關係，以虛線圍繞起來的地方是表示發生了斷裂的情況。
從第1圖可以看出：有發生斷裂的材料，是在進行冷軋前的粒徑很粗大的素材。有添加Ca的材料被認為是：因為沒有MnS的細微析出物，所以整體來說，冷軋前的 粒徑變得粗大，因此進行冷軋時發生了斷裂的現象。
經由以上的說明可知：想要防止在熱軋時發生斷裂現象，添加Ca的作法雖然有效，但是，想要防止在冷軋時發生斷裂的話，添加Ca的作法反而是變成有害。因此，添加Ca的作法，是難以同時防止在熱軋和冷軋時發生斷裂的現象。
然而，本發明人等，認為冷軋時的斷裂是與P的粒界偏析有關連，如果將熱軋板退火時的冷卻速度予以加快，減少P的粒界偏析量的話，理應可以防止冷軋時的斷裂現象吧？
將熱軋板退火時的冷卻速度予以加快的作法，係如專利文獻4所述般地，被認為會有導致磁力特性惡化的虞慮，但是在專利文獻4並未揭示出實際上將冷卻速度予以改變的實例，因此本發明人等乃決定實際地進行實驗。
將具有表1所示的組成分的鋼胚C(無添加Ca的材料)以及鋼胚D(有添加Ca的材料)以1100℃進行加熱之後，進行熱軋直到厚度變成2.0mm為止，緊接著，將這些熱軋板，以均熱溫度為900℃、950℃、1000℃、1050℃的條件進行處理之後，以冷卻速度為32℃/秒的條件進行了冷卻。又，另外針對於鋼胚C、鋼胚D的熱軋板，將均熱溫度設定為1000℃，冷卻速度設定為4℃/秒、8℃/秒、16℃/秒、32℃/秒之不同的條件下，實施了熱軋板退火。緊接著，將這些熱軋板進行酸洗之後，進行冷軋直 到鋼板厚度變成0.25mm之後，再以1000℃的溫度實施最終精製退火。
其結果，在熱軋工序中，無添加Ca的材料中的一部分材料發生了斷裂。此外，在冷軋工序中，原本熱軋板退火時的冷卻速度為4℃/秒的有添加Ca的材料中的一部分材料雖然發生了斷裂，但是冷卻速度若為8℃/秒以上的話，則並未發生斷裂。
亦即，如前述想要達成的目標這樣地找到了：即使是有添加Ca的材料，只要將熱軋板退火時的冷卻速度予以加快，即可防止冷軋時發生斷裂的作法。
此外，針對於所製得的製品板的磁力特性進行了調查。關於磁力特性的評量方法，係裁切出在輥軋方向(L)以及在輥軋直角方向(C)上的愛波斯坦測試片(Epstein testing piece)來進行測定，係根據(L+C)特性的B50 (磁化力為5000A/m時的磁通密度)以及W10/400 (磁通密度為1.0T，且以400Hz的頻率進行激磁時的鐵損)來進行評量。
第2圖和第3圖係分別表示：針對於熱軋板退火的冷 卻速度之對於磁通密度B50 以及鐵損W10/400 所造成的影響之調查結果。
如第2圖和第3圖所示，如果是無添加Ca的材料的話，係隨著冷卻速度的增加，磁力特性會有稍微惡化的傾向，如果是有添加Ca的材料的話，即使增加冷卻速度也看不出磁力特性有惡化。
雖然這種原因還不是很清楚，但本發明人認為是有下列的原因。
根據專利文獻4的說法，認為是：因為冷卻速度的減少，所以細微的析出物也減少，因而可改善磁力特性。
一般而言，如果Al含量極低的話，細微的析出物被認為是MnS，但是在本發明的這種有添加Ca的材料中，則是被認為：S是變成CaS的粗大析出物，因此，細微的MnS並不存在。從而，被認為：只有是無添加Ca的材料，才會隨著冷卻速度的增加，其磁力特性會惡劣。換言之，本發明之有添加Ca的材料，被認為是：即使增加了熱軋板退火時的冷卻速度，也不會發生磁力特性的惡化，同時又可以防止在冷軋時發生斷裂。
接下來，將針對於：熱軋板退火的均熱溫度對於磁通密度B50 及鐵損W10/400 造成的影響所做的調查結果顯示於第4圖和第5圖。
