TWI682039B

TWI682039B - 無方向性電磁鋼板及其製造方法

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Publication number: TWI682039B
Application number: TW108109557A
Authority: TW
Inventors: 市江毅; 高橋克; 村上史展; 松井伸一; 山本政廣
Original assignee: 日商日本製鐵股份有限公司
Priority date: 2019-03-20
Filing date: 2019-03-20
Publication date: 2020-01-11
Also published as: TW202035729A

Abstract

本發明之無方向性電磁鋼板具備矽鋼板和絕緣被膜。該矽鋼板之成分組成含有Si、Al及Mn，且矽鋼板的板厚方向之中心區域之{5 5 7}＜7 14 5＞方位之集聚度為12以上且在35以下。

Description

無方向性電磁鋼板及其製造方法

本發明係有關磁特性與沖裁加工性優異之無方向性電磁鋼板及其製造方法。

發明背景近年來，特別是在旋轉機、中小型變壓器及電子元件等電氣設備的領域中，在以全球性的省電、節能及減少CO ₂排放量等為代表之保護地球環境的趨勢當中，對馬達之高效率化及小型化的要求日漸增強。於此種社會環境下，對於作為馬達的鐵芯材料使用的無方向性電磁鋼板，會要求提高其性能。

例如在汽車領域，係使用無方向性電磁鋼板作為混合驅動汽車(HEV：Hybrid Electric Vehicle)等之驅動馬達的鐵芯。而使用於HEV之驅動馬達，由於設置空間的限制及利用重量減輕所實現之燃耗減少，故對小型化之需求增加。

要使驅動馬達小型化，必須將馬達高轉矩化。因此，對於無方向性電磁鋼板，會要求更加提升磁通密度。另外，由於搭載於汽車之電池容量有限制，故必須降低馬達之能量損失。因此，會要求使無方向性電磁鋼板更加低鐵損化。

此外，應用無方向性電磁鋼板之馬達鐵芯中，有譬如稱為「分割鐵芯」者，其係在分割為一個個齒的鐵芯纏繞捲線，之後將鐵芯彼此組裝，而製成定子鐵芯之最終形態。

分割鐵芯多應用於形狀複雜之鐵芯，對構件形狀特別要求具有高精度。然而，為減少鐵損而經充分熱處理使晶粒粗大化之電磁鋼板也會變為軟質，故在將構件(鋼板胚料)進行沖裁加工時，有時形狀精度會降低。

對於形狀精度的降低，在例如專利文獻1~3中，揭示了一種藉由使鋼板硬質化或使晶粒微細化，來改善沖裁精度之技術。然而，雖然該等技術也許可改善沖裁精度，但對於磁通密度及鐵損等磁特性，則稱不上已充分滿足近年來之需求。

先前技術文獻專利文獻專利文獻1：國際公開第2003/002777號專利文獻2：日本特開2003-197414號公報專利文獻3：日本特開2004-152791號公報

發明概要發明欲解決之課題於以往技術中，並未確立可兼顧沖裁精度與磁特性之技術。作為分割鐵芯用之無方向性電磁鋼板，若可兼顧沖裁精度及磁特性，即可回應使用分割鐵芯的馬達之高效率化及小型化之需求。

本發明係針對分割鐵芯，以提高沖裁加工時之加工精度(沖裁加工性)，且磁特性優異為課題。尤其，本發明係以沖裁加工性優異，同時作為馬達鐵芯用，軋延方向及板寬方向之兩個方向的磁特性也優異為課題。亦即，本發明之目的在於提供一種沖裁加工性與磁特性優異之無方向性電磁鋼板及其製造方法。

用以解決課題之手段本發明人等針對解決上述課題之方法進行了精闢研討。結果發現關於母材鋼板，若於板厚方向之中心區域提高{5 5 7}＜7 14 5＞方位之集聚度，沖裁加工性與磁特性兩者便皆可提高。

於是，本發明人等針對用以於板厚方向之中心區域提高{5 5 7}＜7 14 5＞方位之集聚度的條件進行了詳細研討。結果發現只要控制各步驟來控制冷軋延前之鋼板中的再結晶組織與未再結晶組織之比率，即可在歷經後續的冷軋延及完工退火後，於板厚方向之中心區域提高{5 5 7}＜7 14 5＞方位之集聚度。

本發明主旨如下。

(1)本發明一態樣之無方向性電磁鋼板，具備矽鋼板與絕緣被膜；矽鋼板之成分組成含有：以質量%計，Si：0.01~3.50%、Al：0.001~2.500%、Mn：0.01~3.00%、C：0.0030%以下、P：0.180%以下、S：0.003%以下、N：0.003%以下、B：0.002%以下、Sb：0~0.05%、Sn：0~0.20%、Cu：0~1.00%、REM：0~0.0400%、Ca：0~0.0400%及Mg：0~0.0400%，且剩餘部分由Fe及不純物所構成；並且矽鋼板的板厚方向之中心區域之{5 5 7}＜7 14 5＞方位之集聚度為12以上且在35以下。 (2)如上述(1)之無方向性電磁鋼板中，矽鋼板之前述成分組成亦可含有以下之至少1種元素：以質量%計，Sb：0.001~0.05%、Sn：0.01~0.20%、Cu：0.10~1.00%、REM：0.0005~0.0400%、Ca：0.0005~0.0400%及Mg：0.0005~0.0400%。 (3)如上述(1)或(2)之無方向性電磁鋼板中，{5 5 7}＜7 14 5＞方位之前述集聚度亦可為18以上且在35以下。 (4)本發明一態樣之無方向性電磁鋼板之製造方法，係製造如上述(1)~(3)中任一項之無方向性電磁鋼板，該方法具備：鑄造步驟、熱軋延步驟、保溫處理步驟、酸洗步驟、冷軋延步驟、完工退火步驟及被膜形成步驟；於鑄造步驟中鑄造鋼胚，該鋼胚之成分組成含有：以質量%計，Si：0.01~3.50%、Al：0.001~2.500%、Mn：0.01~3.00%、C：0.0030%以下、P：0.180%以下、S：0.003%以下、N：0.003%以下、B：0.002%以下、Sb：0~0.05%、Sn：0~0.20%、Cu：0~1.00%、REM：0~0.0400%、Ca：0~0.0400%及Mg：0~0.0400%，且剩餘部分由Fe及不純物所構成；於熱軋延步驟中，將熱軋延前之鋼胚加熱溫度設為1000~1300℃、完工熱軋時之最終軋延溫度設為800~950℃、熱軋延時之累積軋縮率設為98~99.5%、從熱軋延結束溫度起至保溫處理之保溫溫度為止的平均冷卻速度設為80~200℃/秒；於保溫處理步驟中，將保溫溫度設為700~850℃、保溫時間設為10~180分鐘，且將冷軋延步驟前之鋼板的未再結晶分率控制在10~20面積%；於冷軋延步驟中，將冷軋延時之累積軋縮率設為80~95%；於完工退火步驟中，將從升溫開始溫度起至750℃為止之平均升溫速度設為5~50℃/秒，將從750℃起至完工退火之均熱溫度為止之平均升溫速度於20~100℃/秒的範圍內，變更為較至750℃為止的上述平均升溫速度更快之升溫速度，並且將完工退火之均熱溫度設為再結晶溫度以上。

