TWI575075B - A non-oriented electrical steel sheet, a manufacturing method thereof, and an electric motor core and a manufacturing method thereof - Google Patents

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Tadashi Nakanishi
Yoshihiko Oda
Shinji Koseki
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Description

無方向性電磁鋼板及其製造方法以及電動機芯及其製造方法
本發明是有關於一種用於電動機或變壓器等的鐵心材料的磁性特性優異的無方向性電磁鋼板及其製造方法，以及使用了該無方向性電磁鋼板的電動機芯及其製造方法。
近年來，自環境問題或降低成本的觀點考慮，在許多領域中，強烈要求削減消耗能量。伴隨此，對廣泛用作電動機或變壓器等的鐵心材料的軟磁性材料的無方向性電磁鋼板要求低鐵損化及高磁通密度化。
為了降低無方向性電磁鋼板的鐵損，有效的是增加Si或Al等成分的添加量，而使鋼板的電阻增大。這是因為，若電阻增大，則由鋼板被磁化而產生的渦流損耗降低。然而，Si或Al的大量的添加會導致磁通密度的下降，從而引起電動機的轉矩降低、或銅損增加這一新的問題。
因此，以前積極進行改善鋼板的質地而提高磁通密度的研究開發。為了提高磁通密度，有效的是在與板面平行的方向上增加作為易磁化軸的<001>，並減少作為難磁化軸的<111>或<110>，即，使磁性特性良好的質地，具體而言與板面平行的 {100}面多、易磁化軸<001>大量存在於板面內的質地發展。
作為使此種質地發展的方法，例如，專利文獻1中提出了極力減少Al含量後實施溫軋的方法，而且，專利文獻2中提出了向鋼中添加P，且冷軋前實施低溫．長時間的批次退火的方法。
[現有技術文獻]
[專利文獻]
[專利文獻1]日本專利特開2002-003944號公報
[專利文獻2]日本專利特開2005-200756號公報
然而，根據發明者等人的調查．研究，專利文獻1中提出的方法中，雖獲得一定程度的磁通密度提高效果，但為了因應近年來的嚴格要求，而需要進一步的改善。而且，專利文獻2中提出的方法需要低溫．長時間的批次退火，因而存在導致生產性的降低或製造成本的上升的問題。
本發明鑒於現有技術所面臨的所述問題而完成，其目的在於極力抑制成本上升且穩定地提供較佳用於電動機或變壓器等的磁性特性優異的無方向性電磁鋼板，且提出了該無方向性電磁鋼板的有利的製造方法。
發明者等人對改善無方向性電磁鋼板的磁性特性的方法進行了積極研究。結果發現，在向鋼板中添加了P後，藉由減 少抑制P偏析的元素即Al、C及B的含量，而能夠使對於磁性特性而言較佳的質地發展，進而，可獲得高磁通密度的無方向性電磁鋼板，從而開發出本發明。
即，本發明為一種無方向性電磁鋼板，其特徵在於：具有如下成分組成，即，含有C：0.005質量%以下、Si：1.0質量%~5.0質量%、Mn：0.04質量%~3.0質量%、可溶性Al(sol.Al)：0.005質量%以下、P：0.03質量%~0.2質量%、S：0.005質量%以下、N：0.005質量%以下、B：0.001質量%以下、Se：0.001質量%以下，且滿足下述式而含有所述sol.Al、C、B及Se：sol.Al+C+5B+5Se≦0.005質量%
且剩餘部分包含Fe及不可避免的雜質，在將板厚中心層中的{001}<250>、{111}<112>及{001}<100>的X射線強度比分別設為S、M及C時，S/2M為1.0以上，S/5C為1.0以上。
而且，本發明的無方向性電磁鋼板的特徵在於：除所述成分組成外，更含有選自Sn：0.01質量%~0.2質量%及Sb：0.01質量%~0.2質量%中的1種或2種。
