TWI688658B

TWI688658B - 無方向性電磁鋼板

Info

Publication number: TWI688658B
Application number: TW108109556A
Authority: TW
Inventors: 高橋克; 市江毅; 村川鐵州; 松井伸一; 村上史展
Original assignee: 日商新日鐵住金股份有限公司
Priority date: 2019-03-20
Filing date: 2019-03-20
Publication date: 2020-03-21
Also published as: TW202035709A

Abstract

本發明之無方向性電磁鋼板具備矽鋼板和絕緣被膜。該矽鋼板於表面具有含SiO ₂相之內部氧化層，內部氧化層之平均厚度為0.10μm以上且5.0μm以下，內部氧化層之維氏硬度相對於板厚中央部之維氏硬度為1.15倍以上且1.5倍以下。

Description

無方向性電磁鋼板

本發明主要關於一種用來作為電氣設備鐵芯材料，且疲勞強度與磁特性優異之無方向性電磁鋼板。

發明背景近年來，在電氣設備領域，特別是在使用無方向性電磁鋼板作為鐵芯材料的旋轉機、中小型變壓器、電子組件等之領域中，在以全球性的省電、節能及減少CO ₂等為代表之地球環境保護之趨勢當中，對於高效率化及小型化的要求日漸強烈。在如上述之社會環境之下，理所當然地，對於無方向性電磁鋼板亦要求提升其性能。

一般而言，馬達係由定子(stator)(靜定子)和轉子(rotor)(轉動子)所構成。近年來，作為電動汽車或混合動力汽車等之驅動馬達，係以在轉子內部內建有永久磁鐵的內藏式永磁馬達(以下有時稱為「IPM馬達」)為主流，為了實現其高效率化、高輸出化、高速旋轉化及小型化，持續進行著技術開發。

為了提升IPM馬達之性能，需要讓定子與轉子內部的永久磁鐵更加接近，因此，需縮短從轉子鐵芯外緣部到轉子內部之永久磁鐵的距離。另一方面，在旋轉的轉子鐵芯外緣部，於旋轉時會負荷永久磁鐵所造成的離心力，在高速旋轉下該負荷會變得更大。因此，轉子鐵芯外緣部與永久磁鐵用插槽之間的部分(以下有時稱為「橋接部」)的強度，特別是疲勞強度，就變得很重要。因此，揭示有例如以下技術。

專利文獻1中，揭示有一種可提升用於轉子鐵芯之電磁鋼板本身之強度的技術。如上所述，在轉子鐵芯中需要提高強度之部位係橋接部，故專利文獻2中揭示有一種可進行加工強化與淬火強化，以僅強化該部位之技術。而專利文獻3中揭示有一種技術，係從外部利用環等來補強轉子，以提高轉子鐵芯整體強度。

然而，在專利文獻1的技術中，由於電磁鋼板本身的強度變高，因而有轉子鐵芯胚料的沖裁性降低的缺點。沖裁性降低，會招致沖裁時的胚料精度降低、沖裁速度降低或者造成沖裁時的模具磨耗等。專利文獻2的技術中，在製造轉子鐵芯時需有強化僅橋接部的附加步驟，而會導致成本增加。又，專利文獻3的技術中，需有可從外部補強轉子的環等，故會使成本增加。

因此，期望開發一種技術，係可在不提高電磁鋼板本身的強度，且無需追加新步驟的前提下，提高目標部位的強度，特別是疲勞強度。

如前述，於轉子鐵芯的橋接部會因馬達的旋轉而反覆負荷離心力，因此，需要提高該橋接部的疲勞強度。作為提高疲勞強度的代表性手法，有使鋼(板)表面硬化之手法。

作為表面硬化法，有例如：以淬火等為代表之鋼本身的變態強化、利用氮化或滲碳等來生成第2相的析出強化、以及利用珠擊等導入應變的加工硬化，但無論哪一種皆需要附加的步驟。

至今，關於無方向性電磁鋼板，尚未確立一種既無需追加新步驟，且可兼顧疲勞強度及磁特性的技術。

先前技術文獻專利文獻專利文獻1：日本專利第5000136號公報專利文獻2：日本專利第4160469號公報專利文獻3：日本特開2013-115899號公報專利文獻4：日本專利第3307897號公報專利文獻5：日本專利第4116748號公報專利文獻6：日本專利第4116749號公報非專利文獻

非專利文獻1：鋼與鐵，Vol.66(1980)，No.7，p1000~p1009 非專利文獻2：Materia Japan，Vol.50(2011)，No.3，p126~p128

發明概要發明欲解決之課題有鑑於以往技術，本發明之課題在於：關於無方向性電磁鋼板，在不對以往的製造方法增加附加步驟的前提下，兼顧疲勞強度與磁特性。亦即，本發明之目的在於提供一種疲勞強度與磁特性優異，且在成本面亦優異之無方向性電磁鋼板。

用以解決課題之手段為了解決上述課題，本發明人等潛心研討了利用無方向性電磁鋼板的製造步驟，在屬無方向性電磁鋼板之母材鋼板的矽鋼板形成表面硬化層之事。結果發現：只要適當組合鋼成分與製造條件，便可在矽鋼板表面形成內部氧化層，並控制該內部氧化層的硬度以使表面硬化，進而可提高疲勞強度。