如第4圖和第5圖所示，如果是無添加Ca的材料的話，磁力特性對於均熱溫度係有極強的依存性，但是，如果是有添加Ca的材料的話，則幾乎看不出有均熱溫度依 存性。
雖然這個理由還不是很清楚，但本發明人認為是有下列的原因。
如前所述，有添加Ca的材料被認為是：因為沒有MnS等的細微的析出物的存在，所以析出物的析出形態不會受到均熱溫度的影響而改變，因此，是如第1圖所示般地，冷軋前的粒徑變化很小。另一方面，無添加Ca的材料被認為是：MnS等的細微的析出物受到均熱溫度的影響而產生固熔現象等，對於析出形態產生了變化，是如第1圖所示般地，均熱溫度改變的話，冷軋前的粒徑也有很大的改變。冷軋前的粒徑會對於磁力特性造成影響，所以無添加Ca的材料被認為是：對於均熱溫度依存性很強。
亦即，本發明的有添加Ca的材料，幾乎不會有因為熱軋板退火的均熱溫度的變動而讓磁力特性產生變化，所以即使在於例如：在進行連續退火的過程的前後，因為讓其他鋼種的鋼板通過而導致均熱溫度有所變動的情況下，也就是說，一個鋼帶捲的連續退火的過程中的均熱溫度的變化為10℃以上的情況下(亦即，最高溫度與最低溫度的差值為10℃以上的情況)，磁力特性的不一致性也很小，可獲得穩定的磁力特性。雖然如此，但是均熱溫度的變動量若超過20℃的話，磁力特性的不一致性還是會變大，所以均熱溫度的變動量是控制在20℃以下為佳。
基於上述的創見，對於有添加Ca的材料進行了好幾次的實驗。其結果，當利用彎曲型連續鑄造機來進 行鋼胚的鑄造的情況下，在熱軋工序中雖然不至於發生斷裂，但是，有一部分的熱軋板則是發生了裂隙。
因此，本發明人等，乃針對：在熱軋板發生了龜裂的材料的製造條件，做更綿密的檢討。其結果係如表2所示般地，發現到：在彎曲型連續鑄造機進行鑄造的鋼胚，在其位於通過彎曲區域隨後的矯正區域時，鋼胚寬度中央部的表面溫度未達到700℃之熱軋板，裂隙的發生率很高。
基於上述的創見，成功地開發出：只要用低成本就可以穩定地製造出磁通密度及鐵損都優異的高磁通密度電磁鋼板的製造方法，進而完成了本發明。
接下來，要說明在本發明中，將鋼的組成分限定在前述成分範圍的理由。
C：0.0050%以下
C是會使鐵損惡化，所以愈少愈好。C若超過0.0050%的話，鐵損增加會特別顯著，因此將C含量限定 在0.0050%以下。至於下限值，C含量是愈少愈好，所以未予以特別限定，但考慮到脫碳的成本，將其設在0.0005%的程度為宜。
Si：高於3.0%5.0%以下
Si一般是被使用作為鋼的脫氧劑，除此之外，其具有提高電阻而具有減少鐵損的效果，因此是構成電磁鋼板的主要元素。本發明中，並不使用Al，Mn之類的其他元素來作為提高電阻的元素，因此將Si當作提高電阻的主體元素，積極地添加高於3.0%。然而，Si含量若高於5.0%的話，在冷軋中會發生龜裂而導致製造性變差，因此將其上限設在5.0%。更好是4.5%以下。
Mn：0.10%以下
Mn是為了提昇磁通密度的話，其含量愈少愈好。又，如果變成為MnS晶析出來的話，則不僅會妨礙磁壁移動，也會阻礙結晶粒成長，因而導致磁力特性惡化之有害元素。基於磁力特性的觀點考慮，乃將Mn含量限制在0.10%以下。此外，至於下限值，Mn含量是愈少愈好，所以未予以特別限定，但將其設在0.005%的程度為宜。
Al：0.0010%以下
Al是與Si同樣地，一般是當作鋼的脫氧劑來使用，增加電阻而減少鐵損之效果很大，因此是無方向性電磁鋼 板的主要構成元素之一。然而，本發明中，則是為了提昇製品的磁通密度，乃將Al含量限制在0.0010%以下。至於下限值，Al含量是愈少愈好，所以未予以特別限定，但將其設在0.00005%的程度為宜。
P：高於0.040%0.2%以下