而且，本發明的無方向性電磁鋼板的特徵在於：除所述成分組成外，更含有選自稀土金屬(Rare Earth Metals，REM)：0.0005質量%~0.005質量%、Mg：0.0005質量%~0.005質量%及Ca：0.0005質量%~0.005質量%中的1種或2種以上。
而且，本發明的無方向性電磁鋼板的特徵在於：板厚為0.05mm~0.30mm。
而且，本發明的無方向性電磁鋼板的特徵在於：平均結晶粒徑小於40μm。
而且，本發明提出一種無方向性電磁鋼板的製造方法，包括如下一連串步驟，即，對具有如所述任一項所述的成分組成的鋼坯進行熱軋後，實施均熱溫度為800℃~1200℃、均熱時間為5分鐘以下的熱軋板退火，利用1次或隔著中間退火的2次以上的冷軋形成為最終板厚的冷軋板，實施最終退火(finish annealing)，所述無方向性電磁鋼板的製造方法的特徵在於：將最終冷軋的至少一道次(pass)的輥軋機出口側(outlet side)的板溫設為100℃~300℃的範圍。
而且，本發明的無方向性電磁鋼板的製造方法的特徵在於：將最終冷軋的軋縮率設為80%以上。
而且，本發明的無方向性電磁鋼板的製造方法的特徵在於：將所述最終退火中的均熱溫度設為600℃以上且小於900℃。
而且，本發明為一種電動機芯，包含積層如所述任一項所述的無方向性電磁鋼板而成的定子芯與轉子芯，所述電動機芯的特徵在於：轉子芯的平均結晶粒徑小於40μm，定子芯的平均結晶粒徑為40μm以上。
而且，本發明提出一種電動機芯的製造方法，其為製造電動機芯的方法，所述電動機芯包含積層如所述記載的平均結晶 粒徑小於40μm的無方向性電磁鋼板而成的定子芯與轉子芯，所述電動機芯的製造方法的特徵在於：對定子芯實施應力消除退火(stress relief annealing)而使平均結晶粒徑為40μm以上。
根據本發明，能夠不使製造成本上升地穩定製造具有高磁通密度的無方向性電磁鋼板。
圖1是表示sol.Al、C、B及Se的含量與磁通密度B50的關係所涉及的P含量的影響的曲線圖。
首先，對開發本發明的實驗進行說明。
<實驗1>
將如下鋼在真空熔解爐中熔化、鑄造而形成鋼塊，所述鋼作為基本成分，含有Si：3.35質量%、Mn：0.25質量%，更分別在C：0.0005質量%~0.0100質量%、P：0.01質量%~0.2質量%、sol.Al：0.001質量%~0.005質量%、B：0.00001質量%~0.00020質量%及Se：0.00001質量%~0.00020質量%的範圍內含有C、P、sol.Al、B及Se。此時，所有鋼塊中的N及S的含量控制為0.002質量%~0.003質量%的範圍。
然後，將所述鋼塊加熱1100℃×30分鐘後，進行熱軋而形成板厚1.9mm的熱軋板後，進行1000℃×30秒的均熱處理後，實施 模擬以冷卻速度30℃/sec冷卻至室溫的連續退火的熱軋板退火。然後，進行酸洗並除垢後，進行冷軋而形成最終板厚0.20mm的冷軋板。
此處，所述冷軋中，對原材料鋼板(熱軋板)以輥軋機出口側的板溫為150℃~200℃的方式事先進行加熱，並進行輥軋至0.50mm為止的第一次的冷軋，然後以100℃以下的溫度進行第二次的冷軋(最終冷軋)，從而最終加工為最終板厚0.20mm的冷軋板。
對如此獲得的冷軋板實施1000℃×30秒的最終退火後，在愛波斯坦(Epstein)試驗中測定磁通密度B50。
圖1設橫軸為(sol.Al+C+5B+5Se)、縱軸為磁通密度B50，按照P的含量分類表示所述測定結果。
根據該圖可知，含有0.03質量%以上的P的鋼板中，藉由將(Sol.Al+C+5B+5Se)降低為0.005質量%以下，而可提高磁通密度。
因對獲得所述磁通密度提高效果的原因進行調查，故將所述實驗中使用的熱軋退火板以低溫割斷，並利用歐傑電子光譜法分析其剖面後，可知在獲得高磁通密度的鋼板，P會大量向晶界偏析。
而且，表1表示對(sol.Al+C+5B+5Se)為0.00255質量%~0.00275質量%的鋼，以X射線調查最終退火後的鋼板的板厚中心部的質地的結果，可知在顯示高磁通密度的鋼板中，獲得{001} <250>高、{111}<112>或{001}<100>低，即S高、M及C低的特徵性質地。