又，如專利文獻4~6所記載，內部氧化層厚度若變厚，特別會對高頻下之鐵損帶來不良影響。因此，本發明人等潛心研討了藉由控制內部氧化層中的氧化物及內部氧化層厚度，並控制該內部氧化層的硬度，以使疲勞強度與磁特性得以兼顧之事。

結果發現：對於經調整鋼成分後之鋼板，只要在熱軋延後的冷卻時實施保溫處理，並適當控制該保溫條件，就能控制內部氧化層中的氧化物與內部氧化層的平均厚度，並可控制該內部氧化層的硬度。亦即，得到了以下知識見解：可在不追加新步驟的前提下，獲得兼顧疲勞強度與磁特性之無方向性電磁鋼板。

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，該矽鋼板之成分組成包含：以質量%計，Si：大於2.00%且4.00%以下、Al：0.10%以上且3.00%以下、Mn：0.10%以上且2.00%以下、C：0.0030%以下、P：0.050%以下、S：0.005%以下、N：0.005%以下、Sn：0%以上且0.40%以下、Cu：0%以上且1.00%以下、Sb：0%以上且0.40%以下、REM：0%以上且0.0400%以下、Ca：0%以上且0.0400%以下、Mg：0%以上且0.0400%以下，且剩餘部分由Fe及不純物所構成；以切割方向與板厚方向呈平行之切割面觀察時，矽鋼板之5/8~3/8的板厚範圍即中央部之維氏硬度為120Hv以上且300Hv以下；並且以上述切割面觀察時，矽鋼板於表面具有含SiO ₂相之內部氧化層，內部氧化層之平均厚度為0.10μm以上且5.0μm以下，且內部氧化層之維氏硬度相對於上述中央部之維氏硬度為1.15倍以上且1.5倍以下。 (2)如上述(1)之無方向性電磁鋼板中，矽鋼板亦可包含以下元素之至少1種作為其成分組成：以質量%計，Sn：0.02%以上且0.40%以下、Cu：0.10%以上且1.00%以下、及Sb：0.02%以上且0.40%以下。 (3)如上述(1)或(2)之無方向性電磁鋼板中，矽鋼板亦可包含以下元素之至少1種作為其成分組成：以質量%計，REM：0.0005%以上且0.0400%以下、Ca：0.0005%以上且0.0400%以下、及Mg：0.0005%以上且0.0400%以下。 (4)如上述(1)~(3)中任一項之無方向性電磁鋼板，其內部氧化層之維氏硬度亦可在155Hv以上。 (5)如上述(1)~(4)中任一項之無方向性電磁鋼板，其內部氧化層之平均厚度亦可在0.55μm以上。

發明效果根據本發明之上述態樣，可提供一種疲勞強度與磁特性優異，且在成本面亦優異之無方向性電磁鋼板。

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結構，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。並且，與各元素含量有關之符號「%」意指「質量%」。

首先，關於本實施形態之無方向性電磁鋼板(以下有時稱為「本發明電磁鋼板」)，說明限定屬母材鋼板之矽鋼板之成分組成的理由。

＜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。

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：大於2.00%且4.00%以下 Si(矽)係一種可增加電阻、減少渦電流損失，而有助於減低鐵損的元素，並且係一種可藉由固溶強化提高鋼板的降伏比，而有助於提升拉伸強度及疲勞強度的元素。而且，如後所述，Si也係用以在內部氧化層內生成SiO ₂相以使鋼板表面硬化的必要元素。

Si若在2.00%以下，則難以獲得上述效果，而且難以提高內部氧化層的硬度，故Si設為大於2.00%。且宜在2.10%以上，更宜在2.30%以上，又更宜在2.60%以上。另一方面，若Si大於4.00%，則磁通密度會降低，並且冷軋等的作業性也會降低，造成製造成本上升，故Si設為4.00%以下。且宜在3.70%以下，較宜在3.40%以下。

Al：0.10%以上且3.00%以下 Al(鋁)亦與Si同樣係一種可增加電阻、減少渦電流損失，而有助於減低鐵損的元素。但是，相較於Si，Al也係硬度提升量較小的元素。另外，Al係一種可提高磁通密度B ₅₀相對於飽和磁通密度Bs之比率：B ₅₀/Bs，而有助於提升磁通密度的元素。

Al若小於0.10%，便無法充分獲得添加效果，故Al設為0.10%以上。且宜在0.30%以上，較宜大於0.50%，在0.60%以上更宜。另一方面，若Al大於3.00%，則飽和磁通密度降低且磁通密度降低，並且降伏比也會降低，而使拉伸強度及疲勞強度降低，故Al設為3.00%以下。且宜在2.70%以下，較宜在2.40%以下。

Mn：0.10%以上且2.00%以下 Mn(錳)係一種可增加電阻、減低渦電流損失，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0.10%，便無法充分獲得添加效果，故Mn設為0.10%以上。且宜在0.15%以上，較宜在0.20%以上，更宜大於0.60%，又更宜在0.70%以上。另一方面，若Mn大於2.00%，則退火時的晶粒成長性會降低且鐵損增加，故Mn設為2.00%以下。且宜在1.70%以下，較宜在1.50%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。並且係指例如：C、P、S及N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)係不純物元素，其會提高鐵損，並且也係造成磁老化之原因。C若大於0.003%，則鐵損會增加，並且會產生顯著的磁老化，故C設為0.0030%以下。且宜在0.0020%以下，較宜在0.0010%以下。而其下限雖包含0%，但在生產技術上難以製成0%，在實用上0.0001%即為實質下限。