P是具有提昇磁通密度的效果，為了要得到這種效果，P的添加量必須超過0.040%，但是，如果過剩地添加P的話，會導致輥軋性變差，所以將P含量限制在0.2%以下。
N：0.0040%以下
N是與前述的C同樣會使磁力特性惡化，因此將其限制在0.0040%以下。至於下限值，N含量是愈少愈好，所以未予以特別限定，但將其設在0.0005%的程度為宜。
S：0.0003%以上0.0050%以下
S是會形成析出物或中介物而導致製品的磁力特性惡化，所以是愈少愈好。本發明中，因為是有添加Ca，所以S的不良影響比較小，但為了不要讓磁力特性惡化，將S含量限制在0.0050%以下。此外，為了抑制因進行脫硫所導致的成本增加，S含量下限值是設在0.0003%。
Ca：0.0015%以上
本發明中，Mn含量是較之通常的無方向性電磁鋼板更低，因此，Ca在鋼中會將S予以固定，可以防止液相FeS的生成，可讓熱軋時的製造性更良好。此外，在Mn含量很低的本發明中，Ca是具有提昇磁通密度的效果。再者，也具有讓因熱軋板退火的均熱溫度的變動所導致的磁力特性的變動更小之效果。想要獲得這些效果，Ca的添加量必須是0.0015%以上。然而，太多量的添加則會造成Ca氧化物之類的Ca系中介物的增加，會有導致鐵損惡化的虞慮，所以其上限值是設在0.005%程度為宜。
從Sn和Sb中所選出的1種或2種，其合計量為0.01%以上0.1%以下
Sn和Sb都是具有可改善集合組織而提昇磁力特性的效果，想要獲得該效果的話，Sn和Sb的單獨添加或者複合添加的情況下，添加量都必須是達到0.01%以上。另一方面，如果過剩地添加的話，鋼會脆化，鋼板製造中，發生鋼板斷裂、局部性剝離的情況會增加，所以，Sn和Sb無論是單獨添加或複合添加的任何一種情況，其添加量都是在0.1%以下。
藉由採用上述的這種必須成分以及抑制成分，只要用低成本就可以穩定地製造出磁通密度和鐵損都優異的無方向性電磁鋼板。
此外，本發明中，其他的元素係會使得製品的磁力特性惡化，所以最好是將其含量減少到不會產生製造上的問 題之程度。
接下來，說明本發明的製造方法的限定理由。
本發明的高磁通密度電磁鋼板的製造工序，只要使用一般的無方向性電磁鋼板所適用的工序以及設備就可以實施。
例如：利用轉爐或電熔爐等，來熔製具有特定的組成分的鋼，利用脫氣設備進行二次精煉，利用連續鑄造來作成鋼胚之後，再進行：熱軋、熱軋板退火、酸洗、冷軋、最終精製退火以及塗敷暨烘乾絕緣披覆膜之一連串的工序。
但是，利用彎曲型連續鑄造機來進行連續鑄造的情況下，位在通過彎曲區域隨後的矯正區域中的鋼胚表面溫度，以測量該鋼胚寬度中央部的溫度為準，是控制在700℃以上為佳。其理由是因為：如果位於通過彎曲區域隨後的矯正區域中的鋼胚寬度中央部的表面溫度，未達700℃的話，熱軋板容易產生裂隙。此外，鋼胚寬度中央部的表面溫度的上限是在900℃程度為佳。此處，位在矯正區域中的鋼胚寬度中央部的表面溫度，係可藉由改變例如：位於彎曲區域的冷卻水所達成的冷卻條件等，來進行溫度控制。
接下來，在進行熱軋時，鋼胚加熱溫度是設定在1000℃以上1200℃以下為佳。鋼胚加熱溫度變高溫的話，能源損失變大，不僅是不經濟，而且鋼胚的高溫強 度會降低，容易發生例如：鋼胚下垂之類的製造上的問題，因此設定在1200℃以下為宜。
熱軋板的厚度並未特別限制，是以1.5~2.8mm為宜，更好是1.7~2.3mm。
本發明中，熱軋板退火的均熱溫度必須是900℃以上、1050℃以下。其理由是因為：如果熱軋板退火的均熱溫度未達900℃的話，會導致磁力特性惡化，另一方面，若高於1050℃的話，在經濟面上較為不利。是以950℃以上1050℃以下的範圍為宜。
