TWI796983B - 無方向性電磁鋼板、馬達鐵芯、無方向性電磁鋼板的製造方法及馬達鐵芯的製造方法 - Google Patents
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Abstract
本案提供一種無方向性電磁鋼板，特徵在於：其具有預定化學組成；在前述無方向性電磁鋼板之平行於軋延面的截面中，粒徑為100µm以上之晶粒所構成之結晶組織A的面積率為1~30%；前述結晶組織A以外之結晶組織即結晶組織B，其平均粒徑為40µm以下；前述結晶組織A之維氏硬度HvA與前述結晶組織B之維氏硬度HvB滿足式1((HvA
2+HvB
2)/2-(HvA+HvB)
2/4≦7.0)。
Description
本發明涉及無方向性電磁鋼板、馬達鐵芯、無方向性電磁鋼板的製造方法及馬達鐵芯的製造方法。本案係依據已於2021年3月31日於日本提申之特願2021-061565號、2021年3月31日於日本提申之特願2021-061707號及2021年6月4日於日本提申之特願2021-094802號主張優先權，並於此援引其內容。
本發明涉及無方向性電磁鋼板及其製造方法、馬達鐵芯及其製造方法，該無方向性電磁鋼板具有適合作為進行高速旋轉之馬達的轉子鐵芯之機械特性，且具有適合作為馬達的定子鐵芯之磁特性，該馬達的定子鐵芯係在沖裁為馬達之鐵心並將之積層後施行了追加熱處理者。
由於近年來地球環境問題的高漲，在許多領域中正在發展節能及環保之技術。汽車領域亦不例外，減少排氣、提升燃耗之技術正在急速進步。電動汽車及動力混合車說是該等技術之集大成亦不為過，汽車驅動馬達(以下亦簡稱「驅動馬達」)之性能會大幅影響汽車性能。
大多數的驅動馬達會使用永久磁鐵，且係由施加有繞組線之定子部分與配置有永久磁鐵之轉子部分所構成。最近，將永久磁鐵埋入轉子內部之形狀(永久磁鐵埋入型馬達；IPM馬達)已成為主流。又，由於電力電子技術的進展，轉數可任意控制而有高速化的傾向。由此，鐵心胚料在商用頻率(50~60Hz)以上的高頻區域中激磁之比率提高，因而不只要求改善在商用頻率下之磁特性，還要求改善在400Hz~數kHz下之磁特性。又，轉子不僅會經常承受高速旋轉時的離心力，還經常承受隨著轉數變動而來之應力變動，因此對於轉子之鐵心胚料亦要求機械特性。尤其，當為IPM馬達時會具有複雜的轉子形狀，因此對於轉子用鐵心材料，考慮應力集中而需要恰可耐受離心力以及應力變動的機械特性。
在鐵心之製造步驟中，有時會在沖裁定子、轉子並將其等積層之後實施追加熱處理。就馬達而言，定子要求優異磁特性，轉動子要求上述機械特性，因此可考慮在將定子、轉子各自沖裁並積層之後，僅對定子實施追加熱處理以改善磁特性。
專利文獻1~7中揭示了一種謀求兼顧高強度與優異磁特性之無方向性電磁鋼板。
專利文獻1揭示了一種無方向性電磁鋼板，其在不超過20.0%之範圍內含有選自以下中之一種或二種以上：Si：3.5~7.0%、Ti：0.05~3.0%、W：0.05~8.0%、Mo：0.05~3.0%、Mn：0.1~11.5%、Ni：0.1~20.0%、Co：0.5~20.0%及Al：0.5~18.0%。專利文獻1中係提高Si含量並利用Ti、W、Mo、Mn、Ni、Co、Al進行固溶強化，藉此提高鋼板強度。
在此方法中，係利用固溶強化作為鋼之強化機制。然而，在固溶強化之情況下，冷軋延母材也同時被高強度化因而難以進行冷軋延，而且在該方法中必須有所謂的溫軋延之特殊步驟，因此尚有提升生產性或提升產率等的改善餘地。
專利文獻2中提出一種旋轉機用高抗張力之無方向性電磁鋼板，其為Si：2.0%以上且小於3.5%、P：0.03以上且小於0.2%，0.3%≦Mn+Ni≦10%，剩餘部分為Fe及無法避免之不純物元素，TS≧65kgf/mm
2，W5/1000≦50W/kg，且B50≧1.65T者。
專利文獻3中提案一種鋼板，其含有2.0~3.5%的Si、0.1~6.0%的Mn之外，還含有B及大量的Ni，且結晶粒徑為30µm以下。
並且，專利文獻4及專利文獻5中提案一種鋼板，其含有2.0~4.0%的Si之外，還含有Nb、Zr、B、Ti或V等。
專利文獻6及專利文獻7中提案一種使加工組織、未再結晶組織殘存之無方向性電磁鋼板。
其等所揭示之無方向性電磁鋼板雖具有高強度，但在磁特性上仍有課題。具體而言，並未考慮到藉由對鋼板施行追加熱處理來提升磁特性。又，在控制組織以獲得高強度的過程中，會活用不適合在追加熱處理中提升磁特性的析出物、固溶元素，即便實施了追加熱處理，所獲得之磁特性仍不充分，有時難以應用於定子。
專利文獻8~10中也研討了藉由追加熱處理來提升磁特性之無方向性電磁鋼板。
專利文獻8中揭示了一種無方向性電磁鋼板，其係令精加工退火後之結晶組織為以下：粒徑100µm以上之結晶組織A的面積率為1~30%；結晶組織A以外之結晶組織即結晶組織B，其平均粒徑為25µm以下；且結晶組織A之維氏硬度HvA與結晶組織B之維氏硬度HvB的比：HvA/HvB≦1.000。
專利文獻9中揭示了一種無方向性電磁鋼板，其基鐵之板厚為0.10mm以上且0.35mm以下，基鐵中之平均結晶粒徑為50µm以下，且已控制從基鐵表面起在深度方向上的Al濃度及絕緣被膜。
專利文獻10中揭示了一種無方向性電磁鋼板，其已控制從基鐵表面起在深度方向上的Mn濃度。
該等無方向性電磁鋼板，在追加熱處理之前具有高強度，且追加熱處理後之磁特性優異，但在疲勞特性方面，以及沖裁後或追加熱處理後之真圓度方面，尚有提升之餘地。
先前技術文獻
專利文獻
專利文獻1：日本專利特開昭60-238421號公報
專利文獻2：日本專利特開昭62-256917號公報
專利文獻3：日本專利特開平1-162748號公報
專利文獻4：日本專利特開平2-8346號公報
專利文獻5：日本專利特開平6-330255號公報
專利文獻6：日本專利特開2005-113185號公報
專利文獻7：日本專利特開2006-70296號公報
專利文獻8：國際公開第2018/164185號
專利文獻9：日本專利特開2018-21242號公報
專利文獻10：國際公開第2018/025941號
發明欲解決之課題
如上述，迄今已研討了在追加熱處理前具有高強度且追加熱處理後之磁特性優異之無方向性電磁鋼板，但在疲勞特性方面，以及沖裁後或追加熱處理後之真圓度方面尚有提升之餘地。
本發明係有鑑於上述課題而作成者，本發明之目的在於提供一種無方向性電磁鋼板及馬達鐵芯、以及無方向性電磁鋼板的製造方法及馬達鐵芯的製造方法，該無方向性電磁鋼板在追加熱處理前具有高強度且追加熱處理後之磁特性優異，疲勞特性與沖裁後之真圓度優異，並且作為追加熱處理後之定子鐵芯之真圓度優異。
用以解決課題之手段
如上述，已研討了追加熱處理前具有高強度且追加熱處理後之磁特性優異之無方向性電磁鋼板，但在疲勞特性方面與沖裁後之真圓度方面尚有提升之餘地，又，就追加熱處理後之定子鐵芯而言會有變形之虞，針對定子鐵芯之真圓度尚有提升之餘地。
尤其，當轉子鐵芯之外周部或定子鐵芯之內周部的真圓度差時，定子鐵芯、轉子鐵芯之空隙會不均一，而在馬達之輸出、效率等，馬達之重要性能上造成不良影響。另外，雖然上述例舉轉子配置於內側且定子配置於外側之類型的馬達進行了說明，不過在定子配置於內側且轉子配置於外側之類型的馬達中，定子鐵芯之外周部或轉子鐵芯之內周部的真圓度會成為問題。
作為一例，在專利文獻8中，結晶粒徑粗大之結晶組織A與結晶粒徑小之結晶組織B以預定比率混合存在，且各自之區域的硬度比HvA/HvB滿足預定條件，藉此，在不實施追加熱處理就加以利用的情況下(假設用作轉子用胚材時)具有優異強度及磁特性，並且在實施追加熱處理後加以利用的情況下(假設用作定子鐵芯用胚材時)，在藉由追加熱處理進行晶粒成長後，鐵損會改善而且會抑制磁通密度降低。
在這種具有粒徑粗大之區域與結晶粒徑較其小之區域的混合組織中，當以粒徑粗大之區域為主體時，在板面中從軋延方向起算45°之方向的疲勞特性低；當以晶粒較該粗大粒徑更小之區域為主體時，在板面中軋延方向的疲勞特性低。為了確保充分的靜態強度且提升在作為轉子使用中之實際的疲勞特性，必須使粒徑粗大之區域的疲勞特性提升，亦即，在板面中必須提高從軋延方向起算45°方向的疲勞特性。
又，對於轉子雖會一併要求機械特性與沖裁後之真圓度，但就前述混合組織而言尚有改善之餘地。
又，在對上述混合組織施行追加熱處理後，從各區域釋放之應變會有差異，因而有定子鐵芯變形之疑慮。鐵芯變形有時會對磁特性造成影響，進而也會影響馬達性能。因此，為了獲得所欲磁特性進而獲得馬達性能，必須抑制追加熱處理後之定子鐵芯變形。另外，因追加熱處理所造成之定子鐵芯變形可藉由觀察追加熱處理後之真圓度來評估。
專利文獻9或10中亦未揭示關於疲勞特性及沖裁後之真圓度、或追加熱處理後之定子鐵芯之真圓度。
又，本案發明人等針對具有粒徑粗大之區域與結晶粒徑較該粗大粒徑更小之區域的混合組織之無方向性電磁鋼板的課題，亦即，抑制追加熱處理後之鐵芯變形的手法潛心加以研討，獲得以下知識見解。
首先，本案發明人等將具有前述混合組織之無方向性電磁鋼板供於沖裁加工後，調查了沖裁端面。其結果得知：在追加熱處理後之鐵芯變形明顯的鋼板中，於沖裁端面形成之塌邊及毛邊的不均一性明顯。
又，為了避免鋼板與鋼板之傳導而會於無方向性電磁鋼板表面施作絕緣被膜，針對所述絕緣被膜與鐵芯變形的關係進行調查，結果得知：有機-無機複合被膜會較僅無機物之被膜(無機被膜)有更大的追加熱處理後之鐵芯變形；該有機-無機複合被膜係以無機物為主體，且在抑制沖裁時之模具磨耗之目的下分散有微細有機樹脂粒子者。其理由尚不明確，但由於在前述有機無機複合被膜中，追加熱處理時會因有機樹脂而產生氣體，由此推測：追加熱處理後之鐵芯變形，不僅會受到前述混合組織中之釋放應變的不均一性所影響，更還會受到追加熱處理時於沖裁積層之鋼板之間產生的氣體影響。
亦即，吾等認為沖裁端面之塌邊及毛邊之不均一性會導致所積層之鋼板與鋼板之間隙的不均一性，追加熱處理時所產生之氣體的放洩變得不均一而助長了鐵芯變形。