P：0.050%以下 P(磷)有時雖有助於提升拉伸強度，但其也係會使鋼板脆化的不純物元素。P若大於0.050%，則會使含有2.00%以上之Si的鋼板明顯變得脆弱，故P設為0.050%以下。且宜在0.030%以下，較宜在0.020%以下。而其下限雖包含0%，但在生產技術上難以製成0%，在實用上0.002%即為實質下限。

S：0.005%以下 S(硫)係不純物元素，會形成MnS等之微細硫化物，阻礙完工退火時的再結晶及晶粒成長。S若大於0.005%，會明顯阻礙完工退火時的再結晶及晶粒成長，故S設為0.005%以下。且宜在0.003%以下，較宜在0.002%以下。而其下限雖包含0%，但在生產技術上難以製成0%，在實用上0.0003%即為實質下限。

N：0.005%以下 N(氮)係不純物元素，會形成AlN等之微細氮化物，阻礙完工退火時的再結晶及晶粒成長。N若大於0.005%，會明顯阻礙完工退火時的再結晶及晶粒成長，故N設為0.005%以下。且宜在0.003%以下，較宜在0.002%以下。而其下限雖包含0%，但在生產技術上難以製成0%，在實用上0.0005%即為實質下限。

本實施形態中，矽鋼板除了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，作為選擇元素，亦可含有Sn、Cu、Sb、REM、Ca及Mg，以取代一部分上述剩餘部分之Fe。並且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。

Sn：0%以上且0.40%以下 Cu：0%以上且1.00%以下 Sb：0%以上且0.40%以下 Sn(錫)、Cu(銅)及Sb(銻)係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，並且可控制鋼板表面的氧化，且還可發揮使晶粒成長整粒化之作用的元素。另外，Sn、Cu及Sb亦為可發揮適當控制熱軋鋼板中的內部氧化層厚度之作用的元素。

若Sn大於0.40%、Cu大於1.00%及Sb大於0.40%，則添加效果達飽和，並且會抑制完工退火時的晶粒成長，並且鋼板的加工性降低，而導致在冷軋延時脆化，故Sn設為0.40%以下、Cu設為1.00%以下且Sb設為0.40%以下。而較佳的係Sn在0.30%以下、Cu在0.60%以下及Sb在0.30%以下，更佳的係Sn在0.20%以下、Cu在0.40%以下及Sb在0.20%以下。

Sn、Cu及Sb的下限並未特別限制，亦可為0%。為了適宜獲得上述效果，只要設Sn為0.02%以上、Cu為0.10%以上及Sb為0.02%以上即可。而較佳的係Sn在0.03%以上、Cu在0.20%以上及Sb在0.03%以上，更佳的係Sn在0.05%以上、Cu在0.30%以上及Sb在0.05%以上。

本實施形態中，矽鋼板之成分組成宜包含以下元素之至少1種：以質量%計，Sn：0.02%以上且0.40%以下、Cu：0.10%以上且1.00%以下、及Sb：0.02%以上且0.40%以下。

REM：0%以上且0.0400%以下 Ca：0%以上且0.0400%以下 Mg：0%以上且0.0400%以下 REM(Rare Earth Metal)、Ca(鈣)及Mg(鎂)，係可發揮將S固定為硫化物或氧硫化物，抑制MnS等的微細析出，而促進完工退火時的再結晶及晶粒成長之作用的元素。

REM、Ca及Mg若大於0.0400%，會過度生成硫化物或氧硫化物，而阻礙完工退火時的再結晶及晶粒成長，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。而較佳的係所有元素皆在0.0010%以上，在0.0050%以上更佳。

本實施形態中，矽鋼板之成分組成宜包含以下元素之至少1種：以質量%計，REM：0.0005%以上且0.0400%以下、Ca：0.0005%以上且0.0400%以下、及Mg：0.0005%以上且0.0400%以下。

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。

上述鋼成分可利用鋼的一般分析方法來測定。例如，利用ICP-AES(感應耦合電漿原子發射光譜法；Inductively Coupled Plasma-Atomic Emission Spectrometry)來測定鋼成分即可。又，C及S只要採用燃燒-紅外線吸收法，N採用惰性氣體熔解-熱導法，O採用惰性氣體熔解-非分散式紅外線吸收法來測定即可。

又，上述成分組成為矽鋼板的成分組成，若作為測定試樣之矽鋼板於表面具有絕緣被膜等時，則係指將其去除後測定而得之成分組成。

作為去除無方向性電磁鋼板的絕緣被膜等之方法，有例如以下方法：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，進行清洗，並利用溫風加以乾燥。藉由上述一連串的處理，便可獲得經去除絕緣被膜後的矽鋼板。

接下來，關於本實施形態之無方向性電磁鋼板，說明矽鋼板的內部氧化層。

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。以切割方向與板厚方向呈平行之切割面觀察時，本實施形態之無方向性電磁鋼板1具備矽鋼板11和配置於該矽鋼板11上之絕緣被膜15，且矽鋼板於表面具有內部氧化層13。該內部氧化層13包含SiO ₂相131。又，所謂內部氧化層，係指Si等之氧化物相在矽鋼板內部分散為粒子狀或層狀之區域。