本發明中，上述的熱軋板退火過程中的均熱處理後的冷卻速度特別重要。亦即，必須將熱軋板退火過程中的冷卻速度控制在5℃/秒以上。其理由是因為：如果熱軋板退火的冷卻速度未達5℃/秒的話，在其後的冷軋工序中，就會容易發生斷裂。更好的冷卻速度是在25℃/秒以上。此外，這個冷卻速度的上限值是設定在100℃/秒程度為佳。
再者，這種冷卻控制處理必須至少執行溫度下降到650℃為止。其理由是因為：P的粒界偏析在溫度為700~800℃的時候會趨於顯著，因此，為了防止在冷軋工序中發生斷裂，至少在溫度下降到650℃之前，以上述的條件來進行冷卻控制的話，就可消除上述的問題。
是以，本發明中，係將熱軋板退火的冷卻速度設定在5℃/秒以上，所以熱軋板退火係適合採用連續退火。此外，基於生產性、製造成本的考量，採用連續退火 的方式，係較之閉箱退火的方式更好。
此處的冷卻速度，例如：假設850℃下降到650℃為止的冷卻時間是t(s)的話，係根據200(℃)÷t(s)的公式計算出來的。
接下來，上述的熱軋板退火之後，只利用單一次的冷軋就達成最終板厚，也就是利用所謂的「單一次冷軋法」來進行冷軋。採用「單一次冷軋法」的理由是為了要提高生產性、製造性。亦即，如果是採用：包含有中間退火工序在內的兩次以上的冷軋的話，製造成本會增加，生產性會降低。此外，冷軋若是採用：板溫為200℃程度的溫間輥軋的話，可提昇磁通密度。因此，如果在設備方面能夠對應溫間輥軋，在生產性方面不受到制約，在經濟性方面不會有問題的話，在本發明中亦可實施溫間輥軋。
冷軋板的厚度並未特別限制，係做成0.20~0.50mm的程度為宜。
緊接著，是實施最終精製退火，此時的均熱溫度是設定在700℃以上1150℃以下為宜。其理由是因為：如果均熱溫度未達700℃的話，再結晶無法充分進行，有時候磁力特性會大幅度惡化，並且在連續退火過程中的板形狀的矯正效果無法充分發揮，另一方面，如果均熱溫度高於1150℃的話，結晶粒會變成極粗大化，尤其是在高頻波段時的鐵損會增加。
在上述的最終精製退火之後，為了減少鐵 損，在鋼板表面塗敷絕緣披覆膜的作法也是有效的。此時，為了確保良好的衝孔性，是採用含有樹脂的有機性披覆膜為宜，另一方面，如果是重視焊接性的話，則是採用：半有機性或無機性披覆膜為宜。
此外，本發明中，為了降低鐵損，乃將Si含量設定成高於3.0%，為了提昇磁通密度，乃將Al含量予以極低化，將Mn含量予以低化，並且添加Sn及/或Sb，而且添加了P，但是，這些添加元素的複合效果還不是很清楚。
[實施例] (實施例1)
將具有表3所示的組成分的鋼胚，根據表4所示的條件，使用彎曲型連續鑄造機進行鑄造之後，以相同的表4所示的條件，將鋼胚予以再加熱後，實施熱軋、熱軋板退火，酸洗之後，進行冷軋直到板厚變成0.25mm，然後，實施最終精製退火。
惟，鋼種E在熱軋時發生斷裂，所以並未實施：熱軋板退火以後的工序。此外，根據鋼種F之No.3的條件，熱軋板發生了裂隙。另一方面，根據鋼種F之No.4~7的條件以及鋼種G之No.8~11的條件，熱軋板並未發生裂隙。
又，在其後的冷軋工序時，根據鋼種F之No.4的條 件以及鋼種G之No.8的條件，係發生了斷裂。另一方面，根據鋼種F之No.5~7的條件以及鋼種G之No.9~11的條件，冷軋板並未發生裂隙。
此外，針對所製得的製品板的磁力特性進行了調查。磁力特性，係裁切出在輥軋方向(L)以及在輥軋直角方向(C)上的愛波斯坦測試片(Epstein testing piece)來進行測定，係根據(L+C)特性的B50 (磁化力為5000A/m時的磁通密度)以及W10/400 (磁通密度為1.0T，且以400Hz的頻率進行激磁時的鐵損)來進行評量。將所獲得的結果一併標示於表4。