在此，雖可考慮將絕緣被膜設為不含有機樹脂之僅無機物的絕緣被膜，以抑制鐵芯變形，但如此會導致沖裁模具之磨耗，故不佳。尤其，以適合轉子鐵芯之高強度的無方向性電磁鋼板為對象，並採用了僅無機物之絕緣被膜時，沖裁模具之磨耗極為明顯。
本案發明人等係以有機-無機複合被膜為前提，進一步研討了抑制追加熱處理後之鐵芯變形的手法。其結果得知：如前述所推測，有效作法為減少在沖裁端面形成之塌邊及毛邊的不均一性，並獲得以下知識見解：有效作法為減少前述混合組織中粒徑粗大之區域、與結晶粒徑較該粗大粒徑更小之區域的硬度差。亦即，吾等認為藉由減少兩者區域的硬度差，除了會減少追加熱處理中之釋放應變的不均一性之外，還會減少在沖裁端面形成之塌邊及毛邊的不均一性，氣體之放洩也變得均一。
又，還發現：塌邊及毛邊也會因為無方向性電磁鋼板之板厚偏差而產生。因此，在具有前述混合組織之無方向性電磁鋼板中，為了抑制追加熱處理後之鐵芯變形，減低板厚偏差十分重要。另一方面，也得知：在完全無板厚偏差的鋼板中氣體之放洩受限，因此追加熱處理後之鐵芯有時會產生膨脹。
並且，為了達成前述混合組織，相較於整個鋼板都佈滿均一再結晶組織之無方向性電磁鋼板一般的精加工退火溫度，必須令精加工退火溫度更低溫，而不易矯正板厚偏差等的鋼板形狀。關於該點，本案發明人等獲得以下知識見解：藉由將再結晶溫度以下之溫度區中的升溫速度控制在適宜範圍內，可實現減少前述混合組織中之強度差，且可維持適當之鋼板形狀。
[1]本發明一態樣之無方向性電磁鋼板，特徵在於：
其化學組成以質量%計含有：
C：0.0100%以下、
Si：2.6%以上且4.1%以下、
Mn：0.1%以上且3.0%以下、
P：0.15%以下、
S：0.0013%以下、
N：0.0050%以下、
Al：0.1%以上且2.0%以下、
Mg：0.0002%以上且0.0100%以下、
B：0.0001~0.0010%、
選自Sn及Sb中之1種以上：0~0.100%、
Cr：0~0.1%、
Ni：0~5.0%、
Cu：0~5.0%、
Ca：0~0.010%及
稀土族元素(REM)：0~0.010%，且剩餘部分由Fe及不純物所構成；
在前述無方向性電磁鋼板之平行於軋延面的截面中，粒徑為100µm以上之晶粒所構成之結晶組織A的面積率為1~30%；
前述結晶組織A以外之結晶組織即結晶組織B，其平均粒徑為40µm以下；且
前述結晶組織A之維氏硬度HvA與前述結晶組織B之維氏硬度HvB滿足下述式1。
(HvA
2+HvB
2)/2-(HvA+HvB)
2/4≦7.0 ・・・式1
[2]如上述[1]之無方向性電磁鋼板中，前述化學組成亦可含有選自於由以下所構成群組中之1種以上：
選自Sn及Sb中之1種以上：0.005~0.100%、
Cr：0.01~0.1%、
Ni：0.05~5.0%、
Cu：0.05~5.0%、
Ca：0.0010~0.0100%及
稀土族元素(REM)：0.0020~0.0100%以下。
[3]如上述[1]或[2]之無方向性電磁鋼板中，軋延方向之拉伸強度亦可為520MPa以上。
[4]如上述[1]至[3]中任一項之無方向性電磁鋼板中，板寬大致400mm左右之板厚偏差亦可為1µm以上且20µm以下。
[5]本發明一態樣之馬達鐵芯係積層有如上述[1]至[4]中任一項之無方向性電磁鋼板的馬達鐵芯。
[6]如上述[5]之馬達鐵芯，其結晶組織之平均粒徑亦可為60µm以上且200µm以下。
[7]本發明一態樣之無方向性電磁鋼板的製造方法，特徵在於具備以下步驟：
在1000~1200℃下加熱扁胚之後，實施熱軋延而製造熱軋鋼板之步驟，該扁胚具有如上述[1]記載之前述化學組成；
對前述熱軋鋼板實施熱軋板退火之步驟，該熱軋板退火係將最高到達溫度設為900~1150℃；
對前述熱軋板退火後之前述熱軋鋼板以軋縮率83%以上實施冷軋延或溫軋延而製造中間鋼板之步驟；及，
對前述中間鋼板實施精加工退火之步驟，該精加工退火係將最高到達溫度設為700~850℃，且從500℃至600℃之升溫過程中的升溫速度S1(℃/秒)滿足下述式2。
300≦S1≦1000 ・・・式2
[8]本發明一態樣之馬達鐵芯的製造方法，特徵在於具備以下步驟：
在1000~1200℃下加熱扁胚之後，實施熱軋延而製造熱軋鋼板之步驟，該扁胚具有如上述[1]記載之前述化學組成；
對前述熱軋鋼板實施熱軋板退火之步驟，該熱軋板退火係將最高到達溫度設為900~1150℃；
對前述熱軋板退火後之前述熱軋鋼板以軋縮率83%以上實施冷軋延或溫軋延而製造中間鋼板之步驟；
對前述中間鋼板實施精加工退火而獲得無方向性電磁鋼板之步驟，該精加工退火係將最高到達溫度設為700~850℃，且從500℃至600℃之升溫過程中的升溫速度S1(℃/秒)滿足下述式2；
將前述無方向性電磁鋼板沖裁成鐵芯形狀之步驟；及，
將沖裁後之無方向性電磁鋼板積層之步驟。
300≦S1≦1000 ・・・式2
[9]如上述[8]之馬達鐵芯的製造方法中，亦可進一步具備以下步驟：對於所積層之前述無方向性電磁鋼板，在含有氮為70體積%以上之氣體環境中，在750℃以上且900℃以下之溫度下實施追加熱處理。
發明效果
根據本發明，可提供一種無方向性電磁鋼板及馬達鐵芯、以及無方向性電磁鋼板的製造方法及馬達鐵芯的製造方法，該無方向性電磁鋼板在追加熱處理前具有高強度且追加熱處理後之磁特性優異，疲勞特性與沖裁後之真圓度優異，並且作為追加熱處理後之定子鐵芯之真圓度優異。
用以實施發明之形態
以下，詳細說明本發明一實施形態之無方向性電磁鋼板(本實施形態之無方向性電磁鋼板)及本實施形態之無方向性電磁鋼板的製造方法、以及馬達鐵芯與馬達鐵芯的製造方法。
另外，於本案說明書中，轉子鐵芯或定子鐵芯亦稱為馬達鐵芯。
[無方向性電磁鋼板]
本實施形態之無方向性電磁鋼板的化學組成含有以下元素。以下，關於元素之%意指「質量%」。
C：0.0100%以下
碳(C)會藉由碳化物之析出而具有提高強度的效果。然而，本實施形態之無方向性電磁鋼板中，高強度化主要藉由Si等取代型元素之固溶強化、及後述之控制結晶組織A與結晶組織B之比率來達成。因此，也可不為了高強度化而含有C。亦即，C含量之下限包含0%。不過通常無法避免會含有C，因此下限亦可設為大於0%。
另一方面，若C含量過高，不僅會析出碳化物，還會因固溶狀態之碳造成無方向性電磁鋼板之磁特性降低。而且，屬高Si鋼板之本實施形態之無方向性電磁鋼板的加工性會降低。因此，C含量為0.0100%以下。C含量宜為0.0050%以下，更宜為0.0030%以下。
Si：2.6%以上且4.1%以下
矽(Si)具有將鋼脫氧的效果。又，Si會提高鋼之電阻，減低(改善)無方向性電磁鋼板之鐵損。此外，相較於無方向性電磁鋼板所含有之Mn、Al、Ni等其他固溶強化元素，Si具有較高的固溶強化能力。因此，Si最會有效均衡兼顧高強度化及低鐵損化。若Si含量小於2.6%則無法獲得上述效果。因此，Si含量設為2.6%以上。
另一方面，若Si含量過高，製造性、尤其是熱軋鋼板之彎曲加工性會降低。又，如後述，藉由適當控制熱軋鋼板之粒徑，可抑制彎曲加工性降低。然而，若Si含量大於4.1%，冷加工性會降低。因此，Si含量為4.1%以下。Si含量宜為3.8%以下。
Mn：0.1~3.0%
錳(Mn)會提高鋼之電阻並減低鐵損。若Mn含量小於0.1%則無法獲得上述效果。而且，若Mn含量小於0.1%會微細生成Mn硫化物。微細的Mn硫化物會阻礙磁疇壁的移動、或者是阻礙製造步驟中之晶粒成長。此時，磁通密度會降低。因此，Mn含量設為0.1%以上。且宜為0.15%以上，較宜為0.4%以上。
另一方面，若Mn含量大於3.0%，容易產生沃斯田鐵變態，磁通密度會降低。因此，Mn含量為3.0%以下。且宜為2.0%以下，較宜為1.5%、1.3%或1.2%以下。
P：0.15%以下
磷(P)會藉由固溶強化而提高鋼之強度。然而，若P含量過高，P會偏析而造成鋼脆化。因此，P含量為0.15%以下。P含量宜為0.10%以下，較宜為0.07%以下。
S：0.0013%以下
硫(S)為不純物。S會形成MnS等硫化物。硫化物會妨礙磁疇壁移動，進一步會阻礙結晶粒成長而使磁特性降低。因此，S含量越低越好。尤其，若S含量大於0.0013%，磁特性會明顯降低。因此，S含量為0.0013%以下。S含量宜小於0.0013%，較宜為0.0012%以下，更宜為0.0010%以下。
N：0.0050%以下
氮(N)為不純物。N會使追加熱處理後之磁特性下降。因此，N含量為0.0050%以下。N含量宜為0.0040%以下。
Al：0.1~2.0%
鋁(Al)與Si同樣具有將鋼脫氧的效果。Al進一步會提高鋼之電阻，減低鐵損。若獲得該等效果，宜將Al含量設為0.1%以上。
然而，相較於Si，Al對鋼之高強度化並無幫助。而且，若Al含量過高，加工性會降低。因此，就算要含有，Al含量也要在2.0%以下。且宜為1.5%以下。
Mg：0.0002~0.0100%
詳細內容將於後說明，本實施形態之無方向性電磁鋼板包含結晶組織A與結晶組織B。結晶組織A係結晶粒徑為100µm以上之相對較大的晶粒所構成的區域，結晶組織B之結晶粒徑小於100µm，且結晶組織B之平均粒徑為40µm以下。
在如上述之較粗大的結晶粒徑之結晶組織A與結晶粒徑較結晶組織A小之結晶組織B的混合組織中，藉由一併微量含有Mg與B，可獲得縮小結晶組織A與B之硬度差的效果。進一步還可獲得提升從軋延方向起算45°方向之疲勞強度的效果。若Mg含量小於0.0002%便無法獲得上述效果。又，Mg含量大於0.0100%時難以獲得上述效果。從提升沖裁後之真圓度的觀點來看，Mg含量之下限值較宜為0.0003%，Mg含量之上限值較宜為0.0070%。
B：0.0001~0.0010%