<實驗2>
將如下鋼在真空熔解爐中熔化、鑄造而形成鋼塊，所述鋼具有如下各種成分組成作為基本成分，含有Si：3.1質量%、Mn：0.25質量%、sol.Al：0.25質量%，更分別在C：0.0005質量%~0.0100質量%、P：0.01質量%~0.2質量%、B：0.00001質量%~0.00020質量%、Se：0.00001質量%~0.00020質量%的範圍內含有C、P、B及Se。此時，所有鋼塊中的N及S的含量控制為0.002質量%~0.003質量%的範圍。
然後，將所述鋼塊加熱1100℃×30分鐘後，進行熱軋而形成板厚1.9mm的熱軋板後，進行1000℃×30秒的均熱處理，然後實施模擬以冷卻速度30℃/sec冷卻至室溫的連續退火的熱軋板退火。然後，進行酸洗並除垢後，進行冷軋而形成最終板厚0.20mm的冷軋板。此處，所述冷軋中，對原材料鋼板(熱軋板)事先進 行加熱，並進行以輥軋機出口側的板溫為150℃~200℃的方式輥軋至0.50mm為止的第一次的冷軋，然後以100℃以下的溫度進行第二次的冷軋(最終冷軋)，從而最終加工為最終板厚0.20mm的冷軋板。
對如此獲得的冷軋板實施1000℃×30秒的最終退火後，在愛波斯坦試驗中測定磁通密度B50。結果，在含有相對較多的Al的鋼板的情況下，與C、B、P及Se的含量無關，磁通密度B50大致固定為1.69T左右。而且，在以低溫割斷所述實驗中使用的熱軋退火板，利用歐傑電子光譜法調查其剖面後，任一鋼板中均未看到P的晶界偏析。
根據以上的結果可知，藉由向鋼板中添加P，且降低作為抑制P偏析的元素的Al、C、B及Se含量，而無須進行溫軋或批次退火，便可改善質地。P在熱軋板退火中向結晶晶界偏析，提高晶界強度，使冷軋中的晶界附近的應變分佈變化，減少從晶界進行核生成的{111}<112>再結晶粒。結果認為，從粒內(變形帶)進行核生成的{001}<250>再結晶粒相對地佔優勢，而獲得向{001}<250>的強積聚。此處，作為導入變形帶的方法，溫軋最具效果。另外，特徵在於：本發明中獲得的鋼板的{001}<250>的積聚度高，例如，在以<001>//ND軸為中心旋轉約20度而成的{001}<100>中幾乎未看到積聚。
獲得所述效果的詳細機制雖不明，但因專利文獻1中已指出Al使特定晶界的晶界特性變化，故由於Al的減少而晶界構 造發生變化，從而存在P容易向晶界偏析的可能性。即，認為藉由在降低了阻礙P偏析的C、B、Se後，進而減少Al，可有效果地促進P的晶界偏析。
先前，認為P的晶界偏析是因相對的低溫．長時間的熱處理而產生。例如，根據專利文獻2，使P偏析的熱處理條件為300℃~600℃×3hr。然而，在降低了Al、C、B及Se的情況下，在所述高溫．短時間的熱軋板退火中亦會促進P的偏析，是完全無法根據現有的發現而預測到的現象。
接下來，為了調查將本發明中獲得的材料應用於電動機芯時的電動機特性，而進行環形試驗(ring test)的評估。
將如下鋼A、及鋼B分別在真空熔解爐中熔化、鑄造而形成鋼塊，所述鋼A具有如下成分組成，即，含有C：0.0013質量%、Si：3.4質量%、Mn：0.08質量%、sol.Al：0.0008質量%、P：0.08質量%、S：0.0018質量%、N：0.0022質量%、B：0.00001質量%、Se：0.00001質量%及Sn：0.03質量%，剩餘部分包含Fe及不可避免的雜質，所述鋼B具有如下成分組成，即，含有C：0.0011質量%、Si：3.4質量%、Mn：0.09質量%、sol.Al：0.0010質量%、P：0.01質量%、S：0.0019質量%、N：0.0020質量%、B：0.00002質量%、Se：0.00001質量%及Sn：0.03質量%，剩餘部分包含Fe及不可避免的雜質。
