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TWI681064B - 無方向性電磁鋼板及無方向性電磁鋼板的製造方法 - Google Patents

無方向性電磁鋼板及無方向性電磁鋼板的製造方法 Download PDF

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TWI681064B
TWI681064B TW108105143A TW108105143A TWI681064B TW I681064 B TWI681064 B TW I681064B TW 108105143 A TW108105143 A TW 108105143A TW 108105143 A TW108105143 A TW 108105143A TW I681064 B TWI681064 B TW I681064B
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脇坂岳顯
宮崎雅文
諸星隆
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日商日本製鐵股份有限公司
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Abstract

本發明一態樣之無方向性電磁鋼板，具有以下所示化學組成：C：0.0030%以下、Si：2.00%以下、Al：1.00%以下、Mn：0.10%~2.00%、S：0.0030%以下、選自於由Mg、Ca、Sr、Ba、Nd、Pr、La、Ce、Zn及Cd所構成之群組中之一種以上：總計在0.0003%以上且小於0.0015%、以Q=[Si]+2×[Al]-[Mn]所示之參數Q：2.00以下、Sn：0.00%~0.40%及Cu：0.00%~1.00%，且剩餘部分：Fe及不純物；並且以R=(I 100+I 310+I 411+I 521)/(I 111+I 211+I 332+I 221)所示之參數R在0.80以上。

Description

無方向性電磁鋼板及無方向性電磁鋼板的製造方法
本發明是關於無方向性電磁鋼板及無方向性電磁鋼板的製造方法。 本案是依據已於2018年2月16日於日本提申之日本特願2018-026103號主張優先權，並於此援引其內容。
發明背景 無方向性電磁鋼板是用於例如馬達之鐵心，對於無方向性電磁鋼板會要求有優異磁特性，例如高磁通密度。至目前為止，雖已提案有譬如專利文獻1~9所揭示之各種技術，但要獲得充分之磁通密度仍有困難。
先前技術文獻 專利文獻 專利文獻1：日本特開平2-133523號公報 專利文獻2：日本特開平5-140648號公報 專利文獻3：日本特開平6-057332號公報 專利文獻4：日本特開2002-241905號公報 專利文獻5：日本特開2004-197217號公報 專利文獻6：日本特開2004-332042號公報 專利文獻7：日本特開2005-067737號公報 專利文獻8：日本特開2011-140683號公報 專利文獻9：日本特開2010-1557號公報
發明概要 發明欲解決之課題 本發明之目的在於提供一種可在不使鐵損劣化的前提下獲得更高磁通密度之無方向性電磁鋼板及無方向性電磁鋼板的製造方法。
用以解決課題之手段 本發明人等為解決上述課題，進行了精闢研討。其結果，清楚顯示出設定為適當化學組成和結晶方位關係是很重要的。並且，亦清楚顯示出該關係應涵蓋無方向性電磁鋼板之厚度方向整體而被維持。軋延鋼板中之集合組織的各向同性，通常在靠近軋延面的區域中較高，越遠離軋延面則越降低。例如，上述專利文獻9所記載之發明中，集合組織的測定位置越遠離表層，集合組織的各向同性就越降低之情形已顯示於該文獻所揭示的實驗數據中。本發明人等了解到就無方向性電磁鋼板的內部也必須將結晶方位控制得理想。 上述專利文獻9中，在鋼板表層附近結晶方位會累積於立方體方位附近，相對於此，在鋼板中心層中則是γ纖維(γ-fiber)集合組織發達。專利文獻9說明了在鋼板表層與鋼板中心層之間集合組織大不相同之情事為其新穎特徵。另外，一般而言若將軋延鋼板退火使其再結晶，在鋼板表層附近結晶方位會累積在屬立方體方位之{200}及{110}附近，在鋼板中心層則是屬γ纖維集合組織之{222}發達。譬如在「冷軋條件之於極低碳冷軋鋼板之r值的影響」，橋本等人，鐵與鋼，Vol.76，No.1(1990)，P.50中示出：在軋縮率73%下冷軋0.0035%C-0.12%Mn-0.001%P-0.0084%S-0.03%Al-0.11%Ti鋼之後，於750℃下退火3小時而得之鋼板中，相較於表層，板厚中心的(222)較高、(200)較低且(110)較低。 另一方面，本發明人了解到除了在鋼板表層附近使結晶方位累積於屬立方體方位之{200}附近之外，在鋼板中心層也須使結晶方位累積於{200}附近。
並且，還發現到為了製造如上述之無方向性電磁鋼板，重點在於：在要製得熱軋鋼帶等用以供於冷軋延之鋼帶時，控制熔鋼之鑄造或急速凝固中之柱狀晶率及平均結晶粒徑，控制冷軋延的軋縮率，並控制完工退火時的通板張力及冷卻速度。
本發明人等根據前述知識見解一而再，再而三地進行精闢研討之結果，想出以下所示之發明的各種態樣。
(1)本發明一態樣之無方向性電磁鋼板，其具有以下所示化學組成：以質量%計，C：0.0030%以下、Si：2.00%以下、Al：1.00%以下、Mn：0.10%~2.00%、S：0.0030%以下、選自於由Mg、Ca、Sr、Ba、Nd、Pr、La、Ce、Zn及Cd所構成之群組中之一種以上：總計在0.0003%以上且小於0.0015%、將Si含量(質量%)定義為[Si]、Al含量(質量%)為[Al]且Mn含量(質量%)為[Mn]，並以式1所示參數Q：2.00以下、Sn：0.00%~0.40%、Cu：0.00%~1.00%，且剩餘部分：Fe及不純物；將板厚中心部之{100}結晶方位強度、{310}結晶方位強度、{411}結晶方位強度、{521}結晶方位強度、{111}結晶方位強度、{211}結晶方位強度、{332}結晶方位強度、{221}結晶方位強度分別定義為I 100、I 310、I 411、I 521、I 111、I 211、I 332、I 221，並以式2所示參數R在0.80以上。 Q=[Si]+2×[Al]-[Mn]　(式1) R=(I 100+I 310+I 411+I 521)/(I 111+I 211+I 332+I 221)　(式2) (2)如上述(1)之無方向性電磁鋼板中，就前述化學組成，亦可滿足Sn：0.02%~0.40%或Cu：0.10%~1.00%，或者滿足該兩者。 (3)本發明另一態樣之無方向性電磁鋼板的製造方法，係製造如上述(1)或(2)之無方向性電磁鋼板；該製造方法具備：熔鋼之連續鑄造步驟、經前述連續鑄造步驟而得之鋼塊之熱軋延步驟、經前述熱軋延步驟而得之鋼帶之冷軋延步驟、及經前述冷軋延步驟而得之冷軋鋼板之完工退火步驟；前述熔鋼具有如上述(1)或(2)之化學組成，前述鋼帶之柱狀晶比率以面積分率計在80%以上，且平均結晶粒徑在0.10mm以上；並且前述冷軋延步驟中之軋縮率設為90%以下。 (4)如上述(3)之無方向性電磁鋼板的製造方法中，就前述連續鑄造步驟，前述鋼塊凝固時之一表面與另一表面的溫度差亦可設為40℃以上。 (5)如上述(3)或(4)之無方向性電磁鋼板的製造方法中，就前述熱軋延步驟，熱軋延開始溫度亦可設為900℃以下，且前述鋼帶之捲取溫度亦可設為650℃以下。 (6)如上述(3)~(5)中任一項之無方向性電磁鋼板的製造方法中，前述完工退火步驟中之通板張力亦可設為3MPa以下，且950℃~700℃之冷卻速度亦可設為1℃/秒以下。 (7)本發明另一態樣之無方向性電磁鋼板的製造方法，係製造如上述(1)或(2)之無方向性電磁鋼板；該製造方法具備：熔鋼之急速凝固步驟、經前述急速凝固步驟而得之鋼帶之冷軋延步驟、及經前述冷軋延步驟而得之冷軋鋼板之完工退火步驟；前述熔鋼具有如上述(1)或(2)之化學組成，前述鋼帶之柱狀晶比率以面積分率計在80%以上，且平均結晶粒徑在0.10mm以上；並且前述冷軋延步驟中之軋縮率設為90%以下。 (8)如上述(7)之無方向性電磁鋼板的製造方法中，前述急速凝固步驟中亦可使用可移動更替的冷卻體來使前述熔鋼凝固，並且將注入到前述可移動更替的冷卻體之前述熔鋼的溫度設為較前述熔鋼的凝固溫度高25℃以上。 (9)如上述(7)或(8)之無方向性電磁鋼板的製造方法中，前述急速凝固步驟中亦可使用可移動更替的冷卻體來使前述熔鋼凝固，並且將從完成前述熔鋼之凝固起至捲取前述鋼帶為止的平均冷卻速度設為1,000~3,000℃/分鐘。 (10)如上述(7)~(9)中任一項之無方向性電磁鋼板的製造方法中，前述完工退火步驟中之通板張力亦可設為3MPa以下，且950℃~700℃之冷卻速度亦可設為1℃/秒以下。
發明效果 根據本發明，由於化學組成與結晶方位的關係適當，故可在不使鐵損劣化的前提下獲得高磁通密度。
發明實施形態 以下，詳細說明本發明實施形態。
首先，說明本發明實施形態之無方向性電磁鋼板及用於製造其之熔鋼的化學組成。詳細內容將於後說明，但本發明實施形態之無方向性電磁鋼板係歷經熔鋼之鑄造及熱軋延或熔鋼之急速凝固、冷軋延及完工退火等而製出。因此，無方向性電磁鋼板及熔鋼之化學組成，不僅考慮到無方向性電磁鋼板的特性，還考慮了上述處理。於以下說明中，無方向性電磁鋼板或熔鋼所含的各元素含量之單位即「%」，只要無特別說明則意指「質量%」。本實施形態之無方向性電磁鋼板具有以下所示組成：C：0.0030%以下、Si：2.00%以下、Al：1.00%以下、Mn：0.10%~2.00%、S：0.0030%以下、選自於由Mg、Ca、Sr、Ba、Nd、Pr、La、Ce、Zn及Cd所構成之群組中之一種以上：總計在0.0003%以上且小於0.0015%、將Si含量(質量%)定義為[Si]、Al含量(質量%)為[Al]且Mn含量(質量%)為[Mn]，並以式1所示參數Q：2.00以下、Sn：0.00%~0.40%及Cu：0.00%~1.00%，且剩餘部分：Fe及不純物。不純物可舉例：礦石或廢料等原材料所含者、或於製造步驟中所含者。 Q=[Si]+2×[Al]-[Mn]　　　(式1)
(C：0.0030%以下) C會提高鐵損或引起磁老化。因此，C含量越低越好，無須規定其下限值。亦可將C含量之下限值設為0%、0.0001%、0.0002%、0.0005%或0.0010%。上述現象在C含量大於0.0030%時十分顯著。故，C含量設為0.0030%以下。亦可將C含量之上限值設為0.0028%、0.0025%、0.0022%或0.0020%。
(Si：0.30%以上且2.00%以下) Si如公知地係具有可降低鐵損之作用的成分，且係為了發揮該作用而含有其。若Si含量小於0.30%，便無法充分發揮減少鐵損的效果，故Si量之下限值設為0.30%。亦可將Si含量之下限值設為0.90%、0.95%、0.98%或1.00%。另一方面，當Si含量增加，磁通密度便會降低，而且軋延作業性劣化，更甚者還會導致成本高漲，因此設為2.0%以下。而亦可將Si含量之上限值設為1.80%、1.60%、1.40%或1.10%。
(Al：1.00%以下) Al係與Si同樣具有可提高電阻而使鐵損降低的效果。並且，當無方向性電磁鋼板含有Al時，於一次再結晶中所得之集合組織容易成為與板面平行的面為{100}面之結晶(以下有時稱為「{100}結晶」)發達者。為了發揮該作用而會含有Al。且亦可將Al含量之下限值設為譬如0%、0.01%、0.02%或0.03%。另一方面，若Al含量大於1.00%，係與Si的情況相同，磁通密度會降低，故設其為1.00%以下。亦可將Al含量之上限值設為0.50%、0.20%、0.10%或0.05%。
(Mn：0.10%~2.00%) Mn可增大電阻，減少渦電流損耗，而減低鐵損。當含有Mn時，藉由一次再結晶所得之集合組織容易成為與板面平行的面為{100}結晶發達者。對於均勻提升板面內之全方向上的磁特性，{100}結晶為較佳的結晶。又，Mn含量越高，MnS之析出溫度就會越高，而析出之MnS也會變得越大。因此，Mn含量越高，越不易析出粒徑為100nm左右之微細MnS，該微細MnS會阻礙完工退火中之再結晶及晶粒的成長。若Mn含量低於0.10%，便無法充分獲得該些作用效果。因此，Mn含量設在0.10%以上。亦可將Mn含量之下限值設為0.12%、0.15%、0.18%或0.20%。另一方面，若Mn含量大於2.00%，則在完工退火中晶粒不會充分成長，導致鐵損增大。因此，Mn含量設在2.00%以下。亦可將Mn含量之上限值設為1.00%、0.50%、0.30%或0.25%。
(S：0.0030%以下) S並非必要元素，且是例如作為不純物而含有於鋼中。S會因微細MnS的析出，而阻礙完工退火中之再結晶及晶粒的成長。因此，S含量越低越好。上述鐵損之增加，在S含量大於0.0030%時十分顯著。因此，S含量設在0.0030%以下。而S含量之下限值無須特別規定，亦可設為譬如0%、0.0005%、0.0010%或0.0015%。
(選自於由Mg、Ca、Sr、Ba、Nd、Pr、La、Ce、Zn及Cd所構成群組中之一種以上：總計在0.0003%以上且小於0.0015%) Mg、Ca、Sr、Ba、Nd、Pr、La、Ce、Zn及Cd在熔鋼之鑄造或急速凝固時，會與熔鋼中的S反應而生成硫化物、氧硫化物或該二者之析出物。以下，有時會將Mg、Ca、Sr、Ba、Nd、Pr、La、Ce、Zn及Cd統稱為「粗大析出物生成元素」。粗大析出物生成元素之析出物粒徑為1μm~2μm左右，遠遠大於MnS、TiN、AlN等微細析出物的粒徑(100nm左右)。故，該些微細析出物會附著於粗大析出物生成元素之析出物上，而變得難以阻礙完工退火中之再結晶及晶粒的成長。若粗大析出物生成元素之含量總計小於0.0003%，便無法穩定獲得該些作用效果。因此，要將粗大析出物生成元素之含量設為總計在0.0003%以上。亦可將粗大析出物生成元素之含量下限值設為總計0.0005%、0.0007%、0.0008%或0.0009%。另一方面，若粗大析出物生成元素之含量總計在0.0015%以上，則硫化物、氧硫化物或該二者之析出物有時會阻礙完工退火中之再結晶及晶粒的成長。因此，粗大析出物生成元素之含量設為總計小於0.0015%。亦可將粗大析出物生成元素之含量上限值設為總計0.0014%、0.0013%、0.0012%或0.0010%。 另，根據本發明人等之實驗結果，只要使粗大析出物生成元素之含量在上述範圍內，便可確實展現粗大析出物之效果，無方向性電磁鋼板的晶粒就會充分成長。因此，無須特別限定利用粗大析出物生成元素而生成之粗大析出物其形態及成分。另一方面，本實施形態之無方向性電磁鋼板中，粗大析出物生成元素之硫化物或氧硫化物所含之S總質量宜為無方向性電磁鋼板所含之S總質量的40%以上。如上所述，粗大析出物生成元素會在熔鋼之鑄造或急速凝固時，與熔鋼中之S反應而生成硫化物、氧硫化物或該二者的析出物。因此，粗大析出物生成元素之硫化物或氧硫化物所含之S總質量，其相對於無方向性電磁鋼板所含之S總質量的比率高，即意味著於無方向性電磁鋼板中含有充分的量之粗大析出物生成元素，且MnS等微細析出物有效地附著於該析出物上。因此，上述比率越高，越會促進完工退火中之再結晶及晶粒的成長，而可獲得優異磁特性。上述比率可透過譬如以如後所述之方式控制熔鋼之鑄造或急速凝固時的製造條件來達成。