在本發明之實施態樣中藉由一併微量含有B與Mg，可獲得縮小結晶組織A與B之硬度差的效果。進一步還可獲得提升從軋延方向起算45°方向之疲勞強度的效果。若B含量為0.0001%以上，便容易獲得上述效果而較佳。又，B含量大於0.0010%時難以獲得上述效果。從提升沖裁後之真圓度的觀點來看，B含量之下限值較宜為0.0002%，B含量之上限值較宜為0.0009%。
藉由微量含有Mg及B會縮小結晶組織A與B之硬度差的詳細理由尚不明確，但吾等認為微量的Mg與B會影響結晶組織中之回復、再結晶行為，而減少粒徑粗大之結晶組織A與結晶粒徑較該粗大粒徑更小之結晶組織B的硬度差。吾等進一步認為由於疲勞強度提升，因而強化了結晶組織A與結晶組織B之界面。
本實施形態之無方向性電磁鋼板的化學組成，基本係由上述元素及剩餘部分即Fe及不純物所構成。然而，視需求亦可取代一部分的Fe，在以下所示範圍內進一步含有1種以上的任意元素(Sn、Sb、Cr、Ni、Cu、Ca及/或REM)。該等任意元素並不一定需要含有，因此下限為0%。
所謂不純物係指在工業上製造無方向性電磁鋼板時，從作為原料之礦石、廢料或者從製造環境等混入者，且係指在不會對本實施形態之無方向性電磁鋼板造成不良影響的範圍內可容許者。
[關於任意元素]
選自於由Sn及Sb所構成群組中之1種以上：0~0.100%
錫(Sn)及銻(Sb)均為任意元素，亦可不含有。Sn及Sb會改善無方向性電磁鋼板之集合組織(例如，使有助於提升磁特性之方位的晶粒增加)而提高磁特性。欲穩定且有效獲得上述效果時，宜將選自於由Sn及Sb所構成群組中之1種以上的合計含量設為0.005%以上。
然而，若該等元素之合計含量大於0.100%，鋼會脆化。此時，鋼板會在製造中斷裂或產生結痂。因此，就算要含有，選自於由Sn及Sb所構成群組中之1種以上的合計含量也要在0.100%以下。
Cr：0~0.10%
鉻(Cr)為任意元素，亦可不含有。Cr會提高鋼之電阻。尤其，若一併含有Cr與Si，會較各自單獨含有Si、Cr的情況更提高鋼之電阻，可減低鐵損。Cr進一步會提高如本實施形態之無方向性電磁鋼板這類高Si鋼的製造性，還會提高耐蝕性。欲穩定且有效獲得上述效果時，宜將Cr含量設為0.01%以上。從提升真圓度之觀點來看，較宜將Cr含量設為0.02%以上。
然而，若Cr含量大於0.10%，該效果會飽和且成本提高。因此，就算要含有，Cr含量也要在0.10%以下。Cr含量宜為0.08%以下。從抑制飽和磁通密度降低之觀點來看，較宜將Cr含量設為0.07%以下。
Ni：0~5.0%
鎳(Ni)不會使飽和磁通密度降低且會將鋼固溶強化，還會提高鋼之電阻並減低鐵損。欲穩定且有效獲得上述效果時，宜將Ni含量設為0.05%以上。從高強度化之觀點來看，較宜將Ni含量設為0.06%以上。
然而，若Ni含量大於5.0%，成本會提高。因此，就算要含有，Ni含量也要在5.0%以下。Ni含量宜為2.0%以下。從抑制因過度高強度化所致之模具磨耗之觀點來看，較宜將Ni含量設為1.8%以下。
Cu：0~5.0%
銅(Cu)會藉由固溶強化來提高鋼之強度。而且，Cu還會藉由在500℃左右之溫度下實施時效處理，生成微細之Cu析出相而將鋼強化。欲穩定且有效獲得上述效果時，宜將Cu含量設為0.05%以上。
然而，若Cu含量大於5.0%，鋼會脆化。因此，就算要含有，Cu含量也要在5.0%以下。Cu含量宜為2.0%以下。Cu含量較宜為1.6%以下。
Ca：0~0.010%
稀土族元素(REM)：0~0.010%
鈣(Ca)及REM會在鋼中與S鍵結而將S固定。藉此，鋼之磁特性會提高。欲穩定且有效獲得上述效果時，宜將Ca含量設為0.001%以上或將REM含量設為0.002%以上。從提升磁特性之觀點來看，較宜將Ca含量設為0.002%以上並將REM含量設為0.003%以上。
另一方面，若Ca含量及REM含量各自大於0.010%，該效果會飽和且成本提高。因此，就算要含有，Ca含量也要在0.010%以下，REM含量要在0.010%以下。從成本之觀點來看，較宜將Ca含量設為0.009%以下並將REM含量設為0.009%以下。
本實施形態中之REM意指Sc、Y及鑭系元素(原子序號57號之La~71號之Lu)，REM含量意指該等元素之合計含量。
[無方向性電磁鋼板之平行於軋延面的截面中之微觀組織]
在上述無方向性電磁鋼板之平行於軋延面的截面中，微觀組織係由結晶組織A與結晶組織B所構成。另外，軋延面意指板狀之無方向性電磁鋼板的板面。
本實施形態中，結晶組織A係結晶粒徑為100µm以上之晶粒所構成的區域。另一方面，結晶組織B係前述結晶組織A以外之結晶組織，且結晶粒徑小於100µm。結晶組織B之晶粒的平均粒徑為40µm以下。
結晶組織A係會藉由進行徐加熱之追加熱處理而被蠶食消失的區域。當結晶組織A的面積率小於1%時，結晶組織B變得容易粗晶粒化，無方向性電磁鋼板之強度會降低。又，當結晶組織A的面積率大於30%時，以追加熱處理行晶粒成長後之磁特性會降低(劣化)。因此，結晶組織A的面積率為1~30%。結晶組織A的面積率之較佳下限為5%，較佳上限為20%。
在平行於軋延面的截面中，將結晶組織A的面積率設為1~30%時，結晶組織B的面積率為70~99%。由此，本實施形態之無方向性電磁鋼板的機械特性主要由結晶組織B來決定。
又，結晶組織B係藉由進行徐加熱之追加熱處理而發生晶粒成長的區域。
若結晶組織B之平均粒徑大於40µm，雖然追加熱處理前之磁特性會提升，但卻難以滿足追加熱處理前之強度特性(拉伸強度及/或疲勞強度)。
因此，在平行於軋延方向之截面中，結晶組織B之平均粒徑必須設為40µm以下。結晶組織B之平均粒徑的較佳上限為30µm，更宜為25µm。
又，從提升沖裁後之真圓度之觀點來看，包含結晶組織A與結晶組織B之結晶組織的平均結晶粒徑較宜大於40µm。
本實施形態中，在從軋延面起算1/4板厚之深度位置且平行於軋延面的截面中若形成如上述之組織即可。其原因在於：從軋延面起算1/4板厚之深度位置的組織為鋼板之代表性組織，其會大幅影響鋼板特性。
[結晶組織A的面積率及結晶組織B之平均粒徑的測定方法]
結晶組織A的面積率及結晶組織B之平均粒徑可藉由以下方法來測定。
藉由研磨等製作試樣，該試樣具有下述截面：從無方向性電磁鋼板之軋延面起算1/4板厚之深度位置且平行於軋延面的截面。對該試樣之研磨面(以下稱為觀察面)以電解研磨調整表面之後，實施利用了電子背向散射繞射法(EBSD)之結晶組織解析。
藉由EBSD解析，在觀察面中將結晶方位差為15°以上之邊界視為結晶晶界，並將該結晶晶界所包圍之各個區域視為一個晶粒，觀察包含10000個以上晶粒之區域(觀察區域)。在觀察區域中，令晶粒為圓等效面積時之直徑(圓等效直徑)定義為粒徑。亦即，粒徑意指圓等效直徑。
將粒徑為100µm以上之晶粒所構成的區域定義為結晶組織A，求算該區域相對於所測定之總面積的面積率。又，將直徑小於100µm之晶粒所構成的區域(亦即結晶組織A以外之組織)定義為結晶組織B，求算其平均結晶粒徑。藉由圖像解析可較簡單地實施該等測定。
[結晶組織A及結晶組織B之硬度]
本實施形態之無方向性電磁鋼板中，結晶組織A與結晶組織B之硬度進一步滿足式1。
(HvA
2+HvB
2)/2-(HvA+HvB)
2/4≦7.0 ・・・式1
在此，「HvA」為結晶組織A在試驗力(荷重)50g下的維氏硬度，「HvB」為結晶組織B在試驗力(荷重)50g下的維氏硬度。維氏硬度係依據JIS Z 2244(2009)來測定。
更具體而言，係在結晶組織A之區域內的至少20點以上述方法測定維氏硬度，將其平均值定義為結晶組織A之維氏硬度HvA。同樣地，在結晶組織B之區域內的至少20點以上述方法測定維氏硬度，將其平均值定義為結晶組織B之維氏硬度HvB。關於結晶組織A及結晶組織B之維氏硬度，係藉由研磨等來製作試樣並供於測定，該試樣係與實施利用了電子背向散射繞射法(EBSD)之結晶組織解析的試料同樣具有下述截面：從無方向性電磁鋼板之軋延面起算1/4板厚之深度位置且平行於軋延面的截面。
[關於微觀組織之規定]
本實施形態之無方向性電磁鋼板中，關於平行於軋延面的截面中之微觀組織，係如上述般控制成使「結晶組織A」、「結晶組織B」以及「該等結晶組織之硬度之關係式1」為預定範圍。以下，說明該等特徵。在以下說明中，關於詳細內容尚有未究明之部分，其機制中有一部分為推測，此點合先敘明。
本實施形態之「結晶組織A」於光學顯微鏡之觀察下，一般而言係與未被「再結晶晶粒」蠶食的區域，即「未再結晶組織」沒有太大的差異。然而，該結晶組織A會藉由精加工退火而充分回復，變得非常軟質。因此，其與一般的「未再結晶組織」不同。又，若以藉由EBSD所得之蓄積應變量(例如IQ值)來進行評估，比起未再結晶組織，該結晶組織A反而較接近再結晶組織。
因此，本實施形態中，「結晶組織A」係與一般的未再結晶組織區分開來定義。具體而言，係藉由利用了電子背向散射繞射法(EBSD)之結晶組織解析，令結晶方位差為15°以上之邊界所包圍的區域之面積為圓等效面積，將此時之直徑(圓等效直徑)為100µm以上的區域定義為結晶組織A。
本實施形態中之「結晶組織B」係類似「再結晶組織」的區域，該「再結晶組織」係藉由成核從加工組織生成方位差較基質大之結晶並成長後者。然而，本實施形態中之結晶組織B亦包含未被再結晶晶粒蠶食的區域。因此，本實施形態中之「結晶組織B」係與單純的「再結晶組織」區分開來定義。具體而言，係藉由利用了電子背向散射繞射法(EBSD)之結晶組織解析，令結晶方位差為15°以上之邊界所包圍的區域之面積為圓等效面積，將此時之直徑(圓等效直徑)小於100µm的區域(亦即結晶組織A以外之組織)定義為結晶組織B。
本實施形態之無方向性電磁鋼板之特徵在於：「結晶組織A」之硬度與「結晶組織B」之硬度的差值為預定值以下(亦即滿足式1)。
若成為(HvA
2+HvB
2)/2-(HvA+HvB)