然後，將所述鋼塊加熱1120℃×30分鐘後，進行熱軋而形成板厚1.6mm的熱軋板後，進行1050℃×30秒的均熱處理，然後實 施以30℃/sec冷卻至室溫的熱軋板退火。然後，進行酸洗並除垢後，進行冷軋而形成最終板厚0.05mm~0.50mm的冷軋板。此處，所述冷軋中，事先對原材料鋼板(熱軋板)進行加熱，並進行以輥軋機出口側的板溫為150℃~200℃的方式輥軋至0.50mm的第一次的冷軋後，以100℃以下的溫度進行第二次的冷軋(最終冷軋)，而最終加工為最終板厚的冷軋板。
然後，對所述冷軋板實施1000℃×30秒的最終退火，從所獲得的退火後的鋼板衝壓出外徑45mm、內徑33mm的尺寸的環形試樣，將其積層10片後，分別將一次線圈及二次線圈捲繞100圈，而測定磁通密度B50。而且，以X射線測定最終退火後的鋼板的板厚中心部中的質地。
將所述磁通密度的測定結果表示於表2。根據其結果可知，從P的含量高的鋼A獲得的鋼板中，冷軋後的最終板厚越薄則磁通密度越高，與此相對，從P的含量低的鋼B獲得的鋼板中，未看到最終板厚的影響。
而且，將{001}<250>、{111}<112>及{001}<100>的X射線強度比分別設為S、M、C時的S/2M及S/5C的值一併表示於表2，從鋼A獲得的鋼板中，最終板厚越薄則S/2M及S/5C的值越高，與此相對，從鋼B獲得的鋼板中未看到該傾向。根據該結果可知，P的晶界偏析引起的質地的尖銳化尤其在最終板厚薄時變得顯著。
推斷這是因輥軋質地的尖銳度提高，而再結晶質地的主 方位{001}<250>的尖銳度提高。關於利用所述質地的發展來改善環形磁性特性的理由，認為有如下：第一，藉由{111}<112>減少，而與板面平行的難磁化軸減少，第二，藉由{001}<250>的發展，與板面平行的易磁化軸<100>增加，第三，{001}<100>在板面內具有4個等價的<100>方位，與此相對，{001}<250>在板面內具有8個等價的<100>方位，因而{001}<250>比起{001}<100>在面內異向性的降低方面更有利。
本發明基於所述新穎的發現開發而成。
接下來，對本發明的無方向性電磁鋼板(製品板)的成分組成進行說明。
C：0.005質量%以下
若含有C超過0.005質量%，則熱軋板退火中的P偏析被抑制，失去提高來自P的磁通密度的效果。而且，因磁性時效而鐵損劣化。由此，C含量的上限設為0.005質量%。較佳為0.002質量%以下。
Si：1.0質量%~5.0質量%
Si具有增加鋼的電阻率而降低鐵損的效果，因而添加1.0質量%以上。然而，若添加超過5.0質量%，則鋼變脆，會因冷軋而引起斷裂。因此，Si含量設為1.0質量%~5.0質量%的範圍。較佳為2.5質量%~4.0質量%的範圍。
Mn：0.04質量%~3.0質量%
Mn具有防止鋼的熱脆性的效果，並且具有如下效果，即，使MnS等析出物粗大化而改善晶粒成長(grain growth)性，進而，使電阻率增加而降低鐵損，因而添加0.04質量%以上。然而，即便添加超過3.0質量%，所述效果亦會飽和，且成本上升，因而Mn含量設為0.04質量%~3.0質量%的範圍。較佳為0.1質量%~1.0質量%的範圍。
sol.Al：0.005質量%以下
若Al的含量以sol.Al計超過0.005質量%，則熱軋板退火中的P偏析被抑制，失去P的磁通密度改善效果。而且，微細的AlN增加，晶粒成長性降低。由此，Al的含量以sol.Al計限制為0.005質量%以下。較佳為0.002質量%以下。
P：0.03質量%~0.2質量%
P為本發明中最重要的元素之一，具有在熱軋板退火時發生晶界偏析而改善最終退火板的質地的效果，因而需要添加0.03質量%以上。然而，若添加超過0.2質量%，則所述效果飽和，而且，鋼脆化而冷軋中容易引起斷裂。由此，P含量設為0.03質量%~ 0.2質量%的範圍。較佳為0.05質量%~0.1質量%的範圍。
S：0.005質量%以下
若S的含量超過0.005質量%，則MnS等析出物增加，而阻礙晶粒成長性。因此，S含量的上限設為0.005質量%。較佳為0.003質量%以下。
N：0.005質量%以下
若N的含量超過0.005質量%，則AlN等析出物增加，阻礙晶粒成長性。因此，N含量的上限設為0.005質量%。較佳為0.003質量%以下。