發明效果根據本發明之上述態樣，針對分割鐵芯，能夠提供一種除了沖裁加工性之外，軋延方向及板寬方向的兩個方向之磁特性也優異之無方向性電磁鋼板及其製造方法。

發明實施形態以下詳細說明本發明之較佳實施形態。惟，本發明並不僅限於本實施形態中揭示之構成，而可在不脫離本發明主旨的範圍內進行各種變更。另外，下述的數值限定範圍，其下限值及上限值係包含於該範圍中。顯示為「大於」或「小於」的數值，該值並不包含在數值範圍內。與各元素含量有關之「%」意指「質量%」。

本實施形態之無方向性電磁鋼板具備作為母材鋼板之矽鋼板、與絕緣被膜。圖1係示出本實施形態之無方向性電磁鋼板的截面示意圖。於裁切方向與板厚方向平行之截斷面觀察時，本實施形態之無方向性電磁鋼板1具備矽鋼板3與絕緣被膜5。此外，本實施形態中，於矽鋼板的板厚方向之中心區域，{5 5 7}＜7 14 5＞方位之集聚度為12以上。

(矽鋼板之集合組織) 本實施形態中，於矽鋼板的板厚方向之中心區域，必須將{5 5 7}＜7 14 5＞方位之集聚度控制為12以上。

又，本實施形態中，例如{1 1 1}＜1 1 2＞方位及{5 5 7}＜7 14 5＞方位等，針對軋延面之法線方向(軋延面方向)的米勒指數、及與軋延方向平行之方向(軋延面內方向)的米勒指數，係設為各包含±5°以內方位之方位。

{5 5 7}＜7 14 5＞方位為較接近宜於提升沖裁加工時之加工精度的{1 1 1}方位之方位，並且亦為較接近宜於提升磁特性的{4 1 1}＜1 4 8＞方位之方位。因此，於矽鋼板的板厚方向之中心區域，若{5 5 7}＜7 14 5＞方位之集聚度提高，便可提高沖裁加工性及磁特性兩者。

{5 5 7}＜7 14 5＞方位之集聚度為12以上時，可提高沖裁加工性及磁特性兩者。且其宜在15以上，更宜在18以上。另一方面，由於{5 5 7}＜7 14 5＞方位之集聚度越高越好，故上限並未特別限制。惟，由於實質上難以將{5 5 7}＜7 14 5＞方位之集聚度提高為高於35，故將上限設為35以下即可。該上限可在30以下，亦可在25以下。

用以於矽鋼板的板厚方向之中心區域提高{5 5 7}＜7 14 5＞方位之集聚度的方法將於後述。

結晶方位之集聚度可由以下方法來測定。令矽鋼板之板厚為t，將從矽鋼板之表面朝向板厚方向1/2t的位置定義為中心區域。並且，將從鋼板切出之30mm×30mm左右的試驗片板面以機械研磨來減少厚度，使中心區域露出。於該露出面施行化學研磨及電解研磨以除去應變，製成測定用試驗片。

針對測定用試驗片，進行X射線繞射，作成{2 0 0}面、{1 1 0}面及{2 1 1}面之端點圖。從其等之端點圖來獲得中心區域之結晶方位分布函數ODF(Orientation Determination Function)。並且根據該結晶方位分布函數，得出{5 5 7}＜7 14 5＞方位之集聚度。

(矽鋼板之成分組成) 本實施形態中，矽鋼板之成分組成包含基本元素，且視需要含有選擇元素，並且剩餘部分由Fe及不純物所構成。以下，與成分組成有關之符號「%」意指「質量%」。

本實施形態中，矽鋼板之成分組成當中，Si、Al及Mn為基本元素(主要合金化元素)。

Si：0.01～3.50% Si(矽)係一種會降低磁通密度、使鋼板硬化而造成製造鋼板時的作業性降低且沖裁加工性降低之元素，另一方面，其係一種可發揮使鋼板之電阻增加而減低渦電流損耗，並減低鐵損之作用的元素。

若Si大於3.50%，則磁通密度及沖裁加工性會明顯降低，並且會使製造成本上升，故Si設為3.50%以下。且宜在3.20%以下，更宜在3.00%以下。另一方面，若Si小於0.01%，則鋼板的電阻不會增加，導致無法降低鐵損，故Si設為0.01%以上。且宜在0.10%以上，較宜在0.50%以上，更宜大於2.00%，更宜在2.10%以上，又更宜在2.30%以上。

Al：0.001~2.500% Al(鋁)雖無法避免地會從礦石及耐火物混入，但其有助於脫氧，並且係一種與Si同樣可發揮使電阻增加而減低渦電流損耗，並減低鐵損之作用的元素。

若Al小於0.001%，則脫氧不會充分進行，並且鋼板的電阻不會增加，導致鐵損不會降低，故Al設為0.001%以上。且宜在0.010%以上，較宜在0.050%以上，更宜大於0.50%，又更宜在0.60%以上。