2/4＞7.0，疲勞特性及沖裁後之真圓度會降低。式1係結晶組織A與結晶組織B之硬度關係，兩者之硬度差越小，式1之值就越小。結晶組織A與結晶組織B之間硬度差越小，在累積了負荷(疲勞)時不易產生結晶組織間之界面中的斷裂等，疲勞強度會提升。尤其，在具有較粗大的結晶粒徑之結晶組織A與結晶粒徑較結晶組織A小之結晶組織B的混合組織之鋼板中，從軋延方向起算45°方向之疲勞強度會提升。又，在沖裁時若結晶組織間之硬度差大，於沖裁端面形成之塌邊及毛邊容易變得不均一，而會導致真圓度降低。當式1之值為7.0以下時可獲得充分的疲勞強度，沖裁後之真圓度優異。
另一方面，關於(HvA
2+HvB
2)/2-(HvA+HvB)
2/4，其下限值並無特別限定，理論上可為0但現實上有困難，因此亦可將該下限值設為0.1以上。
又，本實施形態之無方向性電磁鋼板在粒徑分佈上亦具有特徵。從上述規定來思考則明顯可知：結晶組織A係由粒徑100µm以上的晶粒所構成且最多存在30%；扣除結晶組織A後的結晶組織B，其平均粒徑為40µm以下非常地小。該情況意味著在微觀組織中幾乎不存在50~90µm左右之中間尺寸的晶粒。亦即，本實施形態之無方向性電磁鋼板中，結晶粒徑分佈為所謂的混粒。
譬如，若粒徑分佈為一般的常態分佈的話，在晶粒成長達到存在粒徑100µm之結晶組織中，也會存在較多的數10µm之晶粒，平均粒徑會是50µm左右。
本實施形態無方向性電磁鋼板以預定比率混合存在結晶組織A及結晶組織B，且硬度之關係(差值)滿足式1；就本實施形態無方向性電磁鋼板而言，在不實施追加熱處理就加以利用的情況下(假設用作轉子用胚材時)具有優異強度(拉伸強度與疲勞強度)及磁特性，且沖裁後之真圓度優異。另一方面，在實施追加熱處理後加以利用的情況下(假設用作定子用胚材時)，在藉由追加熱處理使晶粒成長後，鐵損會改善且會抑制真圓度降低及磁通密度降低。
[關於式A]
上述無方向性電磁鋼板中，係將實施追加熱處理前之無方向性電磁鋼板的磁通密度定義為BA(T)。而且，將實施追加熱處理後之無方向性電磁鋼板的磁通密度定義為BB(T)，該追加熱處理係令加熱速度為100℃/小時，令最高到達溫度為800℃及令在氮氣環境下在800℃之維持時間為2小時。此時，本實施形態之無方向性電磁鋼板中，磁通密度BA與BB宜滿足以下式A。
BB/BA≧0.990 ・・・式A
BB/BA宜為0.994以上。BB/BA之上限並無特別限定，不會因追加熱處理造成特性劣化(亦即，BB/BA=1.000)這點亦為目標之基準。不過，藉由追加熱處理，有時對磁特性有益之方位也會優先成長，結果BB/BA會大於1.000。但是即使如此，BB/BA也幾乎不會大於1.025。
(關於追加熱處理條件)
如上述之加熱速度、最高到達溫度及維持時間為追加熱處理條件的一例。該條件係採用作為目前實用上所實施之弛力退火的條件被認為具代表性之值。不過，本實施形態之無方向性電磁鋼板中，藉由追加熱處理來抑制真圓度降低及磁通密度降低，就該效果而言，在含有氮為70體積%以上之氣體環境中令最高到達溫度為750~900℃之範圍內所獲得之效果是優於該範圍外者，故較佳。
在此，氣體環境中之氮比率小於70體積%時，會因殘留的氧而產生鋼板的氧化，有時無法獲得所欲磁特性。又，在使用氧以外之混入物(例如氬或氦)時成本會提高，故不佳。氣體環境中之氮比率較宜為80體積%以上，更宜為90體積%~100體積%，尤其宜為97體積%~100體積%。另外，氮之外之環境氣體並無特別規定，一般可使用由氫、二氧化碳、一氧化碳、水蒸氣及甲烷等所構成之還原性混合氣體。為了獲得該等氣體，一般係採用使丙烷氣體或天然氣燃燒而獲得之方法。
又，最高到達溫度低於750℃時，在追加熱處理後有時無法獲得優異磁特性。又，應變被釋放的情形有時會變得不均一，導致真圓度降低。另一方面，最高到達溫度高於900℃時，絕緣被膜之密著性有時會降低。又，晶粒成長過度進行，磁滯損失降低但渦電流損耗增加，因此總鐵損有時反而增加。進一步在冷卻過程中真圓度恐會降低。最高到達溫度宜為775℃以上且850℃以下。
關於加熱速度及維持時間，不限於上述值，亦可在某程度的廣範圍內確認。
若相較於進行高溫短時間之熱處理來使晶粒成長之精加工退火，在追加熱處理中一般係以低速來加熱，利用較低溫且長時間的熱處理來使晶粒成長。
一般的精加工退火係以10℃/秒(36000℃/小時)左右之加熱速度來實施，因此可提出該程度之溫度作為追加熱處理之加熱速度上限。然而，若考慮一般的鐵芯之弛力退火，則難以以所述高速來加熱。又，當加熱速度過快時也會有加熱不均勻的疑慮。因此，追加熱處理之加熱速度宜為例如500℃/小時以下。
另一方面，在太低速之加熱速度下，難以展現如後述之本實施形態之無方向性電磁鋼板特有的晶粒成長行為。因此，追加熱處理之加熱速度下限為30℃/小時。
關於追加熱處理中之最高到達溫度及維持時間，考慮一般之弛力退火條件，最高到達溫度為750~850℃，以及在750℃以上之維持時間為0.5~100小時。
本實施形態中，藉由控制結晶組織A及結晶組織B之比率、結晶組織B之平均粒徑、結晶組織A與結晶組織B之硬度之關係(差值)，可抑制藉由追加熱處理使晶粒成長時之真圓度降低及磁通密度降低，其理由尚不明確但可推測如下。
本實施形態之無方向性電磁鋼板具備「結晶組織A」與「結晶組織B」之混合組織，且「結晶組織A」之硬度與「結晶組織B」之硬度的差值為預定值以下(亦即滿足式1)。換言之，在結晶組織間之界面的硬度差小。其結果，追加熱處理中之釋放應變就容易均一進行，可認為追加熱處理後之真圓度會提升。又，疲勞強度之提升暗示著界面強度亦提高。該等變化會導致追加熱處理時之界面移動率的變化，可推測透過追加熱處理時晶粒成長行為的變化而抑制了磁特性的降低。又，在混合組織中，雖然在沖裁時於端面形成之塌邊或毛邊的不均一性會變得明顯，但本實施形態之無方向性電磁鋼板中，在結晶組織間之界面的硬度差小，在沖裁時於端面形成之塌邊或毛邊的不均一性減少。追加熱處理後之真圓度降低可認為是從包含有機成分之絕緣被膜其放洩氣體之不均一性所致；透過減少端面之塌邊或毛邊的不均一性，可認為會消除氣體放洩之不均一性，進而會提升真圓度。又，界面中之硬度差的變化會導致追加熱處理時界面移動率的變化，可推測透過追加熱處理時晶粒成長行為的變化而抑制了磁通密度的降低。
[無方向性電磁鋼板之軋延方向的拉伸強度]
本發明之無方向性電磁鋼板，其軋延方向的拉伸強度為520MPa以上。若拉伸強度小於520MPa，就轉子等用途而言無法獲得充分強度。由於已知用以提高拉伸強度之化學組成，故加以適當調整即可。另外，拉伸強度TS(MPa)係依據JIS Z 2241(2011)，於常溫下在大氣中實施拉伸試驗來求算。在此，已知若非具有較拉伸試驗片之平行部寬度極端地短的平行部長度之試驗片，則拉伸強度TS幾乎不會被試驗片尺寸影響。因此，亦可從轉子採取小型拉伸試驗片來進行評估。在構成轉子之無方向性電磁鋼板中，可藉由以後述冷軋延或溫軋延形成於鋼板表面之紋樣來判別軋延方向。
[複合絕緣被膜]
本實施態樣之無方向性電磁鋼板的表面具備有機與無機之複合絕緣被膜。為了確保良好的沖裁性而會含有樹脂(有機成分)，另一方面，考慮在追加熱處理等的耐熱性等而會含有無機成分。
在此，所謂複合絕緣被膜係以譬如鉻酸金屬鹽、磷酸金屬鹽或膠質氧化矽、Zr化合物、Ti化合物等無機物中之至少任一者為主體，且分散有微細有機樹脂粒子的絕緣被膜。尤其，從近年需求逐漸高漲之減低製造時的環境負荷之觀點來看，宜採用將以下用作起始物質的絕緣被膜：磷酸金屬鹽、Zr或Ti之耦合劑、或者是該等之碳酸鹽或銨鹽。有機成分例如為一般的丙烯酸系、丙烯酸苯乙烯系、丙烯酸矽系、矽系、聚酯系、環氧系、氟系之樹脂。
[板厚偏差]
就本實施態樣之無方向性電磁鋼板而言，板寬大致400mm左右之板厚偏差為1µm以上且20µm以下。在追加熱處理中會從複合絕緣被膜所含之有機成分產生氣體。若板厚偏差大於20µm，沖裁時於端面形成之塌邊或毛邊的不均一性會很明顯，在所積層之鋼板之間的氣體放洩容易變得不均一，進而促使鐵芯變形。又，在積層鐵芯時之疊片厚度會變得不均一而導致馬達的生產性降低。另一方面，若板厚偏差小於1µm，氣體放洩會受到限制，故有時會促使追加熱處理後之鐵芯膨脹，亦即促使鐵芯變形。從抑制追加熱處理後之鐵芯變形及改善疊片厚度之不均一性之觀點來看，板寬大致400mm左右之板厚偏差宜為10µm以下，更宜為9µm以下。由於在追加熱處理後恐會透過塌邊或毛邊而在積層鋼板之間傳導，因此，從獲得下述效果之觀點，即抑制鐵芯變形且減少塌邊或毛邊來提升馬達性能的觀點來看，大致400mm左右宜為8µm以下。
無方向性電磁鋼板之板厚偏差，係使用外徑測微器(JIS B 7502(2016))測定精加工退火後之無方向性電磁鋼板，從所得之板厚來求算。若為寬度412mm以上之鋼帶時，在長邊方向的相同位置上沿寬度方向按100mm之間隔測定5點。板厚偏差定為該等5點之板厚的最大值與最小值之差。由於寬度方向之兩端部附近係會受到切割加工等影響之非穩態部，因此板厚測定位置定作：距離寬度方向之兩端為6mm以上之位置。若為寬度小於412mm之鋼帶時，係在長邊方向的相同位置上測定共計4點，該等4點為從寬度方向之兩端各自向內6mm之2點、與將該2點之間的距離分成3等分之內分點(2點)。此時之板厚偏差定為該等4點之板厚的最大值與最小值之差。利用從鋼帶剪切而成之鋼板來評估板厚偏差時，為了避免由剪切加工所致之影響，係在距離長邊方向之剪切位置為6mm以上的位置測定板厚。寬度方向之測定位置、測定處係與鋼帶的情況相同。在本實施態樣中，所謂的板寬為大致400mm係指下限值可為350mm，宜為360mm。
另外，為了獲得如上述之板厚偏差，在控制冷軋延、溫軋延或精加工退火時之張力等以外，還宜藉由切割加工時之條件設定來達成。
又，本實施形態之無方向性電磁鋼板可藉由沖裁成適合馬達鐵芯之形狀並積層，而製成馬達鐵芯。該馬達鐵芯適宜用作轉子鐵芯。
又，本實施形態之無方向性電磁鋼板亦可藉由沖裁成適合馬達鐵芯之形狀並積層後，施行上述追加熱處理而製成馬達鐵芯。該馬達鐵芯適宜用作定子鐵芯。