(參數Q：2.00以下) 參數Q係將Si含量(質量%)定義為[Si]、Al含量(質量%)為[Al]且Mn含量(質量%)為[Mn]，並以式1所示之值。 Q=[Si]+2×[Al]-[Mn]　　　(式1) 藉由使參數Q在2.00以下，在熔鋼之連續鑄造後或急速凝固後的冷卻時，變得容易發生從沃斯田鐵往肥粒鐵之變態(γ→α變態)，而使柱狀晶之{100}＜0vw＞集合組織更為尖銳化。亦可將參數Q之上限值設為1.50%、1.20%、1.00%、0.90%或0.88%。另，參數Q之下限值無須特別限定，而亦可設為例如0.20%、0.40%、0.80%、0.82%或0.85%。
Sn及Cu並非必要元素，雖其含量下限值為0%，但為亦可以預定量為限而適當含有於無方向性電磁鋼板中之任意元素。
(Sn：0.00%~0.40%、Cu：0.00%~1.00%) Sn及Cu可於一次再結晶中使適於提升磁特性的結晶發達。因此，當含有Sn、Cu或該二者時，便容易於一次再結晶中獲得{100}結晶發達之集合組織，前述{100}結晶適於均勻提升板面內之全方向上的磁特性。Sn可抑制完工退火時之鋼板表面的氧化及氮化、或抑制晶粒大小之不一致。因此，亦可含有Sn、Cu或該二者。並且，為了充分獲得該些作用效果，較佳係設為Sn：0.02%以上、或設為Cu：0.10%以上、或是設定為該二者。亦可將Sn含量之下限值設為0.05%、0.08%或0.10%。且亦可將Cu含量之下限值設為0.12%、0.15%或0.20%。另一方面，若Sn大於0.40%，上述作用效果會飽和而徒增成本，或導致在完工退火中晶粒之成長受到抑制。因此，Sn含量設為0.40%以下。亦可將Sn含量之上限值設為0.35%、0.30%或0.20%。若Cu含量大於1.00%，則鋼板脆化，而會導致熱軋延及冷軋延變得困難，或者導致完工退火之退火線之通板變得困難。因此，Cu含量設為1.00%以下。亦可將Cu含量之上限值設為0.80%、0.60%或0.40%。
接下來，說明本發明實施形態之無方向性電磁鋼板之集合組織。本實施形態之無方向性電磁鋼板中，板厚中心部之{100}結晶方位強度、{310}結晶方位強度、{411}結晶方位強度、{521}結晶方位強度、{111}結晶方位強度、{211}結晶方位強度、{332}結晶方位強度及{221}結晶方位強度分別定義為I 100、I 310、I 411、I 521、I 111、I 211、I 332及I 221，並以式2所示參數R在0.80以上。又，板厚中心部(通常亦會稱為1/2T部)係指從無方向性電磁鋼板的軋延面起算約無方向性電磁鋼板之板厚T的1/2之深度區域。換言之，板厚中心部係指無方向性電磁鋼板之兩軋延面的中間面及其附近。 R=(I 100+I 310+I 411+I 521)/(I 111+I 211+I 332+I 221)　　　(式2)
{310}、{411}及{521}位於{100}附近，而I 100、I 310、I 411及I 521之和係表示包含{100}本身之{100}附近的結晶方位強度的和。{211}、{332}及{221}位於{111}附近，而I 111、I 211、I 332及I 221之和係表示包含{111}本身之{111}附近的結晶方位強度的和。若板厚中心部之參數R小於0.80，便會發生磁通密度降低或鐵損增加等磁特性之劣化。故而，就本成分系，在例如厚度為0.50mm時，會變得無法呈現出以下所示磁特性：軋延方向(L方向)上之磁通密度B50 L：1.79T以上、軋延方向及寬度方向(C方向)上之磁通密度B50的平均值B50 L+C：1.75T以上、軋延方向上之鐵損W15/50 L：4.5W/kg以下、以及軋延方向及寬度方向上之鐵損W15/50的平均值W15/50 L+C：5.0W/kg以下。板厚中心部之參數R可藉由調節例如：將熔鋼注入可移動更替的冷卻體表面之溫度與熔鋼凝固溫度之差、鑄片凝固時之一表面與另一表面的溫度差、硫化物或氧硫化物的生成量、及冷軋延率等，來設成所欲之值。板厚中心部之參數R的下限值設為0.82、0.85、0.90或0.95亦可。而板厚中心部之參數R越高越好，故無須規定其上限值，設為例如2.00、1.90、1.80或1.70亦可。 又，本實施形態之無方向性電磁鋼板的結晶方位須就板整體控制成如上所述。然而，軋延鋼板中之集合組織的各向同性，通常在靠近軋延面的區域中較高，越遠離軋延面則越降低。譬如在「冷軋條件之於極低碳冷軋鋼板之r值的影響」，橋本等人，鐵與鋼，Vol.76，No.1(1990)，P.50中示出：在軋縮率73%下冷軋0.0035%C-0.12%Mn-0.001%P-0.0084%S-0.03%Al-0.11%Ti鋼之後，於750℃下退火3小時而得之鋼板中，相較於表層，板厚中心的(222)較高、(200)較低且(110)較低。 因此，只要在距軋延面最遠的區域即板厚中心部中參數R為0.8以上，於其他區域中便也能達成同等以上的各向同性。根據以上理由，本實施形態之無方向性電磁鋼板的結晶方位，係就板厚中心部有所規定。
板厚中心部之{100}結晶方位強度、{310}結晶方位強度、{411}結晶方位強度、{521}結晶方位強度、{111}結晶方位強度、{211}結晶方位強度、{332}結晶方位強度及{221}結晶方位強度，可利用X射線繞射法(XRD)或電子背向散射繞射(electron backscatter diffraction：EBSD)法進行測定。具體而言，係以一般方法使平行於無方向性電磁鋼板的軋延面且從該軋延面起算約板厚T的1/2深度之面露出，對於該面進行XRD分析或EBSD分析，藉此便能測定各結晶方位強度，並計算板厚中心部之參數R。由於來自X射線及電子射線之試樣的繞射強度係依每個結晶方位而有所不同，故可以隨機方位試樣為基準，根據與其之相對比來求算結晶方位強度。
接著，說明本發明實施形態之無方向性電磁鋼板的磁特性。本實施形態之無方向性電磁鋼板在例如厚度為0.50mm的情況下，可呈現出以下所示磁特性：軋延方向(L方向)上之磁通密度B50 L：1.79T以上、軋延方向及寬度方向(C方向)上之磁通密度B50的平均值B50 L+C：1.75T以上、軋延方向上之鐵損W15/50 L：4.5W/kg以下、以及軋延方向及寬度方向上之鐵損W15/50的平均值W15/50 L+C：5.0W/kg以下。磁通密度B50係5000A/m的磁場下之磁通密度，而鐵損W15/50係1.5T的磁通密度和50Hz的頻率下之鐵損。
接下來，於以下說明本實施形態之無方向性電磁鋼板的製造方法之示例。惟，理所當然，本實施形態之無方向性電磁鋼板的製造方法並未特別受到限定。滿足上述要件之無方向性電磁鋼板就算係由以下例示之製造方法以外的方法所製得之鋼板，仍相當於本實施形態之無方向性電磁鋼板。 首先，例示說明本實施形態之無方向性電磁鋼板之第1製造方法。於第1製造方法中，會進行熔鋼之連續鑄造、熱軋延、冷軋延及完工退火等。