＜內部氧化層中之SiO ₂相＞內部氧化層包含SiO ₂相。本實施形態中，係使SiO ₂相微細且細密地析出於內部氧化層中，以控制內部氧化層的硬度，藉此便可獲得提升疲勞強度的效果。

為了使SiO ₂相微細且細密地析出於內部氧化層中，須使鋼板含有大於2.00%的Si。除此之外，還須適當控制在熱軋延後的冷卻時之保溫處理。

＜內部氧化層之平均厚度＞內部氧化層之平均厚度：0.10μm以上且5.0μm以下內部氧化層之平均厚度若小於0.10μm，則無法獲得提升疲勞強度的效果，故內部氧化層之平均厚度設為0.10μm以上。且宜大於0.5μm，較宜在0.55μm以上，更宜在0.6μm以上，又更宜在0.7μm以上，再更宜在1.0μm以上。另一方面，若內部氧化層之平均厚度大於5.0μm，則磁特性會下降，特別是鐵損會增加，故內部氧化層之平均厚度設為5.0μm以下。且宜在4.0μm以下，較宜在3.0μm以下。

＜維氏硬度＞本實施形態中，係將內部氧化層之維氏硬度控制為較鋼板中央部之維氏硬度更高之值。亦即，在本實施形態中，不提高電磁鋼板本身的強度，而係僅提高目標部位的強度以提升疲勞強度。

＜鋼板中央部之維氏硬度＞鋼板中央部之維氏硬度：120Hv以上且300Hv以下以切割方向與板厚方向呈平行之切割面觀察時，令矽鋼板之5/8~3/8的板厚範圍為中央部。該中央部之維氏硬度若小於120Hv，便無法獲得充分的疲勞強度，故中央部之維氏硬度設在120Hv以上。且宜在150Hv以上，較宜在170Hv以上。

另一方面，中央部之維氏硬度若大於300Hv，則鋼板整體會過硬，造成沖裁加工性降低，故中央部之維氏硬度係設在300Hv以下。且宜在270Hv以下，較宜在250Hv以下。

又，中央部之維氏硬度可藉由Si、Al及Mn對Fe的固溶強化，或藉由完工退火後的結晶粒徑來控制。只要衡量所要求之磁特性、冷軋延時的加工性及製造成本等來決定Si、Al及Mn的含量，並決定完工退火後的結晶粒徑即可。又，結晶粒徑會影響磁特性，尤其會影響鐵損。

＜內部氧化層之維氏硬度＞內部氧化層之維氏硬度：中央部之維氏硬度的1.15倍以上透過使SiO ₂相微細且細密地析出於內部氧化層中，來控制內部氧化層的硬度，便可進一步提高疲勞強度。亦即，本實施形態中，內部氧化層之維氏硬度會變得較鋼板中央部之維氏硬度更大。

內部氧化層之維氏硬度若小於中央部之維氏硬度的1.15倍，便無法獲得充分的提升疲勞強度之效果，故內部氧化層之維氏硬度係設為中央部之維氏硬度的1.15倍以上。且宜在1.20倍以上，更宜在1.25倍以上。

以提升疲勞強度的觀點而言，內部氧化層之維氏硬度上限並無特別規定。然而，實質上獲得之內部氧化層之維氏硬度，最大會係中央部之維氏硬度的1.5倍左右。

由於內部氧化層之維氏硬度只要係中央部之維氏硬度的1.15倍以上即可，故在138Hv以上即可。而，內部氧化層之維氏硬度宜在155Hv以上，更宜在180Hv以上，又以在200Hv以上更宜。又，內部氧化層之維氏硬度只要在400Hv以下即可，且較宜在300Hv以下即可。

上述矽鋼板之內部氧化層及中央部之組織觀察或硬度測定，只要利用一般之觀察及測定方法來進行即可。例如，利用下述方法來進行即可。

以切割方向係與板厚方向呈平行之方式從無方向性電磁鋼板切出試驗片(詳言之，係以切割面係與板厚方向呈平行且與軋延方向呈垂直的方式來切出試驗片)，並利用SEM(掃描電子顯微鏡；Scanning Electron Microscope)，以各層可進到觀察視野中的倍率來觀察該切割面之截面構造。只要利用例如反射電子組成影像(COMPO影像)來觀察，便可類推截面構造的結構相。例如，在COMPO影像中，矽鋼板可判別為淺色，內部氧化層中的SiO ₂相可判別為深色，絕緣被膜則可判別為中間色。並且可視需要，利用SEM-EDX(能量色散X射線光譜；Energy Dispersive X-ray Spectroscopy)來進行成分組成的定量分析，以詳細釐清構成相。

又，對於矽鋼板之表面區域是否存在內部氧化層，也係利用SEM及SEM-EDX來釐清即可。具體而言，係從矽鋼板與上層之界面起朝向矽鋼板之深度方向，確認是否存在可觀察到SiO ₂相之區域。SiO ₂相只要藉由EDX在觀察視野中特定出Si與O之原子比約為1：2之析出物即可。例如，在上述觀察視野中，將順沿板厚方向的直線設定為基準線，確認在該基準線上是否存在可觀察到SiO ₂相之區域，若在矽鋼板內存在有可觀察到SiO ₂相之區域，則將該區域判斷為內部氧化層。並且，以該區域之基準線上的線段(長度)作為內部氧化層之厚度即可。