B：0.001質量%以下
即便B的含量微量，亦會對P偏析產生影響，因而需要嚴格限定。尤其在B的含量超過0.001質量%時，熱軋板退火中的P偏析被抑制，失去P的磁通密度改善效果。因此，B含量的上限設為0.001質量%。較佳為0.0003質量%以下。
Se：0.001質量%以下
Se與B同樣地，即便微量亦會對質地造成影響，因而需要嚴格限定。尤其當Se的含量超過0.001質量%時，熱軋板退火中的P偏析被抑制，失去P的磁通密度改善效果。因此，Se含量的上限設為0.001質量%。較佳為0.0003質量%以下。
本發明的無方向性電磁鋼板除滿足所述成分組成而含有該成分組成外，亦需要滿足下述式而含有阻礙P的晶界偏析的sol.Al、C、B及Se。
sol.Al+C+5B+5Se≦0.005質量%
在所述式的左邊的值超過0.005質量%的情況下，熱軋板退火中的P的晶界偏析被抑制，而無法獲得磁通密度提高效果。較佳為0.003質量%以下。另外，將所述左邊減小至小於0.001質量%，製鋼成本顯著增加，因而較佳為下限設為0.001質量%左右。
本發明的無方向性電磁鋼板的所述成分以外的剩餘部分為Fe及不可避免的雜質。然而，為了提高磁性特性等，除所述必需成分外，亦可含有選自以下成分中的1種或2種以上。
Sn、Sb：分別0.01質量%~0.2質量%
Sn及Sb具有減少再結晶質地的{111}結晶粒而提高磁通密度的效果，因而可分別添加0.01質量%以上。然而，即便添加超過0.2質量%，所述效果亦飽和。由此，Sn及Sb的含量較佳分別設為0.01質量%~0.2質量%的範圍。更佳分別為0.02質量%~0.1質量%的範圍。
REM、Mg、Ca：分別0.0005質量%~0.005質量%
REM、Mg及Ca具有使硫化物粗大化而改善晶粒成長性的效果，因而可分別添加0.0005質量%以上。然而，若添加超過0.005質量%，則反而晶粒成長性會劣化，因而REM、Mg、Ca較佳分別為0.0005質量%~0.005質量%的範圍。更佳分別為0.001質量%~0.003質量%的範圍。
接下來，對本發明的無方向性電磁鋼板的製造方法進行說明。
本發明的無方向性電磁鋼板的製造方法包含一連串步驟，該一連串步驟是在對具有所述成分組成的鋼坯進行熱軋後，實施熱軋板退火，藉由1次或隔著中間退火的2次以上的冷軋形成最終板厚的冷軋板，實施最終退火。
首先，調整為所述說明的成分組成的鋼可利用通常的精煉製程而熔化。此時，C、Al、B及Se為製鋼製程中容易混入的元素，因而需要嚴格管理殘渣(scrap)等原料。繼而，製造鋼原材料(鋼坯)的方法一般利用造塊-分塊法或連續鑄造法，亦可不利用所述方法，而直接利用鑄造法製造100mm以下的厚度的薄鑄片。
然後，將所述鋼坯在加熱爐中再加熱以用於熱軋，但亦可在鑄造後，不進行再加熱而直接用於熱軋。熱軋條件不作特別限制，依據常法進行即可。另外，在薄鑄片的情況下，亦可進行熱軋，還可省略熱軋，而直接進入至以後的步驟中。
繼熱軋後的熱軋板退火是將均熱溫度設為800℃~1200℃、均熱時間設為5分鐘以下來進行。這是因為，當均熱溫度小於800℃時，熱軋中的帶(band)組織殘留而容易產生起筋(ridging)，另一方面，若超過1200℃，則不僅效果飽和，退火成本亦上升。而且，自確保生產性的觀點考慮，均熱時間設為5分鐘以下。更佳為，均熱溫度為900℃~1100℃，均熱時間為2分鐘 以下。另外，均熱後的冷卻速度未對磁性特性造成大的影響，因而雖未作特別規定，但自生產性或製造成本的觀點而言，較佳為以1℃/sec~100℃/sec的冷卻速度進行冷卻。另外，就退火爐而言，在批次退火爐中生產性低，因而較佳為使用連續退火爐。
熱軋板退火後的鋼板之後進行酸洗，藉由1次或隔著中間退火的2次以上的冷軋而形成最終板厚的冷軋板。在隔著中間退火的情況下，較佳為與熱軋板退火同樣地利用連續退火爐，將均熱溫度設為800℃~1200℃、均熱時間設為5分鐘以下而實施。另外，更佳的均熱溫度為900℃~1100℃，均熱時間為1秒~2分鐘的範圍。