在熔鋼之鑄造及熱軋延中，鑄造具有上述化學組成的熔鋼，製作出鋼胚等的鋼塊，並將其熱軋延，以製得柱狀晶比率以面積分率計在80%以上且平均結晶粒徑在0.10mm以上之鋼帶。凝固時，當鋼塊的最表面與內部之溫度差、或者鋼塊之一表面與另一表面的溫度差夠高時，於鋼塊表面凝固的晶粒會在表面垂直方向上成長，形成柱狀晶。在具有BCC結構之鋼中，柱狀晶會成長成{100}面平行於鋼塊表面。在柱狀晶從鋼塊表面發達至中央為止之前、或在從鋼塊之一表面發達至另一表面為止之前，若鋼塊內部溫度或鋼塊之另一表面的溫度降低而達凝固溫度，於鋼塊內部或鋼塊之另一表面便會開始結晶。於鋼塊內部或鋼塊之另一表面結晶出來的結晶會以等軸粒之方式成長，而具有與柱狀晶不同之結晶方位。 柱狀晶率可藉由例如以下程序進行測定。首先，研磨鋼帶截面，並利用苦味酸系之腐蝕液蝕刻截面，使凝固組織露出。此處，鋼帶截面可為平行於鋼帶長邊方向的L截面，亦可為垂直於鋼帶長邊方向的C截面，而一般係設為L截面。於該截面中，當樹枝狀結晶在板厚方向上發達並且貫通板厚總厚時，便判斷為柱狀晶率100%。當截面中，除樹枝狀結晶以外還可觀察到粒狀的黑色組織(等軸粒)時，係將從鋼板總厚減去該粒狀組織之厚度得出之值除以鋼板總厚度，以所得之值來作為鋼板之柱狀晶率。 第1製造方法中，於熔鋼之連續鑄造後的冷卻中容易發生γ→α變態，而從柱狀晶歷經γ→α變態而成之結晶組織亦同樣視為柱狀晶。透過歷經γ→α變態，柱狀晶之{100}＜0vw＞集合組織會更為尖銳化。
柱狀晶具有{100}＜0vw＞集合組織，該{100}＜0vw＞集合組織對於均勻提升無方向性電磁鋼板之磁特性，特別是均勻提升板面內之全方向上之磁特性而言較為理想。所謂{100}＜0vw＞集合組織，係與板面平行的面為{100}面且軋延方向為＜0vw＞方位之結晶發達的集合組織(v及w為任意實數(除了v及w皆為0的情況))。若柱狀晶比率小於80%，便無法利用完工退火在涵蓋無方向性電磁鋼板之板厚方向整體中獲得{100}結晶發達之集合組織。此種情況下，如上所述，鋼板之板厚中心部中{100}結晶不會發達，而對於磁特性而言較不理想的{111}結晶則會發達。為了將至鋼板之板厚中心部為止製成{100}結晶發達的集合組織，鋼帶之柱狀晶比率係設為80%以上。鋼帶之柱狀晶比率，如上所述，可藉由以顯微鏡觀察鋼帶截面來進行特定。惟，鋼帶之柱狀晶率在對鋼帶施行後述冷軋延或熱處理之後無法正確測定出來。因此，就本實施形態之無方向性電磁鋼板，並未特別規定柱狀晶率。 在第1製造方法中，為了令柱狀晶比率在80%以上，係例如將凝固時之鑄片等鋼塊的一表面與另一表面之間的溫度差設為40℃以上。該溫度差可藉由鑄模之冷卻結構、材質、模具錐度及模具保護渣等來控制。在如上述之柱狀晶比率會成為80%以上之條件下鑄造熔鋼時，容易生成Mg、Ca、Sr、Ba、Nd、Pr、La、Ce、Zn或Cd之硫化物、氧硫化物或該等二者，而可抑制MnS等微細硫化物之生成。
鋼帶之平均結晶粒徑越小，晶粒數量會越多，結晶晶界的面積就越廣。於完工退火之再結晶中，當結晶從晶粒內及結晶晶界成長時，從晶粒內成長之結晶係磁特性較為理想的{100}結晶，相對於此，從結晶晶界成長之結晶則係{111}＜112＞結晶等之磁特性較不理想的結晶。因此，鋼帶之平均結晶粒徑越大，在完工退火中，磁特性較為理想之{100}結晶越容易發達，特別是當鋼帶之平均結晶粒徑在0.10mm以上時容易獲得優異磁特性。因此，鋼帶之平均結晶粒徑設為0.10mm以上。鋼帶之平均結晶粒徑可藉由鑄造時之鑄片2表面之間的溫度差、700℃以上的溫度範圍中之平均冷卻速度、熱軋延的開始溫度及捲取溫度等來進行調整。當鑄造時之鑄片2表面之間的溫度差設為40℃以上，且在700℃以上的平均冷卻速度設為10℃/分鐘以下時，可獲得鋼帶，且該鋼帶所含柱狀晶之平均結晶粒徑在0.10mm以上。此外，當熱軋延的開始溫度設為900℃以下且捲取溫度設為650℃以下時，鋼帶所含晶粒會成為未再結晶延伸粒，故可獲得平均結晶粒徑在0.10mm以上之鋼帶。另，700℃以上的溫度範圍中之平均冷卻速度，係指從開始鑄造之溫度起至700℃為止的溫度範圍中之平均冷卻速度，亦即係將開始鑄造之溫度與700℃之差除以從開始鑄造之溫度冷卻至700℃為止所需的時間而得之值。
粗大析出物生成元素，較佳為事先投入製鋼步驟中之鑄造前的最後的鍋槽底部，再將含有粗大析出物生成元素以外之元素的熔鋼注入該鍋槽，而使粗大析出物生成元素熔解於熔鋼中。藉此，可使粗大析出物生成元素難以自熔鋼飛散，並且可促進粗大析出物生成元素與S的反應。製鋼步驟中之鑄造前的最後的鍋槽為譬如連續鑄造機之澆鑄槽正上方的鍋槽。
若使冷軋延之軋縮率大於90%，在完工退火時，會阻礙磁特性之提升的集合組織例如{111}＜112＞集合組織便容易發達。因此，冷軋延之軋縮率設為90%以下。而若使冷軋延之軋縮率小於40%，有時會難以確保無方向性電磁鋼板之厚度精度及平坦度。因此，冷軋延之軋縮率宜設為40%以上。
藉由完工退火，產生一次再結晶及晶粒的成長，並使平均結晶粒徑為50μm~180μm。透過該完工退火，可獲得{100}結晶發達的集合組織，該{100}結晶適於均勻提升板面內全方向上的磁特性。在完工退火中，係例如將維持溫度設為750℃以上且在950℃以下，並將維持時間設為10秒以上且在60秒以下。
若將完工退火的通板張力設為大於3MPa，會有具有各向異性之彈性應變變得容易殘存於無方向性電磁鋼板內的情形。具有各向異性之彈性應變會致使集合組織變形，故就算獲得了{100}結晶發達的集合組織，其也會變形，而有造成板面內之磁特性的均勻性降低的情形。因此，完工退火的通板張力宜設為3MPa以下。而將完工退火之950℃~700℃中之冷卻速度設為大於1℃/秒時，具有各向異性之彈性應變也會變得容易殘存於無方向性電磁鋼板內。因此，完工退火之950℃~700℃中之冷卻速度宜設為1℃/秒以下。此處，所謂冷卻速度，係不同於平均冷卻速度(將冷卻開始溫度與冷卻結束溫度的差除以冷卻所花費的時間而得之值)。考慮到須經常使冷卻速度保持緩慢，則於完工退火中，在950℃~700℃的溫度範圍中須使冷卻速度經常在1℃/秒以下。
如此一來，即可製造本實施形態之無方向性電磁鋼板。且，亦可在完工退火後，藉由塗佈及燒附來形成絕緣被膜。
接下來，說明實施形態之無方向性電磁鋼板的第2製造方法。於第2製造方法中，進行熔鋼之急速凝固、冷軋延及完工退火等。
在熔鋼之急速凝固中，是使具有上述化學組成之熔鋼在可移動更替的冷卻體表面急速凝固，以製得柱狀晶之比率以面積分率計為80%以上且平均結晶粒徑為0.10mm以上之鋼帶。第2製造方法中，於熔鋼之急速凝固後的冷卻中容易發生γ→α變態，而從柱狀晶歷經γ→α變態而成之結晶組織亦同樣視為柱狀晶。透過歷經γ→α變態，柱狀晶之{100}＜0vw＞集合組織會更為尖銳化。
柱狀晶具有{100}＜0vw＞集合組織，該{100}＜0vw＞集合組織對於均勻提升無方向性電磁鋼板之磁特性，特別是均勻提升板面內之全方向上之磁特性而言較為理想。所謂{100}＜0vw＞集合組織，係與板面平行的面為{100}面且軋延方向為＜0vw＞方位之結晶發達的集合組織(v及w為任意實數(除了v及w皆為0的情況))。若柱狀晶比率小於80%，便無法利用完工退火在涵蓋無方向性電磁鋼板之板厚方向整體中獲得{100}結晶發達之集合組織。此種情況下，如上所述，鋼板之板厚中心部中{100}結晶不會發達，而對於磁特性而言較不理想的{111}結晶則會發達。為了將至鋼板之板厚中心部為止製成{100}結晶發達的集合組織，鋼帶之柱狀晶比率係設為80%以上。鋼帶之柱狀晶比率，如上所述，可藉由顯微鏡觀察來進行特定。 在第2製造方法中，為了令柱狀晶比率在80%以上，會例如將熔鋼之注入可移動更替的冷卻體表面之溫度提高為較凝固溫度高25℃以上。特別是，當將熔鋼的溫度提高為較凝固溫度高40℃以上時，可令柱狀晶比率為將近100%。在如上述之柱狀晶比率會成為80%以上之條件下使熔鋼凝固時，便易於生成Mg、Ca、Sr、Ba、Nd、Pr、La、Ce、Zn或Cd之硫化物、氧硫化物或該二者，而可抑制MnS等微細硫化物之生成。