另一方面，若Al大於2.500%，則飽和磁通密度會降低，導致磁通密度降低，故Al設為2.500%以下。且宜在2.000%以下，更宜在1.600%以下。

Mn：0.01～3.00% Mn(錳)係一種會使電阻增加，降低渦電流損耗，並且可發揮抑制對磁特性而言較不理想之{111}＜112＞集合組織生成之作用的元素。

若Mn小於0.01%，便無法充分獲得添加效果，故Mn設為0.01%以上。且宜在0.15%以上，較宜在0.40%以上，更宜大於0.60%，又更宜在0.70%以上。另一方面，若Mn大於3.00%，退火時之晶粒成長性會降低，使鐵損增加，故Mn設為3.00%以下。且宜在2.50%以下，更宜在2.00%以下。

本實施形態中，矽鋼板含有不純物作為其成分組成。又，所謂「不純物」係指在以工業方式製造鋼時，從作為原料之礦石、廢料、或從製造環境等混入之物。其係指例如：C、P、S、N及B等元素。為了充分發揮本實施形態的效果，宜將該等不純物限制成如以下所述。並且，不純物含量少較為理想，故無須限制下限值，不純物之下限值亦可為0%。

C：0.0030%以下 C(碳)係會使鐵損變大之元素，也係造成磁老化的原因之不純物元素。C越少越好，故C設為0.0030%以下。且宜在0.0025%以下，更宜在0.0020%以下。C之下限並未特別限定，但若考慮到工業純化技術，則在實用面上0.0001%為下限，而若考慮到製造成本，則以0.0005%以上為宜。

P：0.180%以下 P(磷)可在不降低磁通密度的前提下提高拉伸強度，但也係會使鋼板脆化之不純物元素。若P大於0.180%，韌性便會降低，鋼板變得容易發生斷裂，故P設為0.180%以下。

就抑制鋼板斷裂之觀點，P越少越好，故其宜在0.150%以下，更宜在0.120%以下。P之下限並未特別限定，但若考慮到工業純化技術，則0.0001%為下限，而若考慮到製造成本，則0.001%為實質下限。

S：0.003%以下 S(硫)係一種會形成MnS等微細硫化物，而阻礙於完工退火等之再結晶及晶粒成長的不純物元素。若S大於0.003%，於完工退火等之再結晶及晶粒成長會明顯受到阻礙，故S設為0.003%以下。因S越少越好，故其宜在0.002%以下，更宜在0.001%以下。

S之下限並未特別限定，但若考慮到工業純化技術，則0.0001%為下限，而若考慮到製造成本，則0.0005%為實質下限。

N：0.003%以下 N(氮)係一種會形成析出物，造成鐵損增加的不純物元素。若N大於0.003%，鐵損會明顯增加，故N設為0.003%以下。且宜在0.002%以下，更宜在0.001%以下。N之下限並未特別限定，但若考慮到工業純化技術，則0.0001%為下限，而若考慮到製造成本，則0.0005%為實質下限。

B：0.002%以下 B(硼)係一種會形成析出物，造成鐵損增加的不純物元素。若B大於0.002%，鐵損會明顯增加，故B設為0.002%以下。且宜在0.001%以下，更宜在0.0005%以下。B之下限並未特別限定，但若考慮到工業純化技術，則0.0001%為下限，而若考慮到製造成本，則0.0005%為實質下限。

本實施形態中，矽鋼板除了已於上述說明的基本元素及不純物之外，亦可含有選擇元素。例如，亦可含有Sb、Sn、Cu、REM、Ca及Mg作為選擇元素，以取代一部分上述之剩餘部分之Fe。只要視其目的之不同來含有該等選擇元素即可。因此，無須限制該等選擇元素之下限值，下限值亦可為0%。另，即便含有該等選擇元素作為不純物，也不會損及上述效果。

Sb：0～0.05% Sb(銻)係一種可抑制鋼板表面氮化，而有助於減低鐵損的元素。若Sb大於0.05%，鋼的韌性便會降低，故Sb設為0.05%以下。且宜在0.03%以下，更宜在0.01%以下。Sb的下限並未特別限制，亦可為0%。為了適宜獲得上述效果，Sb亦可為0.001%以上。

Sn：0～0.20% Sn(錫)係一種可抑制鋼板表面氮化，而有助於減低鐵損的元素。若Sn大於0.20%，鋼的韌性會降低、或者絕緣被膜變得容易剝離，故Sn設為0.20%以下。且宜在0.15%以下，更宜在0.10%以下。Sn的下限並未特別限制，亦可為0%。為了適宜獲得上述效果，Sn亦可為0.01%以上。且宜在0.04%以上，更宜在0.08%以上。

Cu：0~1.00% Cu(銅)係一種可發揮抑制對磁特性而言較不理想之{111}＜112＞集合組織生成之作用，並且可發揮抑制鋼板表面的氧化且使晶粒成長整粒化之作用的元素。若Cu大於1.00%，添加效果便會飽和，並且會抑制完工退火時之晶粒成長性，且鋼板加工性降低，而在冷軋時會脆化，故Cu設為1.00%以下。且宜在0.60%以下，更宜在0.40%以下。Cu的下限並未特別限制，亦可為0%。而為了適宜獲得上述效果，只要將Cu設為0.10%以上即可。且宜在0.20%以上，更宜在0.30%以上。

REM：0~0.0400% Ca：0~0.0400% Mg：0~0.0400% REM(Rare Earth Metal)、Ca(鈣)及Mg(鎂)係可發揮將S作為硫化物或氧硫化物固定，以抑制MnS等之微細析出，並促進完工退火時之再結晶及晶粒成長之作用的元素。

若REM、Ca及Mg大於0.0400%，便會過度生成硫化物或氧硫化物，而阻礙完工退火時之再結晶及晶粒成長，故REM、Ca及Mg皆設為0.0400%以下。較佳的係所有元素皆在0.0300%以下，在0.0200%以下更佳。

REM、Ca及Mg的下限並未特別限制，亦可為0%。為了適宜獲得上述效果，只要將REM、Ca及Mg皆設為0.0005%以上即可。較佳的係所有元素皆在0.0010%以上，在0.0050%以上更佳。

此處，REM係指Sc、Y以及鑭系元素之合計17種元素，且為其中至少1種。上述REM含量則指該等元素之至少1種的合計含量。若為鑭系元素，在工業上係以稀土金屬合金之形式來添加。

本實施形態中，矽鋼板之成分組成宜含有以下之至少1種元素：以質量%計，Sb：0.001~0.05%、Sn：0.01~0.20%、Cu：0.10~1.00%、REM：0.0005~0.0400%、Ca：0.0005~0.0400%或Mg：0.0005~0.0400%。