另外，本發明中，該冷軋為重要步驟，最終冷軋中的至少一道次的輥軋機出口側材料溫度(板溫)較佳設為100℃~300℃的範圍。更佳為130℃~200℃的範圍。利用該處理促進變形帶的形成，可使{001}<250>質地發展。當小於100℃時，{111}方位的發展增強，另一方面，若超過300℃則反而存在質地無規化的傾向。另外，可利用放射溫度計或接觸式溫度計測定輥軋機出口側的板溫。
而且，最終冷軋的軋縮率較佳設為80%以上。將軋縮率設為80%以上，藉此可提高質地的尖銳性，可改善環形磁性特性。軋縮率的上限未作特別限定，若超過98%，則輥軋成本顯著增加，因而較佳設為98%以下。更佳為85%~95%的範圍。
另外，為了提高軋縮率，最終板厚，即，製品板厚較佳 設為0.05mm~0.30mm的範圍。更佳為0.10mm~0.20mm的範圍。
最終冷軋後的冷軋板之後實施最終退火，且視需要實施絕緣塗層而形成製品板。絕緣塗層可使用公知者，根據所要求的特性或目的而分開使用無機塗層、有機塗層、無機-有機混合塗層等即可。
由所述製造方法獲得的本發明的無方向性電磁鋼板中，在將板厚中心層中的{001}<250>、{111}<112>及{001}<100>的X射線強度比分別設為S、M、C時，獲得S高且M、C低的特徵質地，尤其形成S/2M及S/5C為1.0以上的質地，藉此獲得優異的磁性特性，藉由將S/2M及S/5C分別設為1.5以上，能夠形成更優異的磁性特性。另外，本發明中，所述質地相對於板厚中心部進行規定。這是因為表層附近的質地受到輥軋時的摩擦係數的變動的影響，因而不均大，且與磁性特性的相關性欠佳。
此處，為了測定所述質地，例如使用選自{110}、{200}、{211}、{310}極點圖的多個極點圖(pole figure)(較佳為3個以上)，利用級數展開法或表觀擴散係數(apparent diffusion coefficient，ADC)法計算取向分佈函數(orientation distribution function，ODF)即可。本發明中規定的{001}<250>、{111}<112>及{001}<100>方位的強度，例如以ODF中的歐拉角(Euler angle)(Φ,Φ1,Φ2)分別使用(0°,23°,45°)(55°,90°,45°)(0°,45°,45°)的值即可。另外，質地的測定方法不限於所述方 法，亦可使用其他公知的方法。
利用所述說明的方法製造的本發明的無方向性電磁鋼板的面內異向性小，且磁通密度高，因而可適合用作電動機芯的材料。然而，在將所述鋼板適用於高速旋轉電動機的情況下，存在轉子芯的橋接部容易疲勞斷裂(fatigue breakdown)的問題。其原因尚不明確，但因P為容易向再結晶後的結晶晶界偏析的成分，故製品板的晶界強度低，在對芯進行衝壓加工時，端面附近產生微細的晶界裂紋，並推測該晶界裂紋是疲勞斷裂的起點。
為了抑制P的向所述結晶晶界的偏析，有效的是降低最終退火溫度。具體而言，較佳為將最終退火溫度設為小於900℃，更佳設為小於800℃。另外，自使再結晶率為100%，且充分降低位錯密度並改善鐵損的觀點考慮，最終退火溫度的下限較佳設為600℃以上。更佳為700℃以上。
而且，若如所述般降低最終退火溫度，則結晶粒徑微細化，拉伸強度提高。一般而言，拉伸強度或降伏應力(0.2%耐力)越高則疲勞強度(疲勞限度)越高，因而即便經過結晶粒徑的微細化亦可提高疲勞強度。為了獲得所述效果，較佳為對最終退火後的鋼板將結晶粒徑設為小於40μm。此處，所述結晶粒徑是指根據利用光學顯微鏡拍攝到的輥軋方向的剖面組織照片，在輥軋方向與板厚方向上利用切斷法測定出的平均結晶粒徑。再者，更佳為小於30μm，進而較佳為小於20μm。