又，在該馬達鐵芯中，結晶組織之平均粒徑可為60µm以上且200µm以下。藉此，可獲得減低鐵損且提升作為馬達之效率的效果。該馬達鐵芯中之結晶組織係與追加熱處理之前不同，並非混粒。因此，結晶組織可從光學顯微鏡照片進行測定，例如使用以50倍之倍率拍攝之照片即可。作為具體的測定方法，令結晶組織之平均粒徑為D時，D係透過以下來求算：在平行於鋼板之軋延方向的板厚垂直截面，藉由光學顯微鏡獲得組織照片，在所述組織照片中，在板厚中心及2處的1/4厚度位置上，各自畫出平行於板面之5mm的線，以與該各線交叉之晶界的合計數量除15mm，所得數值定為L，此時以D=1.12L來求算。係數1.12係從藉由切割法所得之平均切片長度L換算成標稱粒徑時的係數來設定。
[無方向性電磁鋼板的製造方法]
說明上述無方向性電磁鋼板的製造方法。以下說明之製造方法為本實施形態之無方向性電磁鋼板的製造方法的一例。因此，本實施形態之無方向性電磁鋼板亦可藉由以下說明之製造方法以外的製造方法來製造。
本實施形態之無方向性電磁鋼板的製造方法具備以下步驟：將扁胚進行熱軋延而製造熱軋鋼板之步驟(熱軋延步驟)、對熱軋鋼板實施退火(熱軋板退火)之步驟(熱軋板退火步驟)、對熱軋板退火後之熱軋鋼板實施冷軋延或溫軋延而製造中間鋼板之步驟(冷軋延步驟或溫軋延步驟)、及對中間鋼板實施精加工退火之步驟(精加工退火步驟)。以下，說明各步驟。
[熱軋延步驟]
在熱軋步驟中，係將扁胚進行熱軋延而製造熱軋鋼板。
扁胚係以周知方法製造。譬如係以轉爐或電爐等製造熔鋼。對於所製造之熔鋼以脫氣設備等進行二次精煉，製成具有上述化學組成之熔鋼。然後使用熔鋼藉由連續鑄造法或造塊法來鑄造扁胚。亦可將所鑄造之扁胚進行分塊軋延。
扁胚之化學組成以質量%計宜含有：
C：0.0100%以下、
Si：2.6%以上且4.1%以下、
Mn：0.1%以上且3.0%以下、
P：0.15%以下、
S：0.0013%以下、
N：0.0050%以下、
Al：0.1%以上且2.0%以下、
Mg：0.0002%以上且0.0100%以下、
B：0.0001~0.0010%、
選自Sn及Sb中之1種以上：0~0.100%、
Cr：0~0.1%、
Ni：0~5.0%、
Cu：0~5.0%、
Ca：0~0.010%及
稀土族元素(REM)：0~0.010%，且剩餘部分由Fe及不純物所構成。
又，扁胚之化學組成較宜含有選自於由以下所構成群組中之1種以上：
選自Sn及Sb中之1種以上：0.005~0.100%、
Cr：0.01~0.1%、
Ni：0.05~5.0%、
Cu：0.05~5.0%、
Ca：0.0010~0.0100%及
稀土族元素(REM)：0.0020~0.0100%以下。
對於以上步驟所準備之扁胚，實施熱軋延。熱軋延步驟中之扁胚的較佳加熱溫度為1000~1200℃。若扁胚之加熱溫度高於1200℃，在熱軋延前之扁胚中晶粒會粗大化。如本實施形態之無方向性電磁鋼板的化學組成這般高Si含量之鋼板，其組織從扁胚之階段起為肥粒鐵單相。又，在熱軋延步驟中之熱歷程中，組織不會變態。因此，若扁胚之加熱溫度過高，晶粒容易粗大化而在熱軋延後容易殘留粗大的加工組織(扁平組織)。粗大的扁平組織難以在熱軋延步驟的下一個步驟即熱軋板退火步驟中難以透過再結晶而消失。熱軋板退火組織中若殘存粗大的扁平組織，即使後續步驟再適切，仍無法獲得本實施形態之無方向性電磁鋼板所要求之組織。因此，扁胚之加熱溫度上限為1200℃。
另一方面，若扁胚之加熱溫度過低，扁胚之加工性會降低，進而在一般熱軋設備中之生產性降低。因此，扁胚之加熱溫度下限為1000℃。
扁胚加熱溫度之較佳上限為1180℃，更佳為1160℃。扁胚加熱溫度之較佳下限為1050℃，更佳為1100℃。
關於熱軋延條件，以公知條件進行即可。
[熱軋板退火步驟]
在熱軋板退火步驟中，對於熱軋延步驟所製造之熱軋鋼板，實施退火(熱軋板退火)。對磁特性會造成不良影響之{111}係從冷軋延前之晶界附近成長，因此藉由熱軋板退火使冷軋延前之組織為粗晶粒之再結晶組織，藉此減少晶界，可抑制{111}的成長。
最高到達溫度Tmax：900~1150℃
熱軋板退火中之最高到達溫度Tmax設為900~1150℃。若最高到達溫度Tmax過低，熱軋板退火後(冷軋延前)之組織會成為細晶粒或未再結晶，最終製品之磁特性會劣化。另一方面，若最高到達溫度Tmax過高，再結晶晶粒組織會變得過度粗大而容易在後續步驟中破裂斷裂，產率會明顯降低。熱軋板退火之熱處理時間並無特別限定。熱處理時間譬如為20秒~4分鐘。另外，在熱軋板退火之前或之後亦可具有公知酸洗步驟，藉由酸洗去除於鋼板表面生成之氧化層。
[冷軋延或溫軋延步驟]
對熱軋板退火步驟後之熱軋鋼板實施冷軋延或溫軋延。在此，所謂的溫軋延意指對於加熱至150~600℃後之熱軋鋼板實施軋延的步驟。
冷軋延或溫軋延中之軋縮率宜為83%以上。在此，軋縮率(%)係以下式來定義。
軋縮率(%)=(1-最後的冷軋延或溫軋延後之中間鋼板的板厚/最初的冷軋延或溫軋延開始前之熱軋鋼板的板厚)×100
若軋縮率小於83%，下一個步驟之精加工退火步驟所需之再結晶核的量會不足。此時，會難以適當控制結晶組織A之分散狀態。若軋縮率為83%以上，則可確保充分之量的再結晶核。可認為其原因在於：藉由在冷軋延或溫軋延中導入充分的應變，再結晶核便會分散及增加。藉由以上步驟製造出中間鋼板。
[精加工退火步驟]
對於藉由冷軋延或溫軋延步驟製造之中間鋼板實施精加工退火。精加工退火之條件如以下。
最高到達溫度(退火溫度)：700~850℃
當精加工退火時之最高到達溫度低於700℃時，再結晶不會充分進行。此時，無方向性電磁鋼板之磁特性會降低。而且，當藉由連續退火來實施精加工退火時，無法充分獲得矯正無方向性電磁鋼板之板形狀的效果。另一方面，若精加工退火時之最高到達溫度高於850℃，結晶組織A的面積率會小於1%，無方向性電磁鋼板之強度會降低。另外，從提升追加熱處理前之強度、疲勞特性、真圓度、以及追加熱處理後之磁特性、真圓度之觀點來看，精加工退火時之最高到達溫度低於850℃較佳。
從不使生產性降低並充分加熱以獲得所欲組織之觀點來看，在最高到達溫度下之均熱時間宜為1~50秒。
從500℃至600℃之升溫過程中的升溫速度S1(℃/秒)滿足下述式2。
300≦S1≦1000 ・・・式2
為了達成所欲機械特性(高強度)，設定了上述最高到達溫度。到達該最高到達溫度為止中，盡快通過Fe原子會移動的溫度區域，便容易獲得具有所欲機械特性(高強度)之結晶組織。若升溫速度小於300℃/秒，有時無法獲得所欲機械特性(高強度)。另一方面，若升溫速度大於1000℃/秒，有時難以控制最高到達溫度。因此，將升溫速度S1(℃/秒)規定成滿足式2。
應用升溫速度S1之溫度範圍定為從500℃至600℃。其原因在於：有時會有升溫速度S1高，難以控制最高到達溫度的情況。
又，從室溫至500℃之升溫過程中的升溫速度S2較宜設為100℃/秒以上且300℃/秒以下。藉此會有提升沖裁後之真圓度及追加熱處理後之真圓度的效果。
又，從600℃至最高到達溫度之升溫過程中的升溫速度S3較宜設為20℃/秒以上且100℃/秒以下。藉此會有提升沖裁後之真圓度及追加熱處理後之真圓度的效果。
藉由以上步驟，製造出本實施形態之無方向性電磁鋼板。另外，上述製造方法中，係在熱軋板退火步驟後以1次的冷軋延或溫軋延步驟將無方向性電磁鋼板之板厚做成最終板厚。
[複合絕緣皮膜形成步驟]
為了減低積層狀態下之鐵損，上述製造方法亦可進一步實施以下步驟：對精加工退火步驟後之無方向性電磁鋼板的表面形成含有樹脂(有機成分)之有機-無機複合的絕緣被膜之步驟(複合絕緣皮膜形成步驟)。複合絕緣被膜形成步驟以周知方法實施即足夠。
所謂複合絕緣被膜係以譬如鉻酸金屬鹽、磷酸金屬鹽或膠質氧化矽、Zr化合物、Ti化合物等無機物中之至少任一者為主體，且分散有微細有機樹脂粒子的絕緣被膜。尤其，從近年需求逐漸高漲之減低製造時的環境負荷之觀點來看，宜採用將以下用作起始物質的絕緣被膜：磷酸金屬鹽、Zr或Ti之耦合劑、或者是該等之碳酸鹽或銨鹽。有機成分例如為一般的丙烯酸系、丙烯酸苯乙烯系、丙烯酸矽系、矽系、聚酯系、環氧系、氟系之樹脂。亦可施予會藉由加熱及/或加壓發揮接著能力之絕緣塗層。具有接著能力之絕緣塗層譬如係丙烯酸系、酚系、環氧系、三聚氰胺系之樹脂。
[馬達鐵芯的製造方法]
針對馬達鐵芯的製造方法加以說明。本實施形態之馬達鐵芯的製造方法包含以下步驟：將預定之無方向性電磁鋼板沖裁成鐵芯形狀並積層後，實施預定之追加熱處理。
以下，說明預定條件。
為了製造馬達鐵芯而使用之無方向性電磁鋼板，係具有預定拉伸強度、結晶組織、板厚偏差及複合絕緣被膜之無方向性電磁鋼板，並且可使用上述本發明一實施形態之無方向性電磁鋼板。
另外，為了製造馬達鐵芯而使用之無方向性電磁鋼板亦可在供給至下述沖裁步驟之前，藉由切割加工來加工成預定板寬。具體而言，係從出貨後之卷狀狀態的寬度較寬之無方向性電磁鋼板持續捲出無方向性電磁鋼板，藉由配置於其下游側之旋轉的圓盤狀刀具連續裁切，藉此分成複數個預定板寬的卷料並加以捲取。此時，為了確保板寬之精度及預定之板厚偏差，會以墊件壓住無方向性電磁鋼板等來賦予張力。
[沖裁步驟]
首先，將本實施形態之電磁鋼板沖裁成所欲之鐵芯形狀，視積層片數等製作出所欲片數之沖裁構件。為了確認本實施形態之追加熱處理後之沖裁部的真圓度，沖裁部的形狀亦可設為真圓。沖裁電磁鋼板來製作沖裁構件的方法並無特別限定，可採用迄今公知之任何方法。
[積層步驟]
藉由將在沖裁步驟中製作之沖裁構件積層，可獲得馬達鐵芯。具體而言，係將沖裁成所欲形狀後之構件組合所欲之片數，以使沖裁部對齊重疊之方式將其積層。
另外，固定所積層之沖裁構件的方法無特別限定，可採用迄今公知之任何方法。例如，亦可於沖裁構件上塗佈公知接著劑形成接著劑層，透過接著劑層來加以固定。又，亦可應用歛縫加工，以機械方式將形成於各沖裁構件的凹凸部相互嵌合來加以固定。
藉由對無方向性電磁鋼板實施上述沖裁步驟及積層步驟，可獲得馬達鐵芯。此馬達鐵芯由於真圓度良好，故適合用作轉子鐵芯。
[追加熱處理步驟]