內部氧化層之平均厚度，由以下方式決定即可。在SEM影像中，在鋼板的平面方向上觀察約100μm以上之區域。接著，以等間隔設定10條以上的上述基準線，並求算在各個基準線上內部氧化層的厚度。並且，以求得之內部氧化層厚度的平均值作為內部氧化層之平均厚度。

又，在辨認SiO ₂相之際、或在決定內部氧化層之平均厚度之際，若需觀察較SEM的解像力更微觀之區域時，亦可使用穿透式電子顯微鏡(TEM：Transmission Electron Microscope)。

維氏硬度可以JIS Z 2244：2009所記載之方法來測定。關於內部氧化層之維氏硬度，維氏硬度壓痕必須停留在內部氧化層內，而此時的測定荷重宜在9.8×10 ^-5~9.8×10 ^-2N之間。

內部氧化層之維氏硬度只要以對應於內部氧化層厚度之形式來測定即可，在內部氧化層厚度範圍內，只要適當設定可獲得最大尺寸之壓痕之荷重，就能更為精確地進行測定。而為了精確測定內部氧化層之維氏硬度，荷重亦可為大於上述荷重範圍之荷重。

維氏硬度之測定中，通常係利用光學顯微鏡來測定壓痕直徑，但為了高精度地測定，亦可利用SEM等電子顯微鏡，並以1000倍以上之倍率來測定壓痕直徑。

另一方面，鋼板中央部之維氏硬度，宜以與測定內部氧化層之維氏硬度時相同之荷重來測定。此時，壓痕直徑會較鋼板之結晶粒徑小，因此，較理想的係避開結晶晶界來設置壓痕，並測定壓痕直徑。

JIS所規定之維氏硬度試驗中，測定荷重雖係從1gf(9.8×10 ^-2N)開始設定，但宜精密控制荷重，縮小荷重，並設定荷重使壓痕停留在內部氧化層內部，以測定維氏硬度。又，測定維氏硬度之際，若需觀察較光學顯微鏡或SEM的解像力更微觀之區域時，亦可使用奈米壓痕法將測定值換算為維氏硬度。

接下來，說明本實施形態之無方向性電磁鋼板的製造方法。

圖2係示出本實施形態之無方向性電磁鋼板的製造方法之流程圖。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，接著實施完工退火，以製造矽鋼板。並且，在矽鋼板之上層設置絕緣被膜，以製造出無方向性電磁鋼板。

此處，說明關於內部氧化層的形成。圖3係示出在母材鋼板形成內部氧化層之情形之截面示意圖。圖3(A)係示出熱軋延後之狀態，圖3(B)示出保溫處理後之狀態，圖3(C)示出酸洗後之狀態，圖3(D)則示出冷軋延後之狀態。

如圖3(A)所示，透過熱軋延，在母材鋼板11的表面會形成外部氧化層17。接著，如圖3(B)所示，藉由熱軋延後的冷卻時之保溫處理，可使氧從外部氧化層17擴散至母材鋼板11中，形成內部氧化層13。此時，宜藉由控制保溫處理的條件，使SiO ₂相131微細且細密地析出於內部氧化層13中。

接著，如圖3(C)所示，藉由酸洗，去除母材鋼板11表面的外部氧化層17。此時，以提升磁特性為目的，亦可藉由酸洗去除內部氧化層13之一部分，以控制內部氧化層13的厚度。並且，如圖3(D)所示，藉由冷軋延使母材鋼板11表面的內部氧化層13在軋延方向L上延展。冷軋延後，可使內部氧化層13以原本狀態殘留下來，若內部氧化層13的厚度過厚，則亦可利用酸洗等來去除內部氧化層13的一部分，以控制內部氧化層13的厚度。

其後，在例如含氮與氫之氣體環境中進行完工退火，使母材鋼板之再結晶以及晶粒成長得以進行，便可製得於表面存在有含SiO ₂相之內部氧化層的矽鋼板。

亦可於矽鋼板表面施加絕緣被膜。絕緣被膜一般係被稱為半有機被膜的被膜。一般來說，係例如非專利文獻1所揭示的由鉻酸與有機樹脂所構成之被膜、或是非專利文獻2所揭示的由磷酸鹽與有機樹脂所構成之被膜。絕緣被膜之附著量宜為每單面0.1~5gm ^-2。

本實施形態之無方向性電磁鋼板之特徵在於：矽鋼板具有內部氧化層，該內部氧化層含SiO ₂相，內部氧化層之平均厚度為0.10μm以上且5.0μm以下，並且鋼板中央部之維氏硬度為120Hv以上且300Hv以下時，內部氧化層之維氏硬度係中央部之維氏硬度的1.15倍以上且1.5倍以下。

具有上述特徵之矽鋼板只要藉由例如以下方法製造即可。

＜熱軋延＞加熱經調整成分組成後之鑄片並進行熱軋延。此時，為了不使鐵損隨著鋼中的硫化物等的固溶及析出而惡化，係將加熱溫度設為1200℃以下。又，為了確保900℃以上的完工溫度，加熱溫度係設為1080℃以上。

熱軋延的完工溫度若低，則熱加工性會降低，導致鋼板的寬度方向的板厚精度降低，故完工溫度之下限設為900℃。另一方面，完工溫度若高於1000℃，則有益於磁性之{100}集合組織會減少，故完工溫度之上限設為1000℃。