然而，若結晶粒徑小於40μm，則存在鐵損增加、電動 機效率下降的問題。然而，對於該問題而言，有效的是如下：例如混合動力汽車(hybrid electric vehicle，HEV)的動力源中所使用的表面式永磁(surface permanent magnet，SPM)或內置式永磁(interior permanent magnet，IPM)等永久磁鐵型電動機的芯般，在轉子芯的鐵損小、定子芯的鐵損具支配性的情況下，轉子芯的結晶粒小，另一方面，僅對定子芯實施應力消除退火而增大結晶粒，從而降低鐵損。為了獲得所述鐵損降低效果，較佳為將應力消除退火後的結晶粒徑設為40μm以上。更佳為70μm以上，進而較佳為90μm以上。另外，所述應力消除退火可在一般的條件下，例如，均熱溫度為700℃~900℃、均熱時間為10分鐘~300分鐘的條件下進行。
實施例1
在對具有表3所示的各種成分組成的鋼坯進行1100℃×30分鐘的再加熱後，進行熱軋而形成板厚1.8mm的熱軋板，利用連續退火爐進行1020℃×20秒的均熱處理後，實施以20℃/sec冷卻的熱軋板退火，進行酸洗並除垢，進行冷軋而形成最終板厚0.20mm的冷軋板。此處，所述冷軋中，使用4台串列式輥軋機，以串列式輥軋機的第2台輥軋機的出口側板溫為160℃的方式調節輥軋速度與冷卻劑量而進行輥軋。然後，對所述冷軋板，在乾燥氮-氫環境氣體中實施1000℃×30秒的最終退火，塗佈絕緣塗層而形成製品板。
對於如此獲得的製品板，在愛波斯坦試驗中測定磁通密 度B50與鐵損W10/400，並且利用X射線測定最終退火板的板厚中心部中的質地，求出將({001}<250>、{111}<112>及{001}<100>的X射線強度比分別設為S、M、C時的S/2M、S/5C。將其結果一併表示於表3中。根據該結果可知，具有適合於本發明的成分組成的鋼板具有優異的磁性特性。
實施例2
對如下鋼坯進行1100℃×30分鐘的再加熱後，進行熱軋而形成板厚1.6mm的熱軋板後，在連續退火爐中進行1050℃×60秒的均熱處理，然後實施以25℃/sec冷卻的熱軋板退火，之後進行酸洗並除垢，然後進行冷軋而形成最終板厚0.05mm~0.50mm的冷軋板，所述鋼坯具有如下成分組成，即，含有C：0.0015質量%、Si：3.2質量%、Mn：0.18質量%、sol.Al：0.0008質量%、P：0.07質量%、S：0.0015質量%、N：0.0018質量%、B：0.00001質量%、Se：0.00001質量%及Sn：0.06質量%，剩餘部分包含Fe及不可避免的雜質。此處，所述冷軋使用4台串列式輥軋機來調節輥軋速度與冷卻劑量，將串列式輥軋機的第3台輥軋機(#3std)出口側的板溫如表4所示般進行調整。然後，對所述冷軋板，在乾燥氮-氫環境氣體中實施1000℃×10秒的最終退火，塗佈絕緣塗層而形成製品板。
自如此獲得的製品板衝壓出外徑45mm、內徑33mm的尺寸的環形試樣，將其積層10片後，將一次線圈及二次線圈分別捲繞100圈，測定磁通密度B50及鐵損W10/400。而且，利用X射線測定最終退火後的鋼板的板厚中心層中的質地(S/2M、S/5C)，將該些結果一併表示於表4中。根據該結果可知，在適合於本發明的條件下製造的鋼板具有磁通密度高且優異的磁性特性。
實施例3
將具有表5所示的成分組成的鋼坯以1120℃的溫度再加熱20分鐘後，進行熱軋而形成板厚1.7mm的熱軋板。然後，利用連續退火爐進行990℃×40秒的均熱後，實施以23℃/sec冷卻的熱軋板退火，進行酸洗，然後進行冷軋而形成最終板厚為0.14mm的冷軋板。此時，所述冷軋中，使用4台串列輥軋機，以第2道次的出口側溫度為150℃的方式來調節輥軋速度與冷卻劑量。然後，對所述冷軋板在乾燥氮-氫環境氣體中，實施以表5所示的溫度均熱30秒的最終退火後，被覆絕緣被膜而形成製品板。
對如所述般獲得的製品板，在愛波斯坦試驗中測定磁通密度B50與鐵損W10/400。
而且，利用切斷法測定所述製品板的輥軋方向剖面的平均結 晶粒徑，並且利用X射線測定板厚中心層中的質地(S/2M、S/5C)。
然後，製作日本工業標準(Japanese Industrial Standards，JIS)5號拉伸試驗片及疲勞試驗片(平行部的寬10mm，長200mm，利用800號的砂紙研磨平行部)，在室溫下進行拉伸試驗，測定0.2%耐力，並且實施疲勞試驗，測定疲勞限度。此處，所述疲勞限度的測定設為應力比0.1(拉伸-拉伸)，頻率20Hz，最大重複數107次的條件。