追加熱處理可使用上述本發明一實施形態之無方向性電磁鋼板所需之追加熱處理。亦即，本實施形態之馬達鐵芯宜於積層沖裁構件後，在含有氮為70體積%以上之氣體環境中，在最高到達溫度：750℃~900℃下施行追加熱處理。加熱速度可為30℃/小時~500℃/小時，在750℃以上之維持時間可為0.5小時~100小時。藉由進行該追加熱處理，馬達鐵芯會均一釋放不需要之應變，沖裁部之真圓度會提升，又，會改善鐵損並且會抑制磁通密度降低。
藉由對無方向性電磁鋼板實施上述沖裁步驟、積層步驟及追加熱處理步驟，可獲得馬達鐵芯。該馬達鐵芯由於真圓度及磁特性良好，故適合用作定子鐵芯。
另外，上述實施形態之各要素當然可彼此組合。
實施例
(實施例1)
以下，藉由實施例更具體說明本發明之態樣。該等實施例為用以確認本發明效果之一例，並未限定本發明。
[製造步驟]
準備具有表1所示化學組成之各扁胚。
[表1]
對於具有表1所記載之成分(剩餘部分為Fe及不純物)的各扁胚，以表2-1及表2-2所示之各扁胚加熱溫度加熱並實施熱軋延，製造出板厚2.2mm之各熱軋鋼板。熱軋延時之精加工溫度FT(℃)為890~920℃、及捲取溫度CT(℃)為580~650℃。
[表2-1]
[表2-2]
對所製造之各熱軋鋼板實施熱軋板退火。熱軋板退火中，在任一個試驗編號中，最高到達溫度皆為900℃且維持時間皆為2分鐘。
對於熱軋板退火後之熱軋鋼板在酸洗後實施冷軋延，製造出中間鋼板。在任一個試驗編號中，冷軋延時之軋縮率皆為89%。藉由以上之步驟製造出板厚0.25mm之中間鋼板(冷軋鋼板)。
對於中間鋼板實施精加工退火。精加工退火中之最高到達溫度及從500℃至600℃之升溫過程的升溫速度(加熱速度)如表2-1及表2-2所示。又，任一個試驗編號之維持時間皆為20秒。
對於精加工退火後之無方向性電磁鋼板塗覆含有磷酸系無機物與環氧系有機物之周知絕緣被膜。藉由以上步驟，製造出各試驗編號之無方向性電磁鋼板。分析精加工退火後之無方向性電磁鋼板，結果，化學組成係如表1。
[評估試驗]
對於所製造之各試驗編號之無方向性電磁鋼板實施以下評估試驗。
[板厚偏差]
針對各試驗編號之精加工退火後之無方向性電磁鋼板求算板厚偏差。任一個試驗編號之板寬皆為416mm，在長邊方向的相同位置上從距離寬度方向之兩端部8mm之位置起以100mm之間隔測定5點之板厚，將最大值與最小值之差定為板厚偏差。板厚係在剪切成鋼板之後才測定，為了避免剪切加工之影響而定為在長邊方向上距離剪切位置8mm之位置。
[針對精加工退火後之無方向性電磁鋼板的評估試驗]
[結晶組織測定試驗]
採取各試驗編號之精加工退火後之無方向性電磁鋼板的包含平行於軋延面之截面的試樣。上述截面定為從表面起往板厚方向1/4板厚之深度位置上的截面。令相當於該截面之試樣表面為觀察面。
對試樣之觀察面以電解研磨調整表面後，實施利用有電子背向散射繞射法(EBSD)之結晶組織解析。藉由EBSD解析，在觀察面中將結晶方位差為15°以上之邊界視為結晶晶界，並將上述結晶晶界所包圍之各個區域判斷為一個晶粒，將包含10000個以上晶粒之區域(觀察區域)當作觀察對象。在觀察區域中將圓的直徑(圓等效直徑)定義為各晶粒之粒徑，該圓為具有與各晶粒之面積同等的面積者。
將粒徑為100µm以上之晶粒所構成的區域定義為結晶組織A，求算其面積率(%)。又，將直徑小於100µm之晶粒所構成的區域定義為結晶組織B，求算其平均結晶粒徑(µm)。該等測定係藉由觀察區域之圖像解析來求算。
[結晶組織之硬度]
在結晶組織A之區域內的任意20點實施依據JIS Z 2244(2009)之維氏硬度試驗。試驗力(荷重)設為50g。令所得維氏硬度之平均值為結晶組織A之硬度HvA。
同樣在結晶組織B之區域內的任意20點實施依據JIS Z 2244(2009)之維氏硬度試驗。試驗力(荷重)設為50g。令所得維氏硬度之平均值為結晶組織B之硬度HvB。
從上述硬度HvA及HvB計算下述式1之值，並確認是否為7.0以下。
(HvA
2+HvB
2)/2-(HvA+HvB)
2/4 ・・・式1
[拉伸試驗]
從各試驗編號之無方向性電磁鋼板製作出JIS Z 2241(2011)所規定之JIS5號拉伸試驗片。各拉伸試驗片之平行部平行於無方向性電磁鋼板之軋延方向。使用製作之拉伸試驗片，依據JIS Z 2241(2011)在常溫下大氣中實施拉伸試驗，求算拉伸強度TS(MPa)。
[疲勞試驗]
疲勞強度可藉由JIS Z 2273(1978)所規定之疲勞試驗來求算。在此，係使用油壓伺服疲勞試驗機(島津製作所製，荷重容量10kN)，於室溫、大氣環境中在荷重控制、應力比0.1、重複速度20Hz之條件下實施藉由脈動拉伸進行之疲勞試驗。在未斷裂的情況下，中止試驗之重複次數設為10
7次並將未斷裂之最大應力定為疲勞強度(MPa)。本發明中，若疲勞強度為450MPa以上便判斷為具有優異疲勞強度。在此，試驗片長度設為180mm，把持部之寬度設為30mm，以R40縮減寬度，平行部之寬度設為10mm，平行部之長度設為20mm。並且，係以試驗片之長邊方向與從軋延方向起算45°之方向一致的方式進行採取。
[追加熱處理前之真圓度]
在25t連續順送壓製機中，在250行程/分鐘之沖裁速度下以真圓模具從各試驗編號之無方向性電磁鋼板沖裁成外徑79.5mm之轉子，並歛合成層疊60片之鐵芯。測定所沖裁之轉子鐵芯的圓周部外徑，令其最大值與最小值之比為真圓度，根據以下基準評估真圓度。
極優：真圓度為0.9999以上且1以下
優：真圓度大於0.9998且小於0.9999
佳：真圓度大於0.9997且0.9998以下
劣：真圓度小於0.9997
[追加熱處理前之無方向性電磁鋼板的磁特性評估試驗]
準備愛普斯坦試驗片，該等試驗片係依據JIS C 2550-1(2011)從各試驗編號之無方向性電磁鋼板沿軋延方向(L方向)及軋延直角方向(C方向)分別切出者。對於愛普斯坦試驗片實施依據JIS C 2550-1(2011)及2550-3(2011)之電磁鋼帶試驗方法，求算磁特性(磁通密度B
50及鐵損W
10/400)。將追加熱處理前之藉由本試驗獲得之磁通密度B
50定義為磁通密度BA(T)。
[追加熱處理後之無方向性電磁鋼板的磁特性評估試驗]
準備愛普斯坦試驗片，該等試驗片係依據JIS C 2550-1(2011)從各試驗編號之無方向性電磁鋼板沿軋延方向(L方向)及軋延直角方向(C方向)分別切出者。在氮氣環境中，令加熱速度為100℃/小時，最高到達溫度設為800℃，在最高到達溫度800℃之維持時間設為2小時，對愛普斯坦試驗片實施了追加熱處理。
依據JIS C 2550-1(2011)及2550-3(2011)，對於追加熱處理後之愛普斯坦試驗片求算磁特性(磁通密度B
50及鐵損W
10/400)。將追加熱處理後之藉由本試驗獲得之磁通密度B
50定義為磁通密度BB(T)。
[追加熱處理後之真圓度]
在25t連續順送壓製機中，在250行程/分鐘之沖裁速度下以內徑80.0mm、外徑100mm之皆為真圓的模具從各試驗編號之無方向性電磁鋼板進行沖裁，並歛合成層疊60片之鐵芯。所得之環狀鐵芯係模擬馬達中之定子鐵芯，內周部之真圓度可當作與轉子鐵芯之空隙精度的指標。在氮氣環境中對上述之環狀鐵芯實施了追加熱處理，該追加熱處理係令加熱速度為100℃/小時，最高到達溫度設為800℃，在最高到達溫度800℃之維持時間設為2小時。測定追加熱處理後之內周部直徑，令其最大值與最小值之比為真圓度，根據以下基準評估真圓度。
極優：真圓度為0.9999以上且1以下
優：真圓度大於0.9998且小於0.9999
佳：真圓度大於0.9997且0.9998以下
劣：真圓度小於0.9997
追加熱處理後之結晶組織之平均粒徑D係利用光學顯微鏡以50倍之倍率拍攝平行於鋼板之軋延方向的板厚垂直截面，在板厚中心及2處的1/4厚度位置上各自畫出平行於板面之5mm的線，以與該各線交叉之晶界的合計數量除15mm，使用所得之數L以平均粒徑D=1.12L來求算。
[試驗結果]
將藉由上述評估試驗獲得之結果列示於表2-1及表2-2。
試驗編號1-1~1-21及試驗編號1-39~1-44、1-47之無方向性電磁鋼板的化學組適當，製造條件亦適當。其結果，板厚偏差為20µm以下，結晶組織A的面積率為1~30%，結晶組織B之平均粒徑為40µm以下。而且，結晶組織A之硬度HvA與結晶組織B之硬度HvB的關係式1為7.0以下。拉伸強度TS為640MPa以上，疲勞強度為450MPa以上，顯示出優異強度。又，沖裁後(追加加熱處理前)之真圓度為「佳」、「優」或「極優」。
此外，追加熱處理後之磁通密度BB為1.64T以上，鐵損W
10/400小於12.5W/kg，獲得優異磁特性。而且，追加熱處理後之磁通密度BB相對於追加熱處理前之磁通密度BA的比(BB/BA)為0.990以上，在追加熱處理後仍抑制了磁通密度的降低。又，追加加熱處理後之真圓度為「佳」、「優」或「極優」。
另一方面，試驗編號1-22中C含量落在本發明範圍外。其結果，鐵損W
10/400大於12.5W/kg。
試驗編號1-23中Si含量較本發明範圍不足。其結果，無法達成充分的拉伸強度、疲勞強度，鐵損W
10/400大於12.5W/kg。
試驗編號1-24中Mn含量落在本發明範圍外。其結果，磁通密度BB低至小於1.64T，且鐵損W
10/400大於12.5W/kg。
試驗編號1-25中Al含量落在本發明範圍外。其結果，磁通密度BB低至小於1.64T，且鐵損W
10/400大於12.5W/kg。
試驗編號1-26中P含量落在本發明範圍外。其結果，於冷軋延中發生破裂而無法進到後續步驟。
試驗編號1-27中S含量落在本發明範圍外。其結果，追加熱處理後之鐵損W
10/400大於12.5W/kg。
試驗編號1-28中N含量落在本發明範圍外。其結果，追加熱處理後之鐵損W
10/400大於12.5W/kg。
試驗編號1-29中Si含量較本發明範圍更多。其結果，於冷軋延中發生破裂而無法進到後續步驟。