又，為了在熱軋延後之保溫處理時可適當形成內部氧化層，在熱軋延中，宜於熱軋鋼板表面形成厚度為1μm以上之外部氧化層。外部氧化層之形成，只要藉由熱軋延時的溫度或維持時間等來控制即可。

＜保溫處理＞在熱軋延後的冷卻時，將熱軋鋼板保溫。在保溫處理中，使結晶粒徑粗大化至20μm以上，且使生成於熱軋鋼板表面之外部氧化層中所含之氧擴散到熱軋鋼板中，以形成內部氧化層。

內部氧化層，係以熱軋延時形成之外部氧化層，具體而言係以主要含有磁鐵礦且含方鐵礦或赤鐵礦之外部氧化層作為氧源，在保溫處理時使氧擴散至鋼板內部而形成。

在熱軋延後的冷卻中途，於氧分壓為10 ^-15Pa以上之氣體環境中，在850℃以下且在700℃以上的溫度範圍內，並且在10分鐘以上且3小時以下之時間下保溫熱軋鋼板，藉此可形成微細且細密地析出了SiO ₂相之內部氧化層，而可適宜控制內部氧化層之硬度。

保溫溫度若高於850℃，內部氧化層之平均厚度便會變厚。因此，即使在冷軋延後，內部氧化層之平均厚度仍會大於5.0μm，故有時會對用以減少內部氧化層厚度之酸洗造成負擔。並且，若保溫溫度高於850℃，SiO ₂相便不會微細且細密地析出。因此，保溫溫度宜在850℃以下。另一方面，保溫溫度雖也需視鋼中的Si濃度而定，但為了使SiO ₂相微細且細密地析出，係以在700℃以上為宜，且較宜在750℃以上，更宜在800℃以上。

為了讓熱軋鋼板的晶粒成長為20μm以上，保溫時間宜在10分鐘以上。並且，為了使SiO ₂相微細且細緻地析出，保溫時間宜在10分鐘以上，在20分鐘以上較宜，又以在30分鐘以上更宜。另一方面，保溫時間的上限雖無特別限制，但保溫時間若過長，則在鋼板表面附近結晶晶界會脆化，在其後的酸洗及冷軋延中會變得容易產生破裂或斷裂，故保溫時間宜在3小時以下。

保溫處理的氣體環境，係以氧分壓在10 ^-15Pa以上為宜。而氣體環境宜為氮等惰性氣體之混合氣體環境。

又，宜在熱軋延時形成1μm以上之外部氧化層，並且調整成在保溫處理時，阻斷鋼板表面與保溫時之氣體環境的接觸之後，方進行保溫。例如，若在捲取熱軋鋼板後進行保溫，則除了卷料的最外表面以外，鋼板的板面會彼此接觸，故可適宜阻斷鋼板表面與保溫時之氣體環境的接觸。

若鋼板含有Sn、Cu及Sb，則該等元素會抑制內部氧化層的形成及成長，故可在上述範圍內提高保溫溫度。此時，可抑制內部氧化層的過度成長，並且可適當地使結晶粒徑粗大化。另外，當鋼板含有Sn、Cu及Sb時，若使保溫溫度在800℃以上，可形成適當厚度之內部氧化層，同時還能適宜改善磁通密度。

惟，即使鋼板含有Sn、Cu及Sb，若保溫溫度過高，雖然磁特性會提升，但內部氧化層有時會變得太厚。此種情況下，可在酸洗處理時控制酸洗量，以將內部氧化層調整為適當厚度。

又，在鋼板含有Sn、Cu及Sb的情況下內部氧化層的形成及成長會受到抑制之機制，推測係由於該等元素會在外部氧化層與鋼之間偏析，進而阻礙外部氧化層所含的氧往鋼板內部擴散之故。

在以往的技術中，會於熱軋延後使熱軋鋼板冷卻至接近室溫後，再次加熱，施行在800~1000℃的溫度範圍內維持約1分鐘之熱軋板退火。但是，本實施形態中，為了適宜控制內部氧化層，係於熱軋延後的冷卻中途，以上述條件將熱軋鋼板保溫。並且，在使保溫後的鋼板冷卻至接近室溫後，不實施熱軋板退火便供給至酸洗及冷軋延。

＜酸洗＞將保溫處理後的母材鋼板進行酸洗。酸洗量(酸洗後之重量減少)會因鋼板表面的外部氧化層及內部氧化層之狀態、及酸洗所使用之酸種、濃度或溫度而變化。在酸洗中，只要溶解外部氧化層，並使內部氧化層的厚度減少至目標厚度即可。

作為減少酸洗量之調整方法，有效的係例如：縮短酸洗時間、降低酸洗液溫度、或添加市售之酸洗抑制劑(多胺等)之方法。酸洗抑制劑係含例如多胺作為主成分，該高分子具有容易吸附於鐵原子之非共有電子對之性質。藉由使高分子附著於鋼板表面，接觸酸的面積便會減少，而可抑制酸洗速度。作為提高該效果之添加劑，已知有例如蟻酸等。

另一方面，作為增加酸洗量之調整方法，有效的係例如：延長酸洗時間、提升酸洗液溫度、或添加市售之酸洗促進劑(硫代硫酸鈉等)之方法。酸洗促進劑係對鐵原子而言之螯合劑，亦即其具有易於鐵離子形成配位鍵之性質。若添加有酸洗促進劑，會使溶解於酸洗液之鐵螯合化，因此溶解於酸洗液之鐵離子濃度難以變高，故酸洗可在鐵的溶解速度不會變低的情況下進行。