鋼帶之平均結晶粒徑越小，晶粒數量會越多，結晶晶界的面積就越廣。於完工退火之再結晶中，當結晶從晶粒內及結晶晶界成長時，從晶粒內成長之結晶係磁特性較為理想的{100}結晶，相對於此，從結晶晶界成長之結晶則係{111}＜112＞結晶等之磁特性較不理想的結晶。因此，鋼帶之平均結晶粒徑越大，在完工退火中，磁特性較為理想之{100}結晶越容易發達，特別是當鋼帶之平均結晶粒徑在0.10mm以上時容易獲得優異磁特性。因此，鋼帶之平均結晶粒徑設為0.10mm以上。鋼帶之平均結晶粒徑，可透過急速凝固時從完成凝固起至捲取為止的平均冷卻速度等來進行調整。具體而言，係將從完成熔鋼之凝固起至捲取鋼帶為止的平均冷卻速度設為1,000~3,000℃/分鐘。
在急速凝固時，粗大析出物生成元素較佳為事先投入製鋼步驟中之鑄造前的最後的鍋槽底部，再將含有粗大析出物生成元素以外之元素的熔鋼注入該鍋槽，而使粗大析出物生成元素熔解於熔鋼中。藉此，可使粗大析出物生成元素難以自熔鋼飛散，並且可促進粗大析出物生成元素與S的反應。製鋼步驟中之鑄造前的最後的鍋槽為例如用以急速凝固之鑄造機之澆鑄槽正上方的鍋槽。
若使冷軋延之軋縮率大於90%，在完工退火時，會阻礙磁特性之提升的集合組織例如{111}＜112＞集合組織便容易發達。因此，冷軋延之軋縮率設為90%以下。而若使冷軋延之軋縮率小於40%，有時會難以確保無方向性電磁鋼板之厚度精度及平坦度。因此，冷軋延之軋縮率宜設為40%以上。
藉由完工退火，產生一次再結晶及晶粒的成長，並使平均結晶粒徑為50μm~180μm。透過該完工退火，可獲得{100}結晶發達的集合組織，該{100}結晶適於均勻提升板面內全方向上的磁特性。在完工退火中，係例如將維持溫度設為750℃以上且在950℃以下，並將維持時間設為10秒以上且在60秒以下。
若將完工退火的通板張力設為大於3MPa，會有具有各向異性之彈性應變變得容易殘存於無方向性電磁鋼板內的情形。具有各向異性之彈性應變會致使集合組織變形，故就算獲得了{100}結晶發達的集合組織，其也會變形，而有造成板面內之磁特性的均勻性降低的情形。因此，完工退火的通板張力宜設為3MPa以下。而將完工退火之950℃~700℃中之冷卻速度設為大於1℃/秒時，也有具有各向異性之彈性應變變得容易殘存於無方向性電磁鋼板內的情形。因此，完工退火之950℃~700℃中之冷卻速度宜設為1℃/秒以下。此處，所謂冷卻速度，係與平均冷卻速度(將冷卻開始溫度與冷卻結束溫度的差除以冷卻所花費的時間而得之值)不同的概念。考慮到須經常使冷卻速度保持緩慢，則於完工退火中，在950℃~700℃的溫度範圍中須使冷卻速度經常在1℃/秒以下。
如此一來，即可製造本實施形態之無方向性電磁鋼板。且，亦可在完工退火後，藉由塗佈及燒附來形成絕緣被膜。
如上述之本實施形態之無方向性電磁鋼板在例如厚度為0.50mm的情況下，具有以下之高磁通密度且低鐵損的磁特性：軋延方向(L方向)上之磁通密度B50 L：1.79T以上、軋延方向及寬度方向(C方向)上之磁通密度B50的平均值B50 L+C：1.75T以上、軋延方向上之鐵損W15/50 L：4.5W/kg以下、以及軋延方向及寬度方向上之鐵損W15/50的平均值W15/50 L+C：5.0W/kg以下。
以上，已詳細說明了本發明之較佳實施形態，惟本發明不受該等示例限定。且應當了解只要係本發明所屬技術領域中具有通常知識者，於申請專利範圍所記載之技術思想的範圍內，顯然可以想到各種變更例或修正例，針對該等，亦當然屬於本發明之技術範圍。 實施例
接著，針對本發明實施形態之無方向性電磁鋼板，示出實施例並具體地說明。以下所示實施例僅為本發明實施形態之無方向性電磁鋼板之一例，本發明之無方向性電磁鋼板並不受限於下述示例。
(第1試驗) 在第1試驗中，鑄造具有表1所示化學組成的熔鋼而製作鋼胚，並進行該鋼胚之熱軋延而製得鋼帶。表1中之空欄表示該元素含量低於檢測極限，且剩餘部分為Fe及不純物。表1中的底線則表示該數值超出本發明範圍外。接著，進行鋼帶之冷軋延及完工退火，製作出厚度為0.50mm的各種無方向性電磁鋼板。然後，測定各無方向性電磁鋼板之板厚中心部之結晶方位強度，並算出板厚中心部之參數R。於表2示出其結果。表2中的底線表示該數值超出本發明範圍外。
[表1]
Figure 02_image001
[表2]
Figure 02_image003
然後，測定各無方向性電磁鋼板之磁特性。並於表3示出其結果。表3中的底線表示該數值不在所欲範圍內。亦即，磁通密度B50 L欄位的底線表示小於1.79T，平均值B50 L+C欄位的底線表示小於1.75T，鐵損W15/50 L欄位的底線表示大於4.5W/kg，平均值W15/50 L+C欄位的底線則表示大於5.0W/kg。
[表3]
Figure 02_image005
如表3所示，試樣No.11~No.22及No.11’~No.19’因化學組成在本發明範圍內，且板厚中心部之參數R在本發明範圍內，故獲得了良好磁特性。 試樣No.1~No.6因板厚中心部之參數R過小，故鐵損W15/50 L及平均值W15/50 L+C大，磁通密度B50 L及平均值B50 L+C低。試樣No.7因S含量過高，故鐵損W15/50 L及平均值W15/50 L+C大，且磁通密度B50 L及平均值B50 L+C低。試樣No.8因粗大析出物生成元素的總含量過低，故粗大析出物生成元素之硫化物或氧硫化物所含之S總質量相對於無方向性電磁鋼板所含之S總質量的比率小於40%，鐵損W15/50 L及平均值W15/50 L+C大，且磁通密度B50 L及平均值B50 L+C低。試樣No.9因粗大析出物生成元素的總含量過高，故粗大析出物生成元素之硫化物或氧硫化物所含之S總質量相對於無方向性電磁鋼板所含之S總質量的比率為40%以上，但Ca形成大量CaO等夾雜物，導致鐵損W15/50 L及平均值W15/50 L+C大，且磁通密度B50 L及平均值B50 L+C低。試樣No.10因參數Q過大，故磁通密度B50 L及平均值B50 L+C低。
(第2試驗) 在第2試驗中，鑄造以下熔鋼而製作出鋼胚後，進行該鋼胚之熱軋延，製得厚度為2.1mm之鋼帶：以質量%計含有C：0.0023%、Si：0.81%、Al：0.03%、Mn：0.20%、S：0.0003%及Pr：0.0007%，且剩餘部分由Fe及不純物所構成之熔鋼(對應表4-1試樣31~33)、及以質量%計含有C：0.0021%、Si：0.83%、Al：0.05%、Mn：0.19%、S：0.0007%及Pr：0.0013%，且剩餘部分由Fe及不純物所構成之熔鋼(對應表4-1試樣31’~33’)。於鑄造時，調整鑄片之2表面間的溫度差，以使鋼帶之柱狀晶比率及平均結晶粒徑變化。於表4-2中示出2表面間的溫度差、柱狀晶比率及平均結晶粒徑。接著，以78.2%之軋縮率進行冷軋延，製得厚度為0.50mm的鋼板。其後，在850℃下進行30秒之連續完工退火，而製得無方向性電磁鋼板。然後，測定各無方向性電磁鋼板之8個結晶方位強度，並算出板厚中心部之參數R。亦於表4-2示出其結果。表4-2中的底線表示該數值超出本發明範圍外。
[表4-1]
Figure 02_image007
[表4-2]
Figure 02_image009