上述鋼成分只要以鋼之一般分析方法來測定即可。例如，鋼成分使用ICP-AES(Inductively Coupled Plasma-Atomic Emission Spectrometry)來測定即可。另，C及S使用燃燒-紅外線吸收法、N使用惰性氣體熔解-熱傳導度法、O則使用惰性氣體熔解-非分散型紅外線吸收法來測定即可。

又，上述成分組成係矽鋼板之成分組成，當成為測定試樣之矽鋼板於表面具有絕緣被膜等時，則係將其除去後測定而得之成分組成。

作為除去無方向性電磁鋼板之絕緣被膜等之方法，有例如將具有絕緣被膜等之無方向性電磁鋼板，依序浸漬於氫氧化鈉水溶液、硫酸水溶液及硝酸水溶液後，將其洗淨並以溫風乾燥之方法。藉由該一連串之處理，便可獲得已除去絕緣被膜之矽鋼板。

(電磁鋼板之磁特性) 作為分割鐵芯用，本實施形態之無方向性電磁鋼板中，宜確保於軋延方向及板寬方向(與軋延方向成直角之方向)之兩方向上具有優異磁特性。因此，係令以磁化力5000A/m激磁時之軋延方向的磁通密度與板寬方向的磁通密度之平均為磁通密度B ₅₀，且令軋延方向的飽和磁通密度與板寬方向的飽和磁通密度之平均為飽和磁通密度Bs，此時，磁通密度B ₅₀與飽和磁通密度Bs之比B ₅₀/Bs宜為0.82以上。

上述之B ₅₀/Bs宜為0.84以上，較宜為0.86以上，且更宜為0.90以上。另一方面，飽和磁通密度Bs係在負荷最大磁場時獲得的最大磁通密度，故B ₅₀/Bs之值的最大值為1。B ₅₀/Bs之上限並未特別限定，只要係1.00即可。且宜在0.98以下。

本實施形態中所控制的{5 5 7}＜7 14 5＞方位為接近{4 1 1}＜1 4 8＞方位之方位，而該{4 1 1}＜1 4 8＞方位係接近可改善軋延方向及板寬方向的磁通密度B ₅₀之{1 0 0}＜0 1 2＞方位之方位。因此，本實施形態中，可於軋延方向及板寬方向之兩方向上改善磁特性。

電磁鋼板之磁特性可例如用Single Sheet Tester(SST)，以單位：T(特斯拉)測定以磁化力5000A/m將鋼板磁化時之軋延方向及板寬方向的相關磁通密度，以求出磁通密度B ₅₀，同樣地，以單位：T(特斯拉)測定使鋼板負荷最大磁場時之軋延方向及板寬方向的相關磁通密度，求出飽和磁通密度Bs即可。

(電磁鋼板之沖裁加工性) 本實施形態之無方向性電磁鋼板由於提高了{5 5 7}＜7 14 5＞方位之集聚度，故會提升沖裁加工時之加工精度。例如，進行了圓形沖裁加工時，加工品之真圓度變小。

又，真圓度係以圓形沖裁加工品之最大半徑與最小半徑之差來評估即可。例如，將半徑200mm之圓形品進行沖裁加工時，測定其沖裁加工品之最大半徑與最小半徑，求出其差即可。

本實施形態中，真圓度宜在45μm以下，較宜在40μm以下。另一方面，真圓度之下限並未特別限制。惟，由於實質上難以將真圓度控制為小於5μm，故將下限設為5μm即可。

如上述，本實施形態中，係使板厚方向之中心區域之{5 5 7}＜7 14 5＞方位的集聚度高於一般鋼板，故沖裁加工性會提高。而沖裁加工性提高的機制推測如下。

本實施形態中所控制的{5 5 7}＜7 14 5＞方位為接近{111}＜112＞方位之方位。該{111}方位其全周方向的硬度各向異性小，故沖裁加工時，鋼板被拉伸而變形之區域在涵蓋全周方向上大致相等。因此認為{5 5 7}＜7 14 5＞方位之集聚度若提高，則沖裁加工性也會提高。

(作為電磁鋼板之其他特徵) 矽鋼板之板厚只要視其用途適當調整即可，並未特別限定。惟，矽鋼板之板厚從製造上的觀點看來，宜在0.10mm以上，較宜在0.15mm以上。另一方面，矽鋼板之板厚宜在0.50mm以下，較宜在0.35mm以下。

本實施形態之無方向性電磁鋼板亦可於矽鋼板表面具有絕緣被膜。該絕緣被膜之種類並未特別限定，只要視其用途從周知絕緣被膜適當選擇即可。

例如，絕緣被膜為有機系被膜或無機系被膜皆可。有機系被膜可列舉例如：多胺系樹脂、丙烯酸樹脂、丙烯酸-苯乙烯樹脂、醇酸樹脂、聚酯樹脂、聚矽氧樹脂、氟樹脂、聚烯烴樹脂、苯乙烯樹脂、乙酸乙烯酯樹脂、環氧樹脂、酚樹脂、胺甲酸乙酯樹脂及三聚氰胺樹脂等的被膜。

無機被膜可舉出例如：磷酸鹽系被膜及磷酸鋁系被膜等。此外，還可例舉含有上述樹脂之有機-無機複合系被膜等。絕緣被膜之膜厚並未特別限定，但每單面之膜厚宜為0.05~2μm。

接下來，說明本實施形態之無方向性電磁鋼板之製造方法。

圖2係例示本實施形態之無方向性電磁鋼板之製造方法的流程圖。本實施形態中，係將經調整成分組成後之熔鋼進行鑄造、熱軋延，並於熱軋延後的冷卻時進行保溫處理、酸洗、冷軋延，接著施行完工退火而製造出矽鋼板。並且進一步於矽鋼板之上層設置絕緣被膜，以製造出無方向性電磁鋼板。

本實施形態中，係控制各步驟來控制冷軋延前之鋼板中的再結晶組織與未再結晶組織之比率(未再結晶分率)，此外還控制冷軋延及完工退火，藉此來提高矽鋼板的板厚方向之中心區域之{5 5 7}＜7 14 5＞方位之集聚度。