＜冷軋延＞將酸洗後的母材鋼板進行冷軋延。就提高磁通密度之觀點而言，冷軋縮率宜為50~90%。又，冷軋縮率係累積冷軋縮率，可根據以下來求算：(冷軋延前之板厚-冷軋延後之板厚)÷冷軋延前之板厚×100。而較理想的係從最終製品的板厚倒算回來，並衡量冷軋縮率及冷軋延性等來決定。

＜完工退火＞將冷軋延後的母材鋼板進行完工退火。完工退火係為了使冷軋鋼板再結晶並調整結晶粒徑，以獲得磁特性，特別係良好的磁通密度及鐵損特性之步驟。完工退火中，氣體環境十分重要。鋼板若氧化，則磁特性會下降，故宜使完工退火之氣體環境的氧濃度在數十ppm以下。

氣體環境之氣體係以氮氣環境或氬氣環境為宜，並且亦可視需要添加氫，以防止鋼板氧化。又，若氫濃度過度上升，則內部氧化層會還原，而造成有助於提升疲勞強度之微細SiO ₂相被還原掉。

完工退火溫度係以可產生鋼板之再結晶之700℃以上為宜。完工退火溫度若太低，則再結晶會不足。另一方面，若完工退火溫度太高，則內部氧化層所含之微細SiO ₂相會成長，而無法獲得提升疲勞強度的效果。因此，完工退火溫度宜在1150℃以下。

在完工退火後的矽鋼板形成絕緣被膜。絕緣被膜只要係例如由鉻酸與有機樹脂所構成之被膜、或由磷酸鹽與有機樹脂所構成之被膜即可。絕緣被膜之附著量宜為每單面0.1~5gm ^-2。

實施例接著，藉由實施例來更加具體地詳細說明本發明一態樣之效果，但實施例中的條件係為了確認本發明之可實施性及效果而採用的一條件例，本發明並不限於此一條件例。只要不脫離本發明要旨而可達成本發明之目的，本發明即可採用各種條件。

＜實施例1＞鑄造經調整成分組成後之熔鋼後，控制各步驟中之製造條件，以製造矽鋼板。於表1及表2示出化學組成，並於表3及表4示出製造條件。又，上述製造時，係以加熱溫度1180℃進行加熱，並以精整軋延的輸出側溫度為970℃之條件來進行熱軋延，製作出板厚2.0mm的熱軋鋼板。此時，於表面形成有約10μm之以Fe ₃O ₄為主成分之層作為外部氧化層。

對於所製作之熱軋鋼板，在熱軋延後的冷卻中途，於氧分壓為10 ^-15Pa以上之氣體環境中，以表3及表4所記載之溫度及時間來實施保溫處理，使晶粒成長至20μm以上，且形成內部氧化層。又，表4中「保溫」欄中記載為「熱軋板退火」之試樣，其未在熱軋延後的冷卻中途進行保溫就冷卻至室溫，於其後，在氮氣100%之氣體環境中在800℃下實施60秒的熱軋板退火。

將在熱軋延後經實施保溫或熱軋板退火之鋼板，浸漬於添加有表3及表4記載之添加劑(0.05質量%)之85℃的鹽酸(10質量%)中30秒，以進行酸洗。並且對酸洗後的鋼板實施軋縮率：75%的冷軋延，製作出厚度0.5mm的冷軋鋼板。在10%氫+90%氮之氣體環境之爐內，於1000℃下對該冷軋鋼板進行30秒的完工退火。此時爐內的氣體環境露點為-30℃。並且，於完工退火後的矽鋼板形成平均厚度為1μm的磷酸系絕緣被膜。

其後，測定磁特性(B ₅₀及W _15/50)及疲勞強度，並且測定內部氧化層及鋼板中央部之維氏硬度。並於表5及表6中一併示出其結果。

磁特性(B ₅₀及W _15/50) 從製得之無方向性電磁鋼板切割並採取55mm見方之試樣，並利用Single Sheet Tester(單片測試儀；SST)測定B ₅₀(以5000A/m的磁化力將鋼板磁化時的鋼板磁通密度、單位：T(特斯拉))以及W _15/50(以50Hz將鋼板磁化至磁通密度為1.5T時的鐵損)。 B ₅₀之評估基準合格：1.65T以上　不合格：小於1.65T W _15/50之評估基準合格：3.0W/kg以下　不合格：大於3.0W/kg

疲勞強度從鋼板之軋延方向利用放電加工來從製得之無方向性電磁鋼板採取試樣，該試樣係相當於JIS Z 2241：2011附錄B所規定之5號試驗片，並且在以下條件下進行疲勞試驗。使應力比固定，並改變與其相應之最小應力及最大應力來進行實驗，求出在試樣數3個之中，於重覆次數200萬次下不破裂2個以上的應力條件，並以其平均應力((最小應力+最大應力)÷2)作為疲勞強度。

以平均應力±10MPa之間隔為條件進行疲勞試驗，求出在試樣數3個之中，於重覆次數200萬次下不破裂2個以上的應力條件，並以此時的平均強度作為疲勞強度。試驗條件試驗方法部分脈動試驗應力比　　0.05 頻率　　20Hz 重覆次數　200萬次試樣數每1應力水準 3個疲勞強度之評估基準合格：平均應力200MPa以上　不合格：平均應力小於200MPa