進而，對所述製品板在N2環境氣體下實施780℃×2hr的應力消除退火，與所述同樣地，測定磁性特性、平均結晶粒徑及質地(S/2M、S/5C)。
將所述測定結果一併表示於表5中。根據該結果可知，適合於本發明的成分組成的鋼板在最終退火溫度為900℃以上時疲勞限度降低，但藉由將最終退火溫度設為小於900℃，能夠確保高疲勞限度。而且，所述鋼板利用應力消除退火可獲得優異的鐵損與磁通密度。

Claims (14)

  1. 一種無方向性電磁鋼板，其特徵在於：具有如下成分組成，含有C：0.005質量%以下、Si：1.0質量%~5.0質量%、Mn：0.04質量%~3.0質量%、可溶性Al：0.005質量%以下、P：0.03質量%~0.2質量%、S：0.005質量%以下、N：0.005質量%以下、B：0.001質量%以下、Se：0.001質量%以下，且滿足下述式而含有所述可溶性Al、C、B及Se，剩餘部分包含Fe及不可避免的雜質，在將板厚中心層中的{001}<250>、{111}<112>及{001}<100>的X射線強度比分別設為S、M及C時，S/2M為1.0以上，S/5C為1.0以上：式可溶性Al+C+5B+5Se≦0.005質量%。
  2. 如申請專利範圍第1項所述的無方向性電磁鋼板，其中除所述成分組成外，更含有選自Sn：0.01質量%~0.2質量%及Sb：0.01質量%~0.2質量%中的1種或2種。
  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，其中除所述成分組成外，更含有選自稀土金屬：0.0005質量%~0.005質量%、Mg：0.0005質量%~0.005質量%及Ca：0.0005質量%~0.005質量%中的1種或2種以上。
  4. 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，其板厚為0.05mm~0.30mm。
  5. 如申請專利範圍第3項所述的無方向性電磁鋼板，其板厚為0.05mm~0.30mm。
  6. 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，其平均結晶粒徑小於40μm。
  7. 如申請專利範圍第3項所述的無方向性電磁鋼板，其平均結晶粒徑小於40μm。
  8. 如申請專利範圍第4項所述的無方向性電磁鋼板，其平均結晶粒徑小於40μm。
  9. 如申請專利範圍第5項所述的無方向性電磁鋼板，其平均結晶粒徑小於40μm。
  10. 一種無方向性電磁鋼板的製造方法，包括如下一連串步驟，對具有如申請專利範圍第1項至第3項中任一項所述的無方向性電磁鋼板的成分組成的鋼坯進行熱軋後，實施均熱溫度為800℃~1200℃、均熱時間為5分鐘以下的熱軋板退火，利用1次或隔著中間退火的2次以上的冷軋形成為最終板厚的冷軋板，實施最終退火，所述無方向性電磁鋼板的製造方法的特徵在於：將最終冷軋中的至少一道次的輥軋機出口側的板溫設為100℃~300℃的範圍。
  11. 如申請專利範圍第10項所述的無方向性電磁鋼板的製造方法，其中將所述最終冷軋的軋縮率設為80%以上。
  12. 如申請專利範圍第10項或第11項所述的無方向性電 磁鋼板的製造方法，其中將所述最終退火中的均熱溫度設為600℃以上且小於900℃。
  13. 一種電動機芯，包含積層如申請專利範圍第1項至第5項中任一項所述的無方向性電磁鋼板而成的定子芯與轉子芯，所述電動機芯的特徵在於：所述轉子芯的平均結晶粒徑小於40μm，所述定子芯的平均結晶粒徑為40μm以上。
  14. 一種電動機芯的製造方法，其為製造電動機芯的方法，所述電動機芯包含積層如申請專利範圍第6項至第9項中任一項所述的無方向性電磁鋼板而成的定子芯與轉子芯，所述電動機芯的製造方法的特徵在於：對所述定子芯實施應力消除退火而使平均結晶粒徑為40μm以上。
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