冷軋延前之未再結晶分率，並非係由譬如鋼組成、熱軋延時之溫度、熱軋延時之軋縮率及熱軋延後之冷卻條件等單僅一個步驟之單一條件便可控制的技術特徵，而是各步驟之各條件複合性地相互影響方可控制的技術特徵。

具體而言，鋼組成之Si含量，係會對於鋼組織的構成相因熱軋延溫度而成為α相及/或γ相一事造成影響之因子，Si含量於0.01~3.50%之範圍內變得越高，則冷軋延前之未再結晶分率越大。鋼組成之Al含量，係會對於鋼組織的構成相因熱軋延溫度而成為α相及/或γ相一事造成影響之因子，Al含量於0.001~2.500%之範圍內變得越高，則冷軋延前之未再結晶分率越大。鋼組成之Mn含量係會影響MnS生成量之因子，而該MnS生成量會對再結晶驅動力造成影響，Mn含量於0.01~3.00%之範圍內變得越高，則冷軋延前之未再結晶分率越大。熱軋延時之溫度，具體而言為熱軋延前之鋼胚加熱溫度，係會對於鋼組織的構成相會成為α相及/或γ相一事造成影響之因子，且係會影響熱軋加工組織之形成的因子，熱軋延前之鋼胚加熱溫度於1000~1300℃之範圍內變得越高，則冷軋延前之未再結晶分率越大。熱軋延時之溫度，具體而言為完工熱軋時之最終軋延溫度，係會對於鋼組織的構成相會成為α相及/或γ相一事造成影響之因子，且係會影響熱軋加工組織之形成的因子，完工熱軋時之最終軋延溫度於800~950℃之範圍內變得越高，則冷軋延前之未再結晶分率越小。熱軋延時之軋縮率係會影響熱軋加工組織之形成的因子，熱軋延時之累積軋縮率於98~99.5%之範圍內變得越大，則冷軋延前之未再結晶分率越小。熱軋延後之冷卻條件，具體而言為從熱軋延結束溫度起至保溫處理溫度為止的冷卻速度，係會影響熱軋加工組織之恢復及再結晶的因子，該溫度範圍中之平均冷卻速度於80~200℃/秒之範圍內變得越快，則冷軋延前之未再結晶分率越大。熱軋延後之冷卻條件，具體而言為保溫處理時之保溫溫度，也係會影響熱軋加工組織之恢復及再結晶的因子，保溫處理時之保溫溫度於700~850℃之範圍內變得越高，則冷軋延前之未再結晶分率越小。熱軋延後之冷卻條件，具體而言為保溫處理時之保溫時間，也係會影響熱軋加工組織之恢復及再結晶的因子，保溫處理時之保溫時間於10~180分鐘之範圍內變得越長，則冷軋延前之未再結晶分率越小。

本實施形態中，係刻意地、複合性地且不可分離地控制上述各條件，來精心製作鋼組織，使冷軋延前之未再結晶分率在組織中為1/10以上且在1/5以下，亦即使面積分率為10~20%。

接著，將控制了冷軋延前之未再結晶分率的鋼板供於冷軋延及完工退火，控制成使{5 5 7}＜7 14 5＞方位晶粒會優先再結晶。

{5 5 7}＜7 14 5＞方位之集聚度，並非係由譬如冷軋延前之未再結晶分率、冷軋延之軋縮率及完工退火時之升溫速度等單僅一個步驟之單一條件便可控制的技術特徵，而係各步驟之各條件複合性地相互影響方可控制的技術特徵。

具體而言，冷軋延時之軋縮率係會影響冷軋加工組織之形成的因子，而該冷軋加工組織會成為{5 5 7}＜7 14 5＞方位晶粒再結晶之基底，冷軋延時之累積軋縮率於80~95%之範圍內變得越大，則{5 5 7}＜7 14 5＞方位之集聚度越小。完工退火時之升溫速度，具體而言為從升溫開始溫度起至750℃為止之升溫速度，係會對{5 5 7}＜7 14 5＞方位晶粒之再結晶核生成造成影響之因子，該溫度範圍中之平均升溫速度於5~50℃/秒之範圍內越接近中央值，則{5 5 7}＜7 14 5＞方位之集聚度越大。完工退火時之升溫速度，具體而言為從750℃起至完工退火之均熱溫度為止之升溫速度，係會對{5 5 7}＜7 14 5＞方位晶粒之晶粒成長造成影響的因子，該溫度範圍中之平均升溫速度於20~100℃/秒之範圍內變得越快，則{5 5 7}＜7 14 5＞方位之集聚度越大。

本實施形態中，係刻意地、複合性地且不可分離地控制上述各條件，來精心製作鋼組織，使矽鋼板的板厚方向之中心區域中{5 5 7}＜7 14 5＞方位之集聚度為12以上且在35以下。

如上述，{5 5 7}＜7 14 5＞方位之集聚度並非係由控制單僅一個步驟之單一條件便可獲得的技術特徵。{5 5 7}＜7 14 5＞方位之集聚度，係除了控制冷軋延前之未再結晶分率之外，還藉由控制冷軋延及完工退火之條件始能製出的技術特徵。

具體而言，本實施形態之無方向性電磁鋼板之製造方法具備：鑄造步驟、熱軋延步驟、保溫處理步驟、酸洗步驟、冷軋延步驟、完工退火步驟及被膜形成步驟；於鑄造步驟中鑄造鋼胚，該鋼胚之成分組成含有：以質量%計，Si：0.01~3.50%、Al：0.001~2.500%、Mn：0.01~3.00%、C：0.0030%以下、P：0.180%以下、S：0.003%以下、N：0.003%以下、B：0.002%以下、Sb：0~0.05%、Sn：0~0.20%、Cu：0~1.00%、REM：0~0.0400%、Ca：0~0.0400%及Mg：0~0.0400%，且剩餘部分由Fe及不純物所構成；於熱軋延步驟中，將熱軋延前之鋼胚加熱溫度設為1000~1300℃、完工熱軋時之最終軋延溫度設為800~950℃、熱軋延時之累積軋縮率設為98~99.5%、從熱軋延結束溫度起至保溫處理之保溫溫度為止的平均冷卻速度設為80~200℃/秒；於保溫處理步驟中，將保溫溫度設為700~850℃、保溫時間設為10~180分鐘，且將冷軋延步驟前之鋼板的未再結晶分率控制在10~20面積%；於冷軋延步驟中，將冷軋延時之累積軋縮率設為80~95%；於完工退火步驟中，將從升溫開始溫度起至750℃為止之平均升溫速度設為5~50℃/秒，將從750℃起至完工退火之均熱溫度為止之平均升溫速度於20~100℃/秒的範圍內，變更為較上述之至750℃為止的平均升溫速度更快之升溫速度，並且將完工退火之均熱溫度設為再結晶溫度以上。