內部氧化層之平均厚度、內部氧化層析出物之分析研磨所製出之無方向性電磁鋼板之截面，使用反射電子影像，以1000倍拍攝SEM影像，針對鋼板的表面與背面，觀察鋼板平面方向上約100μm以上的區域。並且視需要，利用TEM觀察所製出之無方向性電磁鋼板之截面。

又，矽鋼板之內部氧化層及中央部之組織觀察及硬度測定，係根據上述方法來實施。內部氧化層的平均厚度係由共計20處來計算平均值。另外，維氏硬度係以測定荷重0.03gf(2.94×10 ^-3N)，在內部氧化層及中央部分別形成共計10處之壓痕，並用SEM測定各壓痕(菱形)的對角線長，由共計10處來計算平均值。並且視需要，將使用奈米壓痕法測得之值換算為維氏硬度。

於表1及表2示出所製出之矽鋼板之化學組成，並於表3~表6示出製造條件及評估結果。又，熔鋼之化學組成與矽鋼板之化學組成，實質上係相同的。表中，附有底線之數值表示超出本發明範圍外。另外，於表中，關於矽鋼板之成分組成，符號「-」表示並未刻意添加合金化元素。

如表1至表6所示，試驗No.B1~B26之本發明例，由於適宜控制了矽鋼板之成分組成、內部氧化層及鋼板中央部，故作為無方向性電磁鋼板，磁特性及疲勞強度優異。亦即，在該等試驗No.B1~B26中，在無追加用以使表面硬化的新步驟的前提下，即可製得疲勞強度與磁特性優異之無方向性電磁鋼板。

另一方面，如表2、表4及表6所示，試驗No.b1~b14之比較例，由於矽鋼板之成分組成、內部氧化層或鋼板中央部中之任一者未受到適宜控制，故作為無方向性電磁鋼板，無法滿足磁特性或疲勞強度之任一項。

[表1]

[表2]

[表3]

[表4]

[表5]

[表6]

產業上之可利用性根據本發明之上述態樣，可提供一種疲勞強度與磁特性優異，且在成本面亦優異之無方向性電磁鋼板。因此，可提供一種無方向性電磁鋼板，其適合作為電氣設備的鐵芯材料，特別適合作為旋轉機、中小型變壓器或電子組件等的鐵芯材料，並且特別適合作為IPM馬達之轉子鐵芯。並且，可提供一種無方向性電磁鋼板，其可充分回應在電氣設備領域中對於高效率化、旋轉機的高速化及小型化之要求。因此，產業上之可利用性高。

1:無方向性電磁鋼板 11:矽鋼板(母材鋼板) 13:內部氧化層 15:絕緣被膜(張力被膜) 17:外部氧化層 131:SiO₂相 L:軋延方向

圖1係示出本發明一實施形態之無方向性電磁鋼板之截面示意圖。圖2係示出本實施形態之無方向性電磁鋼板的製造方法之流程圖。圖3係示出關於本實施形態之無方向性電磁鋼板，在母材鋼板形成內部氧化層之情形之截面示意圖。

11:矽鋼板(母材鋼板)

13:內部氧化層

17:外部氧化層

131:SiO₂相

L:軋延方向

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包含：以質量%計，Si：大於2.00%且4.00%以下、Al：0.10%以上且3.00%以下、Mn：0.10%以上且2.00%以下、C：0.0030%以下、P：0.050%以下、S：0.005%以下、N：0.005%以下、Sn：0%以上且0.40%以下、Cu：0%以上且1.00%以下、Sb：0%以上且0.40%以下、REM：0%以上且0.0400%以下、Ca：0%以上且0.0400%以下及Mg：0%以上且0.0400%以下，且剩餘部分由Fe及不純物所構成；以切割方向與板厚方向呈平行之切割面觀察時，前述矽鋼板之5/8~3/8的板厚範圍即中央部之維氏硬度為120Hv以上且300Hv以下；並且以前述切割面觀察時，前述矽鋼板於表面具有含SiO₂ 相之內部氧化層，前述內部氧化層之平均厚度為0.10μm以上且5.0μm以下，且前述內部氧化層之維氏硬度相對於前述中央部之維氏硬度為1.15倍以上且1.5倍以下。
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包含以下元素之至少1種；以質量%計，Sn：0.02%以上且0.40%以下、Cu：0.10%以上且1.00%以下及Sb：0.02%以上且0.40%以下。
如請求項1或2之無方向性電磁鋼板，其中前述矽鋼板之前述成分組成包含以下元素之至少1種：以質量%計，REM：0.0005%以上且0.0400%以下、Ca：0.0005%以上且0.0400%以下及Mg：0.0005%以上且0.0400%以下。
如請求項1或2之無方向性電磁鋼板，其中前述內部氧化層之維氏硬度在155Hv以上。
如請求項3之無方向性電磁鋼板，其中前述內部氧化層之維氏硬度在155Hv以上。
如請求項1或2之無方向性電磁鋼板，其中前述內部氧化層之平均厚度在0.55μm以上。
如請求項3之無方向性電磁鋼板，其中前述內部氧化層之平均厚度在0.55μm以上。
如請求項4之無方向性電磁鋼板，其中前述內部氧化層之平均厚度在0.55μm以上。
如請求項5之無方向性電磁鋼板，其中前述內部氧化層之平均厚度在0.55μm以上。