[表4]
如表4所示，依照本發明來製造的話，在熱軋以及冷軋工序中，都沒有發生斷裂，而且可獲得良好的磁力特性。
(實施例2)
將具有表5所示的組成分的鋼胚，利用彎曲型連續鑄造機，以位在矯正區域入口側的鋼胚寬度中央部的表面溫度為750~850℃的條件，進行鑄造，在SRT(鋼胚再加熱溫度)為1050~1110℃的條件下，進行熱軋直到厚度變成2.0mm之後，再以熱軋板退火的均熱溫度為990℃，熱軋板退火的冷卻速度為30~50℃/秒的條件，以連續退火方式來實施熱軋板退火，再進行冷軋直到厚度變成0.25mm之後，再以均熱溫度為1000℃的條件來實施最終精製退火，製造成電磁鋼板。此時，鋼種J及U在冷軋中，發生了裂隙，所以中止了後續的處理。
針對所製得的電磁鋼板，調查其磁力特性(L+C特性)，將其結果，一併顯示於表5。此外，磁力特性的評量方式係採用與實施例1同樣的方法來進行的。
[表5]
由表5可以看出，符合本發明的組成分的發明例，每一個都是W10/400 為12.3W/kg以下，而且B50 是1.737T以上，顯示出具有良好的磁力特性。
(實施例3)
將具有表6所示的組成分的鋼胚，利用彎曲型連續鑄造機，以位在矯正區域入口側的鋼胚寬度中央部的表面溫度為770℃的條件，進行鑄造，在SRT(鋼胚再加熱溫度)為1090℃的條件下，進行熱軋直到厚度變成2.0mm之後，再以熱軋板退火的均熱溫度為950~990℃，熱軋板退火的冷卻速度為47℃/秒的條件，以連續退火方式來實施熱軋板退火，再進行冷軋直到厚度變成0.25mm之後，再以均熱溫度為1000℃的條件來實施最終精製退火，製造成電磁鋼板。此處，熱軋板退火的均熱溫度，在熱軋板鋼帶捲的前端部是設定在950℃，然後再提高溫度，在熱軋板鋼帶捲的尾端部是設定在990℃。
針對所製得的電磁鋼板，調查其磁力特性(L+C特性)，將其結果顯示於表7。此外，評量方式係採用與實施例1同樣的方法來進行的。
由表7可以看出符合本發明的組成分的發明例，即使熱軋板退火溫度有所變動，磁力特性幾乎不會產生變動，可確認出其製造穩定性優異。

Claims (3)

  1. 一種無方向性電磁鋼板的製造方法，係將其組成分，以質量%計，係含有C：0.0050%以下、Si：高於3.0%且5.0%以下、Mn：0.10%以下、Al：0.0010%以下、P：高於0.040%且0.2%以下、N：0.0040%以下、S：0.0003%以上0.0050%以下、Ca：0.0015%以上、以及從Sn和Sb之中所選出的1種或2種，合計為0.01%以上0.1%以下，其餘部分是Fe及不可避免的雜質之鋼胚，利用連續鑄造機來進行鑄造，鋼胚加熱之後，藉由實施：熱軋，緊接著進行熱軋板退火，酸洗後，利用1次的冷軋形成最終板厚之後，進行最終精製退火之一連串的工序來製造無方向性電磁鋼板時，在上述熱軋板退火工序中，係將均熱溫度設定在900℃以上1050℃以下，將均熱後的冷卻速度設定在5℃/秒以上。
  2. 如申請專利範圍第1項所述的無方向性電磁鋼板的製造方法，其中，前述連續鑄造機是彎曲型連續鑄造機的情況下，當前述鋼胚通過彎曲區域隨後的矯正區域時，將鋼胚寬度中央部的表面溫度控制在700℃以上。
  3. 如申請專利範圍第1項或第2項所述的無方向性電磁鋼板的製造方法，其中，利用連續退火來進行前述熱軋板退火時，係將同一個熱軋板鋼帶捲內的均熱溫度的最高溫度與最低溫度的差值控制在10℃以上。
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