以下，從鑄造步驟起依序說明較佳製造方法。

(鑄造步驟) 於鑄造步驟中，以轉爐或電爐等熔製上述成分組成之鋼，並使用該熔鋼來製造鋼胚即可。可利用連續鑄造法來製造鋼胚，亦可使用熔鋼製出鑄錠後，將鑄錠進行分塊軋延以製造鋼胚。又，亦可利用其他方法來製造鋼胚。鋼胚厚度並未特別限定，可為譬如150~350mm。而鋼胚厚度較宜為220~280mm。作為鋼胚，亦可採用厚度為10~70mm之所謂的薄鋼胚。

鑄造步驟中，係將鋼組成之Si含量控制在0.01~3.50%之範圍內、Al含量控制在0.001~2.500%之範圍內且將Mn含量控制在0.01~3.00%之範圍內，使冷軋延前之鋼板的未再結晶分率為10~20面積%。

Si含量宜在0.10%以上，較宜在0.50%以上，更宜大於2.00%，更宜在2.10%以上，又更宜在2.30%以上。並且，Si含量宜在3.20%以下，較宜在3.00%以下。Al含量宜在0.010%以上，較宜在0.050%以上，更宜大於0.50%，又更宜在0.60%以上。並且，Al含量宜在2.000%以下，較宜在1.600%以下。Mn含量宜在0.15%以上，較宜在0.40%以上，更宜大於0.60%，又更宜在0.70%以上。並且，Mn含量宜在2.50%以下，較宜在2.00%以下。

(熱軋延步驟) 於熱軋延步驟中，使用熱軋延機將鋼胚進行熱軋延即可。熱軋延機具備例如：粗軋延機與配置於粗軋延機下游之完工軋延機。將經加熱後的鋼材以粗軋延機軋延後，進一步以完工軋延機軋延，以製出熱軋鋼板。

於熱軋延步驟中，將熱軋延前之鋼胚加熱溫度控制在1000~1300℃之範圍內、完工熱軋時之最終軋延溫度控制在800~950℃之範圍內、熱軋延時之累積軋縮率控制在98~99.5%之範圍內，且將從熱軋延結束溫度起至保溫處理溫度為止的平均冷卻速度控制在80~200℃/秒之範圍內，使冷軋延前之鋼板的未再結晶分率為10~20面積%。

鋼胚加熱溫度宜為1100℃以上，較宜為1150℃以上。並且，鋼胚加熱溫度宜在1250℃以下，較宜在1200℃以下。最終軋延溫度宜為850℃以上。並且，最終軋延溫度宜在900℃以下。平均冷卻速度宜為100℃/秒以上，較宜為120℃/秒以上。並且，平均冷卻速度宜在180℃/秒以下，較宜在150℃/秒以下。

另，在開始完工熱軋之時間點，鋼板之厚度宜為20~100mm。另，熱軋延之累積軋縮率定義如下。累積軋縮率(%)=(1-熱軋延後之鋼板板厚/熱軋延前之鋼板板厚)×100

(保溫處理步驟) 保溫處理步驟中，係在熱軋延後之冷卻途中將熱軋鋼板保溫。於保溫處理步驟中，將保溫溫度控制在700~850℃之範圍內，並將保溫時間控制在10~180分鐘之範圍內，使冷軋延前之鋼板的未再結晶分率為10~20面積%。

保溫溫度宜為750℃以上，較宜為780℃以上。並且，保溫溫度宜在830℃以下，較宜在800℃以下。保溫時間宜為20分鐘以上，較宜為30分鐘以上，更宜為40分鐘以上。並且，保溫時間宜在150分鐘以下，較宜在120分鐘以下，更宜在100分鐘以下。

(酸洗步驟) 酸洗步驟中，為了除去於熱軋鋼板表面生成之鏽而進行酸洗。熱軋板酸洗時之酸洗條件並未特別限定，以周知的條件進行即可。

(冷軋延步驟前之鋼板) 本實施形態中，係針對為歷經上述鑄造步驟、熱軋延步驟、保溫處理步驟及酸洗步驟之鋼板且為冷軋延步驟前之鋼板，將其組織中之未再結晶分率控制為10~20面積%。

以往之無方向性電磁鋼板的主方位之一為{1 1 1}＜1 1 2＞方位。一般來說，該方位之晶粒係透過以下而形成：使冷軋前之鋼板組織皆進行再結晶，藉由冷軋延於組織內導入應變，並且於完工退火時從結晶晶界生成再結晶核並成長。另一方面，本實施形態中，係使未再結晶組織在冷軋延前之鋼板組織中只殘存預定量，並適宜控制冷軋延條件及完工退火條件，藉此刻意地形成{5 5 7}＜7 14 5＞方位之晶粒。

另，上述未再結晶分率若未滿足10~20面積%，最終會變得無法控制{5 5 7}＜7 14 5＞方位之集聚度。又，若於上述冷軋延前之鋼板組織中含有大於預定量之未再結晶組織，於完工退火後之組織中，便難以形成能有效改善磁特性之{4 1 1}＜1 4 8＞方位的晶粒。因此，要兼顧優異磁特性與沖裁加工性，最適合將冷軋延步驟前之鋼板的未再結晶分率控制為10~20面積%。

於以往技術中，在熱軋延步驟後將熱軋鋼板冷卻至接近室溫為止後，再次加熱，施行均熱溫度800~1050℃且均熱時間1分鐘以內之熱軋板退火。惟，以該熱軋板退火，難以在冷軋延前之鋼板組織中以上述比率穩定製出再結晶組織與未再結晶組織。

