無方向性電磁鋼板以及其制造方法與流程

本發明涉及高頻鐵損低的無方向性電磁鋼板以及以高生產率生產該無方向性電磁鋼板的制造方法。更詳細來說，本發明涉及對于要求高能效、小尺寸和高輸出的電氣設備的鐵心原材料來說適合的無方向性電磁鋼板以及其制造方法。作為這樣的電氣設備，例如可以列舉出：空氣調節器的壓縮機電機、混合動力汽車、電動汽車、燃料電池汽車所搭載的驅動電機、雙輪車和家庭用熱電聯供系統所搭載的小型發電機等。

本申請基于2015年3月17日在日本申請的特愿2015-053095號主張優先權，將其內容援引至此。

背景技術：

近年來，為了解決地球環境問題，正在要求更小型并且輸出更高、能效更高的電氣設備。因此，對于電氣設備的鐵心所使用的無方向性電磁鋼板(鋼板)正在強烈要求低鐵損和高磁通密度這兩方面。

特別是，就混合動力汽車、電動汽車的驅動電機來說，為了對與小型化相伴的扭矩降低進行補償而增加了驅動電機的旋轉速度。在增加旋轉速度的情況下，對鋼板施加的磁場的頻率增加而鐵損增加。因此，對于鋼板要求降低高頻率下的鐵損(高頻鐵損)。作為降低高頻鐵損的方法，采用了降低板厚、增大電阻率、降低雜質元素。例如，專利文獻1～5是通過增加鋼板中的si、al等合金元素的含量來提高了鋼板的電阻率。

然而，在向鋼大量添加si和al的情況下，制造鋼板時容易產生裂紋、斷裂而使生產率、成品率降低。為了防止該生產率、成品率的降低，減少鋼中的si和al的量來使鋼的硬度降低是有效的。另一方面，為了進一步減小鐵損，需要增加鋼中的si和al的量使增加電阻率。al給每單位質量的電阻率增加帶來的效果與si幾乎是同等的，但al給每單位質量的硬度上升帶來的效果為si的約1/3～1/2。因此，作為對于在盡量不使生產率變差的情況下降低鐵損來說有效的元素，使用了al。即，通過進一步增加鋼中的al含量，使鐵損進一步降低。通過這種方式，可以預料到為了增加電阻率而會使得合金元素的含量進一步增加，因此需要進一步改善生產率。

例如，專利文獻1公開了對由以質量％計含有1.5％～3.5％的si、0.6％～3.0％的al并且(al/(si+al))滿足0.3～0.5的鋼制得的熱軋退火板的平均晶體粒徑和維氏硬度進行控制的方法。另外，專利文獻1公開了：通過該方法使熱軋退火板的耐斷裂性得到提高，能夠在不損害生產率的情況下提供高頻鐵損低的無方向性電磁鋼板。即，專利文獻1所公開的方法與專利文獻2～5所公開的方法不同，對al含量與si含量和al含量的總計的比率進行了調整。

然而，在該al含量的比率為一定值以上的情況下，會使得高頻鐵損會增加。這據認為是由于下述原因：在al含量的比率增加的同時磁致伸縮增加，該磁致伸縮使得磁滯損耗增加。

現有技術文獻

專利文獻

專利文獻1：日本特開2007-247047號公報

專利文獻2：日本特開2005-200756號公報

專利文獻3：日本特開2003-253404號公報

專利文獻4：日本特開2013-44010號公報

專利文獻5：日本特開2014-210978號公報

技術實現要素：

發明所要解決的問題

本發明是鑒于上述問題而完成的，其目的在于：就算進一步增加al含量的比率至迄今為止由增加磁滯損耗而使高頻鐵損增加的范圍(超過某個上限的范圍)，也能夠以高生產率提供高頻鐵損低的無方向性電磁鋼板。