然後，測定各無方向性電磁鋼板之磁特性。並於表5示出其結果。表5中的底線表示該數值不在所欲範圍內。亦即，磁通密度B50 L欄位的底線表示小於1.79T，平均值B50 L+C欄位的底線表示小於1.75T，鐵損W15/50 L欄位的底線表示大於4.5W/kg，平均值W15/50 L+C欄位的底線則表示大於5.0W/kg。
[表5]
Figure 02_image011
如表5所示，使用有柱狀晶比率適當的鋼帶之試樣No.33及No.33’，因板厚中心部之參數R在本發明範圍內，故獲得了良好磁特性。
使用了柱狀晶比率過低的鋼帶之試樣No.31、No.32、No.31’及No.32’，因板厚中心部之參數R超出本發明範圍外，故鐵損W15/50 L及平均值W15/50 L+C大，且磁通密度B50 L及平均值B50 L+C低。
(第3試驗) 於第3試驗中，鑄造具有表6所示化學組成之熔鋼而製作鋼胚，並進行該鋼胚之熱軋延而製得厚度為2.4mm的鋼帶。其剩餘部分為Fe及不純物，且表6中的底線表示該數值超出本發明範圍外。於鑄造時，調整鑄片之2表面間的溫度差和在700℃以上的平均冷卻速度，以使鋼帶之柱狀晶比率及平均結晶粒徑變化。而2表面間的溫度差係設為48℃~60℃。試樣No.41、42、41’及42’中，係將在700℃以上的平均冷卻速度設為20℃/分鐘，其他試樣中則係將在700℃以上的平均冷卻速度設為10℃/分鐘以下。並於表7中示出柱狀晶比率及平均結晶粒徑。接著，以79.2%之軋縮率進行冷軋延，製得厚度為0.50mm的鋼板。其後，在880℃下進行45秒之連續完工退火，而製得無方向性電磁鋼板。然後，測定各無方向性電磁鋼板之8個結晶方位強度，並算出板厚中心部之參數R。亦於表7示出其結果。表7中的底線表示該數值超出本發明範圍外。
[表6]
Figure 02_image013
[表7]
Figure 02_image015
然後，測定各無方向性電磁鋼板之磁特性。並於表8示出其結果。表8中的底線表示該數值不在所欲範圍內。亦即，磁通密度B50 L欄位的底線表示小於1.79T，平均值B50 L+C欄位的底線表示小於1.75T，鐵損W15/50 L欄位的底線表示大於4.5W/kg，平均值W15/50 L+C欄位的底線則表示大於5.0W/kg。
[表8]
Figure 02_image017
如表8所示，使用有化學組成、柱狀晶比率及平均結晶粒徑適當的鋼帶之試樣No.44及試樣No.44’，因板厚中心部之參數R在本發明範圍內，故獲得了良好磁特性。
使用有平均結晶粒徑過小的鋼帶之試樣No.41、No.42、No.41’及No.42’中，鐵損W15/50 L及平均值W15/50 L+C大，磁通密度B50 L及平均值B50 L+C低。試樣No.43及No.43’因粗大析出物生成元素的總含量過低，故鐵損W15/50 L及平均值W15/50 L+C大，且磁通密度B50 L及平均值B50 L+C低。試樣No.45及No.45’因粗大析出物生成元素的總含量過高，故鐵損W15/50 L及平均值W15/50 L+C大，且磁通密度B50 L及平均值B50 L+C低。
(第4試驗) 於第4試驗中，鑄造具有表9所示化學組成之熔鋼而製作鋼胚，並進行該鋼胚之熱軋延而製得表10所示厚度的鋼帶。表9中之空欄表示該元素含量低於檢測極限，且剩餘部分為Fe及不純物。於鑄造時，調整鑄片之2表面間的溫度差，以使鋼帶之柱狀晶比率及平均結晶粒徑變化。而2表面間的溫度差係設為51℃~68℃。於表10中，亦示出柱狀晶比率及平均結晶粒徑。接著，以表10所示軋縮率進行冷軋延，製得厚度為0.50mm的鋼板。其後，在830℃下進行40秒之連續完工退火，而製得無方向性電磁鋼板。然後，測定各無方向性電磁鋼板之8個結晶方位強度，並算出板厚中心部之參數R。亦於表10示出其結果。表10中的底線表示該數值超出本發明範圍外。
[表9]
Figure 02_image019
[表10]
Figure 02_image021
然後，測定各無方向性電磁鋼板之磁特性。並於表11示出其結果。表11中的底線表示該數值不在所欲範圍內。亦即，磁通密度B50 L欄位的底線表示小於1.79T，平均值B50 L+C欄位的底線表示小於1.75T，鐵損W15/50 L欄位的底線表示大於4.5W/kg，平均值W15/50 L+C欄位的底線則表示大於5.0W/kg。
[表11]
Figure 02_image023
如表11所示，使用有化學組成、柱狀晶比率及平均結晶粒徑適當的鋼帶，且以適當軋縮量進行了冷軋延之試樣No.51~No.55及No.51’~55’，因板厚中心部之參數R在本發明範圍內，故獲得了良好磁特性。就含有適量Sn或Cu之試樣No.53、No.54、No.53’及No.54’，獲得了尤其優異之鐵損W15/50 L、平均值W15/50 L+C、磁通密度B50 L及平均值B50 L+C。就含有適量Sn及Cu之試樣No.55及No.55’，獲得了更為優異之鐵損W15/50 L、平均值W15/50 L+C、磁通密度B50 L及平均值B50 L+C。 將冷軋延的軋縮率設得過高之試樣No.56及No.56’中，鐵損W15/50 L及平均值W15/50 L+C大，磁通密度B50 L及平均值B50 L+C低。
(第5試驗) 在第5試驗中，鑄造以下熔鋼而製作出鋼胚後，進行該鋼胚之熱軋延，製得厚度為2.3mm之鋼帶：以質量%計含有C：0.0014%、Si：0.34%、Al：0.48%、Mn：1.42%、S：0.0017%及Sr：0.0011%，且剩餘部分由Fe及不純物所構成之熔鋼(對應表12-1試樣61~64)、及以質量%計含有C：0.0015%、Si：0.35%、Al：0.47%、Mn：1.41%、S：0.0007%及Sr：0.0014%，且剩餘部分由Fe及不純物所構成之熔鋼(對應表12-1試樣61’~64’)。於鑄造時，使鑄片之2表面間的溫度差為59℃，而將鋼帶之柱狀晶比率製成90%，將平均結晶粒徑製成0.17mm。接著，以78.3%之軋縮率進行冷軋延，製得厚度為0.50mm的鋼板。其後，在920℃下進行20秒之連續完工退火，而製得無方向性電磁鋼板。在完工退火中，使通板張力及從950℃起至700℃為止之冷卻速度變化。並於表12-2示出通板張力及冷卻速度。然後，測定各無方向性電磁鋼板之結晶方位強度，並算出板厚中心部之參數R。亦於表12-2示出其結果。
[表12-1]
Figure 02_image025
[表12-2]
Figure 02_image027
然後，測定各無方向性電磁鋼板之磁特性。並於表13示出其結果。
[表13]
Figure 02_image029
如表13所示，試樣No.61~No.64及No.61’~No.64’因化學組成在本發明範圍內，且板厚中心部之參數R在本發明範圍內，故獲得了良好磁特性。就將通板張力設為3MPa以下之試樣No.62、No.63、No.62’及No.63’，彈性應變各向異性低，而獲得了尤其優異之鐵損W15/50 L、平均值W15/50 L+C、磁通密度B50 L及平均值B50 L+C。就使從920℃起至700℃為止的冷卻速度在1℃/秒以下之試樣No.64及No.64’，彈性應變各向異性更低，而獲得了更為優異之鐵損W15/50 L、平均值W15/50 L+C、磁通密度B50 L及平均值B50 L+C。另，在彈性應變各向異性之測定中，係從各無方向性電磁鋼板切出各邊長度為55mm、2邊與軋延方向平行、2邊與垂直於軋延方向之方向(板寬方向)平行且平面形狀為4角形的試樣，並測定因彈性應變之影響而變形後之各邊長度。然後，求出垂直於軋延方向之方向的長度較軋延方向的長度長多少。