本實施形態中，為了控制冷軋延前之鋼板的未再結晶分率，係於熱軋延後之冷卻途中對鋼板施行上述保溫處理。此外，在將保溫後之鋼板冷卻至接近室溫為止後，不施行熱軋板退火。結果由於適宜控制了冷軋延前之鋼板的未再結晶分率，故最終可在鋼板板厚方向之中心區域提高{5 5 7}＜7 14 5＞方位之集聚度。

又，冷軋延步驟前之鋼板的未再結晶分率可由以下方法來測定。將從冷軋延步驟前之鋼板切出之25mm×25mm左右的試驗片板面進行機械研磨，減厚至鋼板板厚之1/2為止。對該研磨面施行化學研磨或電解研磨以除去應變，而製成測定用試驗片。

關於測定用試驗片，進行EBSD(Electron Back Scattering Diffraction)，並根據KAM(Kernel Average Misorientation)值求算觀察視野中之未再結晶分率即可。並且，可將例如觀察視野中KAM值為2.0以上之晶粒判斷為未再結晶晶粒。只要改變觀察視野並於10處以上實施EBSD測定，使觀察視野之總面積成為1000000μm ²以上即可。

如上所述，本實施形態中，在從熱軋延步驟起至冷軋延步驟為止之期間，宜不施行熱軋板退火。亦即，本實施形態中，熱軋延步驟、保溫處理步驟、酸洗步驟及冷軋延步驟宜為連續之步驟。具體而言，宜對熱軋延步驟後之鋼板施行保溫處理，對保溫處理步驟後之鋼板施行酸洗，並且對酸洗步驟後之鋼板施行冷軋延。

(冷軋延步驟) 於冷軋延步驟中，係對已將未再結晶分率控制成10~20面積%之鋼板施行冷軋延。冷軋延步驟中，將冷軋延時之累積軋縮率控制在80~95%之範圍內，使完工退火後{5 5 7}＜7 14 5＞方位之集聚度為12~35。而該累積軋縮率宜在83%以上，較宜在85%以上。

另，冷軋延之累積軋縮率定義如下。累積軋縮率(%)=(1-冷軋延後之鋼板板厚/冷軋延前之鋼板板厚)×100

(完工退火步驟) 完工退火步驟中係對冷軋鋼板施行完工退火。於完工退火步驟中，將從升溫開始溫度起至750℃為止的溫度範圍中之平均升溫速度控制在5~50℃/秒之範圍內，將從750℃起至完工退火之均熱溫度為止的溫度範圍中之平均升溫速度於20~100℃/秒的範圍內，控制為較上述之至750℃為止的平均升溫速度更快之升溫速度，並且將完工退火之均熱溫度控制為再結晶溫度以上，使完工退火後{5 5 7}＜7 14 5＞方位之集聚度成為12~35。

至750℃為止之平均升溫速度宜為10℃/秒以上，較宜為20℃/秒以上。並且，至750℃為止之平均升溫速度宜在40℃/秒以下，較宜在30℃/秒以下。從750℃起之平均升溫速度宜為30℃/秒以上，較宜為40℃/秒以上。並且，從750℃起之平均升溫速度宜在80℃/秒以下，較宜在60℃/秒以下。

完工退火時之均熱溫度宜為800~1200℃。且均熱溫度宜在850℃以上。均熱時間宜為5~120秒。且均熱時間宜在10秒以上，較宜在20秒以上。

在上述完工退火後，鋼板(矽鋼板)的板厚方向之中心區域中，{5 5 7}＜7 14 5＞方位之集聚度即被控制在12~35。

(被膜形成步驟) 被膜形成步驟中，係於完工退火後之矽鋼板形成絕緣被膜。絕緣被膜為例如有機系被膜或無機系被膜皆可。並且，絕緣被膜之形成條件，亦可採用與以往之無方向性電磁鋼板之絕緣被膜相同的形成條件。

由以上步驟適宜控制了{5 5 7}＜7 14 5＞方位之集聚度之無方向性電磁鋼板，可適於作為旋轉機、中小型變壓器及電子元件等的磁性材料，且特別適於作為馬達之分割鐵芯用的磁性材料。

以下，說明將本實施形態之無方向性電磁鋼板作為馬達之分割鐵芯來應用的情況。

於圖3示出馬達之分割鐵芯之一態樣。如圖3所示，馬達鐵芯100係由沖裁構件11與積層體13所構成，該積層體13係積層沖裁構件11使其一體化而成。該沖裁構件11係將無方向性電磁鋼板進行沖裁加工而製成。沖裁構件11具備圓弧上之軛部17、與從軛部17之內周面朝向徑方向內側突出之齒部15。藉由將沖裁構件11連結成圓環狀，便可構成馬達鐵芯100。

又，沖裁構件11之形狀、連結成圓環狀之個數及積層數等，只要視目的之不同來設計即可。

實施例接著，利用實施例更具體詳細地說明本發明之一態樣的效果，惟，實施例中之條件係用以確認本發明之可實施性及效果而採用的一條件例，本發明並不限定於該一條件例。只要不脫離本發明之主旨而可達成本發明之目的，本發明可採用各種條件。

＜實施例1＞將經調整成分組成後之鋼胚進行鑄造後，控制各步驟中之製造條件，製造出矽鋼板。於表1及表2示出矽鋼板之化學組成，並於表3~表8示出製造條件。又，於上述製造時，以表3~表5所示條件進行熱軋延及保溫處理，並在冷卻至室溫為止後進行酸洗。另，表中之「保溫處理步驟」欄位中記載為「熱軋板退火」之試樣，係於熱軋延後之冷卻途中不保溫而冷卻至室溫為止，之後於氮100%的氣體環境中，在800℃下施行60秒之熱軋板退火，並於冷卻至室溫為止後進行酸洗。

針對歷經鑄造步驟、熱軋延步驟、保溫處理步驟及酸洗步驟之鋼板且為冷軋延步驟前之鋼板，測定組織中之未再結晶分率，並將所得結果示出於表3~表5。又，未再結晶分率係根據上述方法來測定。

對經測定未再結晶分率後之鋼板，以表6~表8所示條件進行冷軋延及完工退火。完工退火中，係將均熱溫度設為再結晶溫度以上即800~1100℃，且將均熱時間設為30秒。並且，於完工退火後之矽鋼板形成平均厚度為1μm之磷酸系絕緣被膜。另，關於表中之「完工退火步驟」欄位，「升溫速度A」表示從升溫開始溫度起至750℃為止之平均升溫速度，「升溫速度B」表示從750℃起至完工退火之均熱溫度為止之平均升溫速度，而「升溫速度控制」表示升溫速度A及升溫速度B之大小關係。