用于解決問題的手段

為了解決上述問題，本申請的發明者們對向含有規定量的al的鋼添加各種化學元素時的鐵損、特別是磁滯損耗的變化進行了深入研究。其結果是，發現了：就算增加鋼中的al含量的比率至迄今為止由增加磁滯損耗而使高頻鐵損增加的范圍，只要使該鋼僅含有規定量的p，則高頻鐵損由于p給鋼板的織構帶來的效果也不會發生劣化(不增加)。此外，還發現了：當鋼板具有{100}面的強度i{100}與{111}面的強度i{111}的比率i{100}/i{111}為規定范圍內的織構時，能夠抑制該織構在沖裁時產生形變孿晶，能夠進一步降低高頻鐵損。

另外，在降低si含量并使al含量增加的情況下，冷軋變得容易。然而，在p含量增加的情況下，冷軋變得非常困難。通過這種方式，p會使冷軋困難，但發現了：根據固溶強化參數r對即將冷軋前的鋼板的平均晶體粒徑進行適當控制，由此能夠高效且穩定地對鋼板進行冷軋。此外，發現了：在最終退火的加熱過程的規定溫度范圍將鋼板的溫度保持為固定溫度，由此能夠將i{100}/i{111}控制為規定范圍。

本發明是基于這些見解而完成的，其主旨如下。

(1)本發明的一個方案涉及無方向性電磁鋼板，其具有下述化學組成：以質量％計含有0％～0.0050％的c、0.50％～2.70％的si、0.10％～3.00％的mn、1.00％～2.70％的al、0.050％～0.100％的p、0％～0.0060％的s、0％～0.0050％的n、0％～0.008％的ti、0％～0.008％的v、0％～0.008％的nb、0％～0.008％的zr，剩余部分包含fe和雜質，上述化學組成滿足下述式(1)、下述式(2)和下述式(3)，{100}面的強度i{100}和{111}面的強度i{111}滿足下述式(4)，該{100}面的強度i{100}和{111}面的強度i{111}是從由x射線衍射法測得的正極點圖獲得表面附近的晶體取向分布函數與板厚中心的晶體取向分布函數的平均來決定的，室溫下的電阻率為60.0×10^-8ω·m以上，板厚為0.05mm～0.40mm。

0.50≤al/(si+al+0.5×mn)≤0.83(1)

1.28≤si+al/2+mn/4+5×p≤3.90(2)

4.0≤si+al+0.5×mn≤7.0(3)

0.50≤i{100}/i{111}≤1.40(4)

(2)本發明的一個方案涉及無方向性電磁鋼板的制造方法，其包括下述工序：熱軋工序，該工序對板坯實施熱軋來制造熱軋板，該板坯具有下述化學組成：以質量％計含有0％～0.0050％的c、0.50％～2.70％的si、0.10％～3.00％的mn、1.00％～2.70％的al、0.050％～0.100％的p、0％～0.0060％的s、0％～0.0050％的n、0％～0.008％的ti、0％～0.008％的v、0％～0.008％的nb、0％～0.008％的zr，剩余部分包含fe和雜質，上述化學組成滿足下述式(5)、下述式(6)和下述式(7)；冷軋工序，該工序在上述熱軋工序后對上述熱軋板實施冷軋來制造具有0.05mm～0.40mm的板厚的冷軋板；以及最終退火工序，該工序在上述冷軋工序后對上述冷軋板實施最終退火，其中，在上述冷軋工序中，上述冷軋前的上述熱軋板的平均晶體粒徑d(μm)和由下述式(8)表示的固溶強化參數r滿足下述式(9)，在上述最終退火工序中對上述冷軋板進行加熱的過程，將上述冷軋板的溫度以550℃～700℃的范圍內的固定溫度保持10～300秒。

0.50≤al/(si+al+0.5×mn)≤0.83(5)

1.28≤si+al/2+mn/4+5×p≤3.90(6)