試驗編號1-30中B含量較本發明範圍不足，結晶組織A及結晶組織B之硬度之關係式1的值在本發明範圍外。其結果，無法達成充分的疲勞強度，沖裁後之真圓度亦為「劣」。而且，追加熱處理後之鐵損W
10/400大於12.5W/kg，追加熱處理後之真圓度亦為「劣」。
試驗編號1-31中B含量較本發明範圍更多，結晶組織A及結晶組織B之硬度之關係式1的值在本發明範圍外。其結果，無法達成充分的疲勞強度，沖裁後之真圓度亦為「劣」。而且，追加熱處理後之鐵損W
10/400為12.5W/kg以上，追加熱處理後之真圓度亦為「劣」。
試驗編號1-32中Mg及B含量較本發明範圍不足，結晶組織A及結晶組織B之硬度之關係式1的值在本發明範圍外。其結果，無法達成充分的疲勞強度，沖裁後之真圓度亦為「劣」。而且，追加熱處理後之鐵損W
10/400大於12.5W/kg，追加熱處理後之真圓度亦為「劣」。
試驗編號1-33中Mg及B含量較本發明範圍不足，而且精加工退火之升溫速度(加熱速度)落在本發明範圍外，結晶組織A及結晶組織B之硬度之關係式1的值在本發明範圍外。其結果，無法達成充分的疲勞強度，沖裁後之真圓度亦為「劣」。而且，追加熱處理後之鐵損W
10/400大於12.5W/kg，追加熱處理後之真圓度亦為「劣」。
另外，試驗編號1-34中，精加工退火時之加熱速度固定，因此，相較於鋼組成及加熱速度S1相同之試驗編號1-1，結晶組織A及結晶組織B之硬度之關係式1的值較大。其結果，沖裁後之真圓度、追加熱處理後之真圓度皆為「佳」。
試驗編號1-49中，精加工退火時之加熱速度S2低於較佳範圍之下限。又，試驗編號1-50中，精加工退火時之加熱速度S3低於較佳範圍之下限。因此，在該等實施例中，相較於鋼組成及加熱速度S1相同之試驗編號1-1，結晶組織A及結晶組織B之硬度之關係式1較大。其結果，沖裁後之真圓度、追加熱處理後之真圓度皆為「佳」。
試驗編號1-35中，精加工退火之加熱速度與最高到達溫度落在本發明範圍之上限外。因此，結晶組織A的面積率低，結晶組織A及結晶組織B之硬度之關係式1的值在本發明範圍外。其結果，無法達成充分的疲勞強度，沖裁後之真圓度亦為「劣」。而且，追加熱處理後之鐵損W
10/400大於12.5W/kg，追加熱處理後之真圓度亦為「劣」。
試驗編號1-36中，精加工退火之最高到達溫度低於本發明範圍之下限，結晶組織A的面積率高，且結晶組織A及結晶組織B之硬度之關係式1的值在本發明範圍外。其結果，無法達成充分的疲勞強度，沖裁後之真圓度亦為「劣」。而且，追加熱處理後之鐵損W
10/400大於12.5W/kg，追加熱處理後之真圓度亦為「劣」。
試驗編號1-37中，扁胚加熱溫度高，精加工退火之最高到達溫度高於本發明範圍之上限，結晶組織B之粒徑大，且結晶組織A及結晶組織B之硬度之關係式1的值在本發明範圍外。其結果，無法達成充分的疲勞強度，沖裁後之真圓度亦為「劣」。而且，追加熱處理後之鐵損W
10/400大於12.5W/kg，追加熱處理後之真圓度亦為「劣」。
試驗編號1-38中，精加工退火之加熱速度低於本發明範圍之下限，最高到達溫度高於本發明範圍之上限。因此，結晶組織A的面積率低，無法測定結晶組織A之硬度而無法獲得硬度之關係式1的值。而且，結晶組織B之粒徑亦大。其結果，無法達成充分的疲勞強度，沖裁後之真圓度亦為「劣」。而且，追加熱處理後之鐵損W
10/400大於12.5W/kg，追加熱處理後之真圓度亦為「劣」。
試驗編號1-45中，Mn含量低於本發明範圍之下限，且結晶組織A及結晶組織B之硬度之關係式1的值在本發明範圍外。其結果，無法達成充分的疲勞強度，沖裁後之真圓度亦為「劣」。而且，追加熱處理後之鐵損W
10/400大於12.5W/kg，追加熱處理後之真圓度亦為「劣」。
試驗編號1-46中，Al含量低於本發明範圍之下限，且結晶組織A及結晶組織B之硬度之關係式1的值在本發明範圍外。其結果，無法達成充分的疲勞強度，沖裁後之真圓度亦為「劣」。而且，追加熱處理後之鐵損W
10/400大於12.5W/kg，追加熱處理後之真圓度亦為「劣」。
試驗編號1-48中，Mg含量大於本發明範圍之上限，且結晶組織A及結晶組織B之硬度之關係式1的值在本發明範圍外。其結果，無法達成充分的疲勞強度，沖裁後之真圓度亦為「劣」。而且，追加熱處理後之鐵損W
10/400大於12.5W/kg，追加熱處理後之真圓度亦為「劣」。
(實施例2)
準備表1中之鋼種A~G之扁胚。對於所準備之扁胚以表3所示之扁胚加熱溫度加熱並實施熱軋延，製造出板厚2.2mm之熱軋鋼板。熱軋延時之精加工溫度FT為890~920℃，捲取溫度CT為580~630℃。
[表3]
對於所製造之熱軋鋼板實施熱軋板退火。熱軋板退火中，在試驗號碼2-1~2-15中，最高到達溫度皆為950℃且維持時間皆為2分鐘。又，在試驗編號2-16中，最高到達溫度為800℃且維持時間為2分鐘，在試驗編號2-17中，最高到達溫度為1170℃且維持時間為2分鐘。
對於熱軋板退火後之熱軋鋼板在酸洗後實施冷軋延，製造出中間鋼板。在任一個試驗編號中，冷軋延時之軋縮率皆為89%。藉由以上之步驟製造出板厚0.25mm之中間鋼板(冷軋鋼板)。
對於中間鋼板實施精加工退火。精加工退火中之最高到達溫度及從500℃至600℃之升溫過程的升溫速度(加熱速度)如表3所示。又，任一個試驗編號之維持時間皆為20秒。
對於精加工退火後之無方向性電磁鋼板塗覆含有磷酸系無機物與環氧系有機物之周知絕緣被膜。藉由以上步驟，製造出各試驗編號之無方向性電磁鋼板。分析精加工退火後之無方向性電磁鋼板，結果，化學組成係如表1。
[評估試驗]
藉由與實施例1相同之方法，對於精加工退火後之無方向性電磁鋼板求算板厚之偏差、結晶組織A的面積率(%)、結晶組織B之平均結晶粒徑(µm)、結晶組織A之維氏硬度HvA、結晶組織B之維氏硬度HvB、硬度HvA及HvB之關係式1的值、拉伸強度TS(MPa)、疲勞強度(MPa)、追加熱處理前之磁通密度BA、鐵損W
10/400及沖裁後(追加加熱處理前)之真圓度。追加熱處理之條件設為與實施例1相同。
進一步藉由與實施例1相同之方法，各自求算追加熱處理後之無方向性電磁鋼板的磁特性(磁通密度BB及鐵損W
10/400)、追加熱處理後之真圓度、以及追加熱處理後之結晶組織之平均粒徑。
[試驗結果]
將所得結果列示於表3。
試驗編號2-1、2-3、2-5、2-7、2-9、2-11及2-13之無方向性電磁鋼板的化學組成適當，製造條件亦適當。其結果，板厚偏差為20µm以下，結晶組織A的面積率為1~30%，結晶組織B之平均粒徑為40µm以下。而且，結晶組織A之硬度HvA與結晶組織B之硬度HvB之關係式1的值為7.0以下。因此，拉伸強度TS為640MPa以上，疲勞強度為450MPa以上，顯示出優異強度。又，沖裁後(追加加熱處理前)之真圓度為「佳」或「極優」。
此外，追加熱處理後之磁通密度BB為1.64T以上，鐵損W
10/400小於12.5W/kg，獲得優異磁特性。而且，追加熱處理後之磁通密度BB相對於追加熱處理前之磁通密度BA的比(BB/BA)為0.990以上，在追加熱處理後仍抑制了磁通密度的降低。又，追加加熱處理後之真圓度為「佳」或「極優」。
另一方面，試驗編號2-2中，扁胚加熱溫度過高。因此，結晶組織A及結晶組織B之硬度之關係式1的值在本發明範圍外。其結果，無法達成充分的疲勞強度，沖裁後及追加熱處理後之真圓度亦為「劣」。而且，追加熱處理後之鐵損W
10/400為12.5W/kg以上。
試驗編號2-4、2-12及2-14中，精加工退火之最高到達溫度超過800℃。因此，結晶組織A的面積率小於1%，無法測定結晶組織A之硬度而無法獲得硬度之關係式1的值。其結果，拉伸強度TS小於640MPa且疲勞強度小於450MPa，無法達成充分的強度，沖裁後及追加熱處理後之真圓度亦為「劣」。而且，追加熱處理後之鐵損W
10/400大於12.5W/kg。
試驗編號2-6中，精加工退火之升溫速度(加熱速度)高於本發明範圍。因此，結晶組織A的面積率小於1%，無法測定結晶組織A之硬度而無法獲得硬度之關係式1的值。其結果，疲勞強度小於450MPa，無法達成充分的強度，沖裁後及追加熱處理後之真圓度亦為「劣」。而且，追加熱處理後之鐵損W
10/400大於12.5W/kg。
試驗編號2-8中，精加工退火之升溫速度(加熱速度)低於本發明範圍。因此，結晶組織A與結晶組織B之硬度之關係式1的值大於7.0。其結果，疲勞強度小於450MPa，無法達成充分的強度，沖裁後及追加熱處理後之真圓度亦為「劣」。而且，追加熱處理後之鐵損W
10/400大於12.5W/kg。
試驗編號2-10中，精加工退火之最高到達溫度低於700℃。因此，無法獲得所欲之結晶組織A與結晶組織B，亦無法獲得硬度之關係式1的值。其結果，疲勞強度小於450MPa，無法達成充分的強度，沖裁後及追加熱處理後之真圓度亦為「劣」。此外，追加熱處理前之鐵損W
10/400大，磁通密度BA低。
試驗編號2-15中，扁胚加熱溫度高於本發明範圍且精加工退火中之加熱速度低。因此，無法獲得所欲之結晶組織A與結晶組織B，亦無法獲得硬度之關係式1的值。其結果，疲勞強度小於450MPa，無法達成充分的強度，沖裁後及追加熱處理後之真圓度亦為「劣」。此外，追加熱處理前後之鐵損W
10/400大，磁通密度BB低。
試驗編號2-16中，熱軋板退火溫度低於本發明範圍。因此，無法獲得所欲之結晶組織A與結晶組織B，亦無法獲得硬度之關係式1的值。其結果，疲勞強度小於450MPa，無法達成充分的強度，沖裁後及追加熱處理後之真圓度亦為「劣」。此外，追加熱處理前後之鐵損W
10/400大，磁通密度BA及BB低。
試驗編號2-17中，熱軋板退火溫度高於本發明範圍。因此，於冷軋延中發生破裂而無法進到後續步驟。
另外，試驗編號2-18中，精加工退火時之加熱速度固定，因此，相較於鋼組成及加熱速度S1相同之試驗編號2-1，結晶組織A及結晶組織B之硬度之關係式1的值較大。其結果，沖裁後之真圓度、追加熱處理後之真圓度皆為「佳」。