(第6試驗) 於第6試驗中，利用雙輥法使具有表14所示化學組成的熔鋼急速凝固而製得鋼帶。表14中之空欄表示該元素含量低於檢測極限，且剩餘部分為Fe及不純物。表14中的底線則表示該數值超出本發明範圍外。接著，進行鋼帶之冷軋延及完工退火，製作出厚度為0.50mm的各種無方向性電磁鋼板。然後，測定各無方向性電磁鋼板之8個結晶方位強度，並算出板厚中心部之參數R。並於表15示出其結果。表15中的底線表示該數值超出本發明範圍外。
[表14]
Figure 02_image031
[表15]
Figure 02_image033
然後，測定各無方向性電磁鋼板之磁特性。並於表16示出其結果。表16中的底線表示該數值不在所欲範圍內。亦即，磁通密度B50 L欄位的底線表示小於1.79T，平均值B50 L+C欄位的底線表示小於1.75T，鐵損W15/50 L欄位的底線表示大於4.5W/kg，平均值W10/15 L+C欄位的底線則表示大於5.0W/kg。
[表16]
Figure 02_image035
如表16所示，試樣No.111~No.122及No.111’~No.119’因化學組成在本發明範圍內，且板厚中心部之參數R在本發明範圍內，故獲得了良好磁特性。 試樣No.101~No.106因板厚中心部之參數R過小，故鐵損W15/50 L及平均值W15/50 L+C大，磁通密度B50 L及平均值B50 L+C低。試樣No.107因S含量過高，故鐵損W15/50 L及平均值W15/50 L+C大，且磁通密度B50 L及平均值B50 L+C低。試樣No.108因粗大析出物生成元素的總含量過低，故鐵損W15/50 L及平均值W15/50 L+C大，且磁通密度B50 L及平均值B50 L+C低。試樣No.109因粗大析出物生成元素的總含量過高，故鐵損W15/50 L及平均值W15/50 L+C大，且磁通密度B50 L及平均值B50 L+C低。試樣No.110因參數Q過大，故磁通密度B50 L及平均值B50 L+C低。
(第7試驗) 於第7試驗中，藉由雙輥法使以下熔鋼急速凝固，而製得厚度為2.1mm的鋼帶：以質量%計含有C：0.0023%、Si：0.81%、Al：0.03%、Mn：0.20%、S：0.0003%及Nd：0.0007%，且剩餘部分由Fe及不純物所構成之熔鋼(對應表17-1試樣131~133)、及以質量%計含有C：0.0021%、Si：0.83%、Al：0.05%、Mn：0.19%、S：0.0007%及Nd：0.0013%，且剩餘部分由Fe及不純物所構成之熔鋼(對應表17-1試樣131’~133’)。此時，調整注入溫度，使鋼帶之柱狀晶比率及平均結晶粒徑變化。於表17中，示出注入溫度與凝固溫度之差、柱狀晶比率及平均結晶粒徑。接著，以78.2%之軋縮率進行冷軋延，製得厚度為0.50mm的鋼板。其後，在850℃下進行30秒之連續完工退火，而製得無方向性電磁鋼板。然後，測定各無方向性電磁鋼板之8個結晶方位強度，並算出板厚中心部之參數R。亦於表17示出其結果。表17中的底線表示該數值超出本發明範圍外。
[表17-1]
Figure 02_image037
[表17-2]
Figure 02_image039
然後，測定各無方向性電磁鋼板之磁特性。並於表18示出其結果。表18中的底線表示該數值不在所欲範圍內。亦即，磁通密度B50 L欄位的底線表示小於1.79T，平均值B50 L+C欄位的底線表示小於1.75T，鐵損W15/50 L欄位的底線表示大於4.5W/kg，平均值W15/50 L+C欄位的底線則表示大於5.0W/kg。
[表18]
Figure 02_image041
如表18所示，使用有柱狀晶比率適當的鋼帶之試樣No.133及No.133’，因板厚中心部之參數R在本發明範圍內，故獲得了良好磁特性。
使用有柱狀晶比率過低的鋼帶之試樣No.131、No.132、No.131’及No.132’中，鐵損W15/50 L及平均值W15/50 L+C大，磁通密度B50 L及平均值B50 L+C低。
(第8試驗) 於第8試驗中，藉由雙輥法使具有表19所示化學組成的熔鋼急速凝固，而製得厚度為2.4mm的鋼帶。其剩餘部分為Fe及不純物，且表19中的底線表示該數值超出本發明範圍外。此時，調整注入溫度、及從完成熔鋼之凝固起至捲取鋼帶為止的平均冷卻速度，使鋼帶之柱狀晶比率及平均結晶粒徑變化。試樣No.143~No.145及No.143’~145’的注入溫度係設為較凝固溫度更高29℃~35℃，而從完成熔鋼之凝固起至捲取鋼帶為止的平均冷卻速度係設為1,500~2,000℃/分鐘。試樣No.141、No.142、No.141’及No.142’的注入溫度係設為較凝固溫度高20~24℃，而從完成熔鋼之凝固起至捲取鋼帶為止的平均冷卻速度係設為大於3,000℃/分鐘。並於表20中示出柱狀晶比率及平均結晶粒徑。接著，以79.2%之軋縮率進行冷軋延，製得厚度為0.50mm的鋼板。其後，在880℃下進行45秒之連續完工退火，而製得無方向性電磁鋼板。然後，測定各無方向性電磁鋼板之8個結晶方位強度，並算出板厚中心部之參數R。亦於表20示出其結果。表20中的底線表示該數值超出本發明範圍外。
[表19]
Figure 02_image043
[表20]
Figure 02_image045
然後，測定各無方向性電磁鋼板之磁特性。並於表21示出其結果。表21中的底線表示該數值不在所欲範圍內。亦即，磁通密度B50 L欄位的底線表示小於1.79T，平均值B50 L+C欄位的底線表示小於1.75T，鐵損W15/50 L欄位的底線表示大於4.5W/kg，平均值W15/50 L+C欄位的底線則表示大於5.0W/kg。
[表21]
Figure 02_image047
如表21所示，使用有化學組成、柱狀晶比率及平均結晶粒徑適當的鋼帶之試樣No.144及No.144’，因板厚中心部之參數R在本發明範圍內，故獲得了良好磁特性。
使用有平均結晶粒徑過小的鋼帶之試樣No.141、No.142、No.141’及No.142’中，鐵損W15/50 L及平均值W15/50 L+C大，磁通密度B50 L及平均值B50 L+C低。試樣No.143及No.143’因粗大析出物生成元素的總含量過低，故鐵損W15/50 L及平均值W15/50 L+C大，且磁通密度B50 L及平均值B50 L+C低。試樣No.145及No.145’因粗大析出物生成元素的總含量過高，故鐵損W15/50 L及平均值W15/50 L+C大，且磁通密度B50 L及平均值B50 L+C低。
(第9試驗) 於第9試驗中，藉由雙輥法使具有表22所示化學組成的熔鋼急速凝固，而製得表23所示厚度的鋼帶。表22中之空欄表示該元素含量低於檢測極限，且剩餘部分為Fe及不純物。此時，調整注入溫度，使鋼帶之柱狀晶比率及平均結晶粒徑變化。注入溫度係設為較凝固溫度更高28℃~37℃。於表23中，亦示出柱狀晶比率及平均結晶粒徑。接著，以表23所示軋縮率進行冷軋延，製得厚度為0.20mm的鋼板。其後，在830℃下進行40秒之連續完工退火，而製得無方向性電磁鋼板。然後，測定各無方向性電磁鋼板之8個結晶方位強度，並算出板厚中心部之參數R。亦於表23示出其結果。表23中的底線表示該數值超出本發明範圍外。
[表22]
Figure 02_image049
[表23]
Figure 02_image051