4.0≤si+al+0.5×mn≤7.0(7)

r＝si+al/2+mn/4+5×p(8)

(3)根據上述(2)所述的無方向性電磁鋼板的制造方法，其可以在上述熱軋工序與上述冷軋工序之間還包括熱軋板退火工序，該工序對上述熱軋板實施熱軋板退火。

發明效果

根據本發明，提供進一步改善了高頻鐵損的廉價的無方向性電磁鋼板，由此能夠使電氣設備更為小型或者進一步提高電氣設備的輸出和能效。而且，由于能夠更容易地沖裁無方向性電磁鋼板，因此能夠在沖裁無方向性電磁鋼板時省略加熱或者能夠降低與磨損相伴的模具的交換頻度。由此，還能夠降低電氣設備的制造成本。另外，根據本發明，就算由于提高無方向性電磁鋼板的電阻率而使冷軋變得困難，也能夠廉價且穩定地在不降低生產率和成品率的情況下制造進一步改善了高頻鐵損的無方向性電磁鋼板。因此，本發明的無方向性電磁鋼板的工業價值極高。

附圖說明

圖1是表示p含量給w10/400與al/(si+al+0.5×mn)之間的關系帶來的效果的曲線圖。

圖2是表示i{100}/i{111}與w10/400之間的關系的曲線圖。

具體實施方式

以下，對本發明的一個實施方式的無方向性電磁鋼板以及其制造方法進行詳細說明。

a.無方向性電磁鋼板

以下，對一個實施方式的無方向性電磁鋼板中的各構成進行說明。

1.化學組成

首先，對本實施方式的無方向性電磁鋼板的化學組成進行說明。以下，以質量％來表示各化學元素的含量(％)。

(1)si：0.50％～2.70％

si使鋼板的電阻率增加來降低鋼板的鐵損。因此，si含量需要為0.50％以上。另外，si含量優選為1.00％以上，更優選為1.20％以上。另一方面，在si含量過剩的情況下，冷軋時鋼板有可能斷裂。另外，本實施方式如后所述是盡可能降低si含量并使al含量增加。進而，si由于妨礙鋼板的滑移系的活動，因此在發生變形時會促進形變孿晶的發達。該形變孿晶由于妨礙磁壁的移動，因此在沖裁后形變孿晶多的情況下磁滯損耗會增加。從這些觀點考慮，si含量需要為2.70％以下。另外，si含量優選為2.50％以下，更優選為2.00％以下。因此，本實施方式的無方向性電磁鋼板的si含量為0.50％～2.70％。

(2)mn：0.10％～3.00％

mn由于與s結合而形成mns，因此會防止鋼因s而脆化。由此，mn含量需要為0.10％以上。另外，mn與si、al同樣地使電阻率增加來降低鋼板的鐵損。當對mn含量和si含量不同的同一電阻率的兩塊鋼進行比較時，mn含量高的鋼的硬度比si含量高的鋼板的硬度低。因此，mn含量高的鋼比si含量高的鋼在冷軋時更不易發生斷裂。由此，mn含量優選為0.50％以上，更優選為1.00％以上。然而，在mn含量過剩的情況下，合金成本增加。從該觀點考慮，mn含量需要為3.00％以下。此外，mn含量優選為2.50％以下，更優選為2.00％以下。因此，本實施方式的無方向性電磁鋼板的mn含量為0.10％～3.00％

(3)al：1.00％～2.70％

al與si和mn同樣地使電阻率增加來降低鋼板的鐵損。而且，al給每單位質量的電阻率增加帶來的效果與si基本同等，但al給每單位質量的硬度上升帶來的效果為si的約1/3～1/2。所以，通過增加al的含量能夠實現高生產率和高電阻率這兩方面，因此al在本實施方式中是重要的元素。由此，al含量需要為1.00％以上。另外，al含量優選為1.50％以上，更優選為1.60％以上。另一方面，在al含量過剩的情況下，飽和磁通密度減少，同一勵磁條件下的磁通密度也降低。從該觀點考慮，al含量需要為2.70％以下。另外，al含量優選為2.50％以下，更優選為2.40％以下。因此，本實施方式的無方向性電磁鋼板的al含量為1.00％～2.70％。