就所製出之無方向性電磁鋼板，係將測定矽鋼板的板厚方向之中心區域之{5 5 7}＜7 14 5＞方位之集聚度所得結果以「集合組織集聚度」示出於表6~表8。又，{5 5 7}＜7 14 5＞方位之集聚度係根據上述方法來測定。

於表1及表2示出矽鋼板之化學組成，並於表3~表8示出製造條件及製造結果。又，鋼胚之化學組成及矽鋼板之化學組成實質上相同。於表中，矽鋼板之化學組成的符號「-」表示未刻意添加合金化元素、或含量在測定檢出下限以下。表中，附有底線之值表示超出本發明範圍外。

使用所製出之無方向性電磁鋼板，評估作為磁特性之磁通密度、及作為沖裁加工性之圓形沖裁品之真圓度。磁通密度及真圓度係根據上述方法來評估。B ₅₀/Bs為0.82以上時，判斷為磁特性良好。另，圓形沖裁品之真圓度在45μm以下時，判斷為沖裁加工性良好。

將磁特性及沖裁加工性之評估結果示出於表6~表8。試驗No.B1~B22之本發明例，由於已就矽鋼板適宜控制了成分組成及集合組織，故無方向性電磁鋼板之磁特性及沖裁加工性優異。

另一方面，試驗No.b1~b44之比較例，由於並未就矽鋼板適宜控制成分組成或集合組織之至少一者，故無方向性電磁鋼板之磁特性或沖裁加工性之任一者未能獲得滿足。

於圖4示出{5 5 7}＜7 14 5＞方位之集聚度與真圓度之關係。該圖4係根據本發明例B1~B22及比較例b1~b44，圖示出{5 5 7}＜7 14 5＞方位之集聚度與真圓度之關係的圖表。圖4中顯示出隨著{5 5 7}＜7 14 5＞方位集聚，真圓度之值會變小。

[表1]

[表2]

[表3]

[表4]

[表5]

[表6]

[表7]

[表8]

產業上之可利用性根據本發明之上述態樣，針對分割鐵芯，能夠提供一種除了沖裁加工性之外，軋延方向及板寬方向的兩個方向之磁特性也優異之無方向性電磁鋼板及其製造方法。因此，產業上之可利用性高。

1‧‧‧無方向性電磁鋼板 3‧‧‧矽鋼板(母材鋼板) 5‧‧‧絕緣被膜(張力被膜) 11‧‧‧沖裁構件 13‧‧‧積層體 15‧‧‧齒部 17‧‧‧軛部 100‧‧‧馬達鐵芯

圖1係示出本發明一實施形態之無方向性電磁鋼板的截面示意圖。圖2係示出本實施形態之無方向性電磁鋼板之製造方法的流程圖。圖3係示出馬達鐵芯之一態樣的示意圖。圖4係示出{5 5 7}＜7 14 5＞方位之集聚度與真圓度之關係的圖。

Claims

一種無方向性電磁鋼板，具備矽鋼板與絕緣被膜；該無方向性電磁鋼板之特徵在於：前述矽鋼板之成分組成含有：以質量%計， Si：0.01~3.50%、 Al：0.001~2.500%、 Mn：0.01~3.00%、 C ：0.0030%以下、 P ：0.180%以下、 S ：0.003%以下、 N ：0.003%以下、 B ：0.002%以下、 Sb：0~0.05%、 Sn：0~0.20%、 Cu：0~1.00%、 REM：0~0.0400%、 Ca：0~0.0400%及 Mg：0~0.0400%，且剩餘部分由Fe及不純物所構成；並且前述矽鋼板的板厚方向之中心區域之{5 5 7}＜7 14 5＞方位之集聚度為12以上且在35以下。
如請求項1之無方向性電磁鋼板，其中前述矽鋼板之前述成分組成含有以下之至少1種元素：以質量%計， Sb：0.001~0.05%、 Sn：0.01~0.20%、 Cu：0.10~1.00%、 REM：0.0005~0.0400%、 Ca：0.0005~0.0400%及 Mg：0.0005~0.0400%。
如請求項1或2之無方向性電磁鋼板，其中{5 5 7}＜7 14 5＞方位之前述集聚度為18以上且在35以下。
一種無方向性電磁鋼板之製造方法，係製造如請求項1至3中任一項之無方向性電磁鋼板，該方法之特徵在於：具備鑄造步驟、熱軋延步驟、保溫處理步驟、酸洗步驟、冷軋延步驟、完工退火步驟及被膜形成步驟；於前述鑄造步驟中鑄造鋼胚，該鋼胚之成分組成含有：以質量%計， Si：0.01~3.50%、 Al：0.001~2.500%、 Mn：0.01~3.00%、 C ：0.0030%以下、 P ：0.180%以下、 S ：0.003%以下、 N ：0.003%以下、 B ：0.002%以下、 Sb：0~0.05%、 Sn：0~0.20%、 Cu：0~1.00%、 REM：0~0.0400%、 Ca：0~0.0400%及 Mg：0~0.0400%，且剩餘部分由Fe及不純物所構成；於前述熱軋延步驟中，將熱軋延前之鋼胚加熱溫度設為1000~1300℃、完工熱軋時之最終軋延溫度設為800~950℃、熱軋延時之累積軋縮率設為98~99.5%、從熱軋延結束溫度起至保溫處理之保溫溫度為止的平均冷卻速度設為80~200℃/秒；於前述保溫處理步驟中，將保溫溫度設為700~850℃、保溫時間設為10~180分鐘，且將前述冷軋延步驟前之鋼板的未再結晶分率控制在10~20面積%；於前述冷軋延步驟中，將冷軋延時之累積軋縮率設為80~95%；於前述完工退火步驟中，將從升溫開始溫度起至750℃為止之平均升溫速度設為5~50℃/秒，將從750℃起至完工退火之均熱溫度為止之平均升溫速度於20~100℃/秒的範圍內，變更為較至750℃為止的前述平均升溫速度更快之升溫速度，並且將完工退火之均熱溫度設為再結晶溫度以上。