然後，測定各無方向性電磁鋼板之磁特性。並於表24示出其結果。表24中的底線表示該數值不在所欲範圍內。亦即，磁通密度B50 L欄位的底線表示小於1.79T，平均值B50 L+C欄位的底線表示小於1.75T，鐵損W15/50 L欄位的底線表示大於4.5W/kg，平均值W15/50 L+C欄位的底線則表示大於5.0W/kg。
[表24]
Figure 02_image053
如表24所示，使用有化學組成、柱狀晶比率及平均結晶粒徑適當的鋼帶，且以適當軋縮量進行了冷軋延之試樣No.151~No.154及No.151’~154’，因板厚中心部之參數R在本發明範圍內，故獲得了良好磁特性。就含有適量Sn或Cu之試樣No.153、No.154、No.153’及No.154’，獲得了尤其優異之鐵損W15/50 L、平均值W15/50 L+C、磁通密度B50 L及平均值B50 L+C。 將冷軋延的軋縮率設得過高之試樣No.155及No.155’中，鐵損W15/50 L及平均值W15/50 L+C大，磁通密度B50 L及平均值B50 L+C低。
(第10試驗) 於第10試驗中，藉由雙輥法使以下熔鋼急速凝固，而製得厚度為2.3mm的鋼帶：以質量%計含有C：0.0014%、Si：0.34%、Al：0.48%、Mn：1.42%、S：0.0017%及Sr：0.0011%，且剩餘部分由Fe及不純物所構成之熔鋼(對應表25-1試樣161~164)、及以質量%計含有C：0.0015%、Si：0.35%、Al：0.47%、Mn：1.41%、S：0.0007%及Sr：0.0013%，且剩餘部分由Fe及不純物所構成之熔鋼(對應表25-1試樣161’~164’)。此時，將注入溫度設成較凝固溫度更高32℃，而將鋼帶之柱狀晶比率製成90%，將平均結晶粒徑製成0.17mm。接著，以78.3%之軋縮率進行冷軋延，製得厚度為0.50mm的鋼板。其後，在920℃下進行20秒之連續完工退火，而製得無方向性電磁鋼板。在完工退火中，使通板張力及從920℃起至700℃為止之冷卻速度變化。並於表25示出通板張力及冷卻速度。然後，測定各無方向性電磁鋼板之結晶方位強度，並算出板厚中心部之參數R。亦於表25示出其結果。
[表25-1]
Figure 02_image055
[表25-2]
Figure 02_image057
然後，測定各無方向性電磁鋼板之磁特性。並於表26示出其結果。
[表26]
Figure 02_image059
如表26所示，試樣No.161~No.164及No.161’~No.164’因化學組成在本發明範圍內，且板厚中心部之參數R在本發明範圍內，故獲得了良好磁特性。就將通板張力設為3MPa以下之試樣No.162、No.163、No.162’及No.163’，彈性應變各向異性低，而獲得了尤其優異之鐵損W15/50 L、平均值W15/50 L+C、磁通密度B50 L及平均值B50 L+C。就使從920℃起至700℃為止的冷卻速度在1℃/秒以下之試樣No.164及No.164’，彈性應變各向異性更低，而獲得了更為優異之鐵損W15/50 L、平均值W15/50 L+C、磁通密度B50 L及平均值B50 L+C。另，在彈性應變各向異性之測定中，係從各無方向性電磁鋼板切出各邊長度為55mm、2邊與軋延方向平行、2邊與垂直於軋延方向之方向(板寬方向)平行且平面形狀為4角形的試樣，並測定因彈性應變之影響而變形後之各邊長度。然後，求出垂直於軋延方向之方向的長度較軋延方向的長度長多少。
產業上之可利用性 本發明可以應用於例如無方向性電磁鋼板之製造產業、及無方向性電磁鋼板之應用產業。

Claims (12)

  1. 一種無方向性電磁鋼板，其特徵在於：具有以下所示化學組成：以質量%計，C：0.0030%以下、Si：2.00%以下、Al：1.00%以下、Mn：0.10%~2.00%、S：0.0030%以下、選自於由Mg、Ca、Sr、Ba、Nd、Pr、La、Ce、Zn及Cd所構成之群組中之一種以上：總計在0.0003%以上且小於0.0015%、將Si含量(質量%)定義為[Si]、Al含量(質量%)為[Al]且Mn含量(質量%)為[Mn]，並以式1所示參數Q：2.00以下、Sn：0.00%~0.40%及Cu：0.00%~1.00%，且剩餘部分：Fe及不純物；並且將板厚中心部之{100}結晶方位強度、{310}結晶方位強度、{411}結晶方位強度、{521}結晶方位強度、{111}結晶方位強度、{211}結晶方位強度、{332}結晶方位強度及{221}結晶方位強度分別定義為I100、I310、I411、I521、I111、I211、I332及I221，並以式2所示參數R在0.80以上；Q=[Si]+2×[Al]-[Mn] (式1)； R=(I100+I310+I411+I521)/(I111+I211+I332+I221) (式2)。
  2. 如請求項1之無方向性電磁鋼板，其中前述化學組成中滿足：Sn：0.02%~0.40%或Cu：0.10%~1.00%，或者滿足該兩者。
  3. 一種無方向性電磁鋼板的製造方法，係製造如請求項1或2之無方向性電磁鋼板；該製造方法之特徵在於：具備以下步驟：熔鋼之連續鑄造步驟、經前述連續鑄造步驟而得之鋼塊之熱軋延步驟、經前述熱軋延步驟而得之鋼帶之冷軋延步驟、及經前述冷軋延步驟而得之冷軋鋼板之完工退火步驟；前述熔鋼具有如請求項1或2之化學組成，前述鋼帶之柱狀晶比率以面積分率計在80%以上，且平均結晶粒徑在0.10mm以上；並且前述冷軋延步驟中之軋縮率設為90%以下。
  4. 如請求項3之無方向性電磁鋼板的製造方法，其中前述連續鑄造步驟中，前述鋼塊凝固時之一表面與另一表面的溫度差設為40℃以上。
  5. 如請求項3或4之無方向性電磁鋼板的製造方法，其中前述熱軋延步驟中，熱軋延開始溫度設為 900℃以下，且前述鋼帶之捲取溫度設為650℃以下。
  6. 如請求項3或4之無方向性電磁鋼板的製造方法，其中前述完工退火步驟中之通板張力設為3MPa以下，且950℃~700℃之冷卻速度設為1℃/秒以下。
  7. 如請求項5之無方向性電磁鋼板的製造方法，其中前述完工退火步驟中之通板張力設為3MPa以下，且950℃~700℃之冷卻速度設為1℃/秒以下。
  8. 一種無方向性電磁鋼板的製造方法，係製造如請求項1或2之無方向性電磁鋼板；該製造方法之特徵在於：具備以下步驟：熔鋼之急速凝固步驟、經前述急速凝固步驟而得之鋼帶之冷軋延步驟、及經前述冷軋延步驟而得之冷軋鋼板之完工退火步驟；前述熔鋼具有如請求項1或2之化學組成，前述鋼帶之柱狀晶比率以面積分率計在80%以上，且平均結晶粒徑在0.10mm以上；並且前述冷軋延步驟中之軋縮率設為90%以下。
  9. 如請求項8之無方向性電磁鋼板的製造方法，其中前述急速凝固步驟中係使用可移動更替的冷卻體來使前述熔鋼凝固，並且將注入到前述可移動更替的冷卻體之前述熔鋼的溫度設為較前述熔鋼的凝固溫度高25℃以上。
  10. 如請求項8或9之無方向性電磁鋼板的製 造方法，其中前述急速凝固步驟中係使用可移動更替的冷卻體來使前述熔鋼凝固，並且將從完成前述熔鋼之凝固起至捲取前述鋼帶為止的平均冷卻速度設為1,000~3,000℃/分鐘。
  11. 如請求項8或9之無方向性電磁鋼板的製造方法，其中前述完工退火步驟中之通板張力設為3MPa以下，且950℃~700℃之冷卻速度設為1℃/秒以下。
  12. 如請求項10之無方向性電磁鋼板的製造方法，其中前述完工退火步驟中之通板張力設為3MPa以下，且950℃~700℃之冷卻速度設為1℃/秒以下。
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