試驗編號2-19中，精加工退火之加熱速度與最高到達溫度高於本發明範圍之上限，結晶組織A的面積率低，且結晶組織A及結晶組織B之硬度之關係式1的值在本發明範圍外。其結果，無法達成充分的疲勞強度，沖裁後之真圓度亦為「劣」。而且，追加熱處理後之鐵損W
10/400大於12.5W/kg，追加熱處理後之真圓度亦為「劣」。
試驗編號2-20中，精加工退火之最高到達溫度低於本發明範圍之下限，結晶組織A的面積率高，且結晶組織A及結晶組織B之硬度之關係式1的值在本發明範圍外。其結果，無法達成充分的疲勞強度，沖裁後之真圓度亦為「劣」。而且，追加熱處理後之鐵損W
10/400大於12.5W/kg，追加熱處理後之真圓度亦為「劣」。
試驗編號2-21中，扁胚加熱溫度高，精加工退火之最高到達溫度高於本發明範圍之上限，結晶組織B之粒徑大，且結晶組織A及結晶組織B之硬度之關係式1的值在本發明範圍外。其結果，無法達成充分的疲勞強度，沖裁後之真圓度亦為「劣」。而且，追加熱處理後之鐵損W
10/400大於12.5W/kg，追加熱處理後之真圓度亦為「劣」。
試驗編號2-22中，精加工退火之加熱速度低於本發明範圍之下限，最高到達溫度高於本發明範圍之上限。因此，結晶組織A的面積率低，無法測定結晶組織A之硬度而無法獲得硬度之關係式1的值。而且，結晶組織B之粒徑亦大。其結果，無法達成充分的疲勞強度，沖裁後之真圓度亦為「劣」。而且，追加熱處理後之鐵損W
10/400大於12.5W/kg，追加熱處理後之真圓度亦為「劣」。
(實施例3)
準備表1中之鋼種A、H及O之扁胚。試驗編號3-1~3-30中，係對於所準備之扁胚以1150℃之扁胚加熱溫度加熱並實施熱軋延，製造出熱軋鋼板。
在任一個試驗編號中，熱軋延時之精加工溫度FT皆為890~920℃，捲取溫度CT皆為590~630℃。
[表4]
對於所製造之熱軋鋼板實施熱軋板退火。熱軋板退火中，在任一個試驗編號中，最高到達溫度皆為950℃且維持時間皆為2分鐘。
對於熱軋板退火後之熱軋鋼板在酸洗後實施冷軋延，製造出中間鋼板。在任一個試驗編號中，冷軋延時之軋縮率皆為89%。藉由以上之步驟製造出板厚0.25mm之中間鋼板(冷軋鋼板)。
對於中間鋼板實施精加工退火。精加工退火中，在任一個試驗編號中最高到達溫度皆為720℃，且任一個試驗編號之維持時間皆為20秒。又，從500℃至600℃之升溫過程的升溫速度(加熱速度)為350℃/秒。在此，從室溫至500℃之加熱速度為120℃/秒，從600℃至最高到達溫度之加熱速度為60℃/秒。
對於精加工退火後之無方向性電磁鋼板塗覆含有磷酸系無機物與環氧系有機物之周知絕緣被膜。藉由以上步驟，製造出各試驗編號之無方向性電磁鋼板。分析精加工退火後之無方向性電磁鋼板，結果，化學組成係如表1。
[評估試驗]
藉由與實施例1相同之方法，對於精加工退火後之無方向性電磁鋼板求算板厚之偏差、結晶組織A的面積率(%)、結晶組織B之平均結晶粒徑(µm)、結晶組織A之維氏硬度HvA、結晶組織B之維氏硬度HvB、硬度HvA及HvB之關係式1的值、拉伸強度TS(MPa)、疲勞強度(MPa)、追加熱處理前之磁通密度BA、鐵損W
10/400及沖裁後(追加加熱處理前)之真圓度。
[追加熱處理後之無方向性電磁鋼板中的磁特性評估試驗]
準備愛普斯坦試驗片，該等試驗片係依據JIS C 2550-1(2011)從各試驗編號之無方向性電磁鋼板沿軋延方向(L方向)及軋延直角方向(C方向)分別切出者。在氮氣環境中，令加熱速度為100℃/小時且設為表4所示之最高到達溫度(℃)，在該最高到達溫度之維持時間設為2小時，對愛普斯坦試驗片實施了追加熱處理。
對於追加熱處理後之愛普斯坦試驗片求算磁特性(磁通密度B
50及鐵損W
10/400)。將追加熱處理後之藉由本試驗獲得之磁通密度B
50定義為磁通密度BB(T)。又，藉由與實施例1相同之方法求算追加熱處理後之真圓度、以及追加熱處理後之結晶組織之平均粒徑。
[試驗結果]
將所得結果列示於表4。
試驗編號3-1~3-4、3-11~3-14及3-21~3-24之無方向性電磁鋼板的化學組成適當，製造條件亦適當。其結果，板厚偏差為20µm以下，結晶組織A的面積率為1~30%，結晶組織B之平均粒徑為40µm以下。而且，結晶組織A之硬度HvA與結晶組織B之硬度HvB的關係式1為7.0以下。拉伸強度TS為640MPa以上，疲勞強度為450MPa以上，顯示出優異強度。
此外，追加熱處理條件亦滿足較佳條件。其結果，追加熱處理後之磁通密度BB大於1.65T，鐵損W
10/400小於12.5W/kg，獲得優異磁特性。而且，追加熱處理後之磁通密度BB相對於追加熱處理前之磁通密度BA的比(BB/BA)為0.980以上，在追加熱處理後仍抑制了磁通密度的降低。又，真圓度為「佳」、「優」或「極優」。
另一方面，試驗編號3-6~3-10、3-16~3-20及3-26~3-30之無方向性電磁鋼板的板厚偏差大於20µm。又，追加熱處理後之真圓度為「劣」。然而，追加熱處理前之真圓度優異。
試驗編號3-5、3-10、3-15、3-20、3-25及3-30之追加熱處理的最高到達溫度為950℃，未滿足本發明之較佳條件，因而無法獲得追加熱處理後之磁通密度BB大於1.65T、鐵損W
10/400小於12.5W/kg之優異磁特性，但該等試驗編號之追加熱處理後之磁通密度BB為1.64以上且鐵損W
10/400為14.5W/kg以下，成功獲得了良好磁特性。又，追加熱處理前之真圓度優異。
以上，已說明本發明之實施形態。然而，上述實施形態僅為用以實施本發明之例示。因此，本發明不受限於上述實施形態，可在不脫離其主旨之範圍內適當變更上述實施形態來實施。
產業上之可利用性
根據本發明，可獲得一種無方向性電磁鋼板及馬達鐵芯、以及無方向性電磁鋼板的製造方法及馬達鐵芯的製造方法，該無方向性電磁鋼板在追加熱處理前具有高強度且追加熱處理後之磁特性優異，疲勞特性與沖裁後之真圓度優異，並且作為追加熱處理後之定子鐵芯之真圓度優異。本發明之無方向性電磁鋼板可廣泛應用於要求高強度且要求優異磁特性之用途。尤其，特別適用於以渦輪發電機、電動汽車及動力混合車之驅動馬達、工作機械用馬達等高速旋轉機之轉子作為典型例的會施加強大應力之零件用途。又，其適用於從相同鋼板製造高速旋轉馬達之轉子與定子的用途。
(無)
Claims (10)
- 一種無方向性電磁鋼板，特徵在於：其化學組成以質量%計含有：C：0.0100%以下、Si：2.6%以上且4.1%以下、Mn：0.1%以上且3.0%以下、P：0.15%以下、S：0.0013%以下、N：0.0050%以下、Al：0.1%以上且2.0%以下、Mg：0.0002%以上且0.0100%以下、B：0.0001~0.0010%、選自Sn及Sb中之1種以上：0~0.100%、Cr：0~0.1%、Ni：0~5.0%、Cu：0~5.0%、Ca：0~0.010%及稀土族元素(REM)：0~0.010%，且剩餘部分由Fe及不純物所構成；在前述無方向性電磁鋼板之平行於軋延面的截面中，粒徑為100μm以上之晶粒所構成之結晶組織A的面積率為1~30%；前述結晶組織A以外之結晶組織即結晶組織B，其平均粒徑為40μm以下；且前述結晶組織A之維氏硬度HvA與前述結晶組織B之維氏硬度HvB滿足下述式1：(HvA2+HvB2)/2-(HvA+HvB)2/4≦7.0‧‧‧式1。
- 如請求項1之無方向性電磁鋼板，其中前述化學組成含有選自於由以下所構成群組中之1種以上：選自Sn及Sb中之1種以上：0.005~0.100%、Cr：0.01~0.1%、Ni：0.05~5.0%、Cu：0.05~5.0%、Ca：0.0010~0.0100%及稀土族元素(REM)：0.0020~0.0100%以下。
- 如請求項1或2之無方向性電磁鋼板，其軋延方向之拉伸強度為520MPa以上。
- 如請求項1或2之無方向性電磁鋼板，其中，板寬大致400mm左右之板厚偏差為1μm以上且20μm以下。
- 如請求項3之無方向性電磁鋼板，其中，板寬大致400mm左右之板厚偏差為1μm以上且20μm以下。
- 一種馬達鐵芯，特徵在於：其積層有如請求項1至5中任一項之無方向性電磁鋼板。
- 如請求項6之馬達鐵芯，其中結晶組織之平均粒徑為60μm以上且200μm以下。
- 一種無方向性電磁鋼板的製造方法，特徵在於具備以下步驟：在1000~1200℃下加熱扁胚之後，實施熱軋延而製造熱軋鋼板之步驟，該扁胚具有如請求項1中記載之前述化學組成；對前述熱軋鋼板實施熱軋板退火之步驟，該熱軋板退火係將最高到達溫度設為900~1150℃； 對前述熱軋板退火後之前述熱軋鋼板以軋縮率83%以上實施冷軋延或溫軋延而製造中間鋼板之步驟；及，對前述中間鋼板實施精加工退火之步驟，該精加工退火係將最高到達溫度設為700~850℃，且從500℃至600℃之升溫過程中的升溫速度S1(℃/秒)滿足下述式2：300≦S1≦1000‧‧‧式2。
- 一種馬達鐵芯的製造方法，特徵在於具備以下步驟：在1000~1200℃下加熱扁胚之後，實施熱軋延而製造熱軋鋼板之步驟，該扁胚具有如請求項1中記載之前述化學組成；對前述熱軋鋼板實施熱軋板退火之步驟，該熱軋板退火係將最高到達溫度設為900~1150℃；對前述熱軋板退火後之前述熱軋鋼板以軋縮率83%以上實施冷軋延或溫軋延而製造中間鋼板之步驟；對前述中間鋼板實施精加工退火而獲得無方向性電磁鋼板之步驟，該精加工退火係將最高到達溫度設為700~850℃，且從500℃至600℃之升溫過程中的升溫速度S1(℃/秒)滿足下述式2；將前述無方向性電磁鋼板沖裁成鐵芯形狀之步驟；及，將沖裁後之無方向性電磁鋼板積層之步驟；300≦S1≦1000‧‧‧式2。
- 如請求項9之馬達鐵芯的製造方法，其進一步具備以下步驟：對於所積層之前述無方向性電磁鋼板，在含有氮為70體積%以上之氣體環境中，在750℃以上且900℃以下之溫度下實施追加熱處理。
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