(4)p：0.050％～0.100％

p改善無方向性電磁鋼板的織構，使磁化容易。另外，p改善沖裁時的加工性。因此，p含量需要為0.050％以上。此外，p含量優選為0.055％以上，更優選為0.060％以上。然而，就si含量、mn含量和al含量的總量大、電阻率高的無方向性電磁鋼板來說，在p含量超過0.100％的情況下，有可能在冷軋時發生斷裂。從該觀點考慮，p含量需要為0.100％以下。另外，p含量優選為0.090％以下，更優選為0.080％以下。因此，本實施方式的無方向性電磁鋼板的p含量為0.050％～0.100％。

(5)剩余部分

剩余部分為fe和雜質。

c為雜質，c含量可以為0％。在c含量超過0.0050％的情況下，微細的碳化物會析出到鋼中而使鐵損明顯增加。因此，需要將c含量設定為0％～0.0050％。

s為雜質，s含量可以為0％。在s含量超過0.0060％的情況下，mns等硫化物大量析出到鋼中而使鐵損明顯增加。另外，s還會妨礙最終退火時的晶粒生長，因此在鋼的s含量高的情況下有時無法確保適當的平均晶體粒徑而使得鐵損增加。因此，需要將s含量設定為0％～0.0060％。

n為雜質，n含量可以為0％。在n含量超過0.0050％的情況下，由于氮化物的增加而使鐵損明顯增加。另外，n還會妨礙最終退火時的晶粒生長，因此在鋼的n含量高的情況下有時無法確保適當的平均晶體粒徑而使鐵損增加。因此，需要將n含量設定為0％～0.0050％。

ti、v、nb、zr為雜質，可以為0％。這些ti、v、nb、zr會給最終退火時的晶粒生長帶來不良影響，因此優選盡可能降低。因此，ti含量、v含量、nb含量、zr含量需要分別設定為0％～0.008％。

(6)al給電阻率帶來的效果在三種化學元素(si、al、mn)給電阻率帶來的效果中所占的比率x：0.50～0.83

本實施方式中，鋼板的電阻率的變化量與(si+al+0.5×mn)的值大致成比例，al/(si+al+0.5×mn)表示al給電阻率帶來的效果在三種化學元素(si、al、mn)給電阻率帶來的效果中所占的比率。在維持了(si+al+0.5×mn)的值的情況下增加al/(si+al+0.5×mn)的值時，鋼板的電阻率能夠在同等的情況下減小冷軋的負荷或防止冷軋時的鋼板的斷裂。因此，本實施方式中，al/(si+al+0.5×mn)為0.50以上即為由下述式(10)表示的范圍。在該范圍中，由于與增加al含量與si含量和al含量的總量的比率相伴的磁滯損耗的增加，現有法中是鐵損增加。而本實施方式對p含量的范圍和織構進行控制，由此就算在由下述式(10)表示的范圍內也能夠維持或降低鐵損。另外，本實施方式需要si含量、al含量和mn含量為上述的范圍內，因此al/(si+al+0.5×mn)為0.83以下即由下述式(11)表示的范圍。因此，本實施方式中，al/(si+al+0.5×mn)滿足下述式(12)。另外，al/(si+al+0.5×mn)可以為0.51以上，也可以為0.80以下。此外，以下如下述式(13)所示有時將al/(si+al+0.5×mn)表示為x。

al/(si+al+0.5×mn)≥0.50(10)

al/(si+al+0.5×mn)≤0.83(11)

0.50≤al/(si+al+0.5×mn)≤0.83(12)

x＝al/(si+al+0.5×mn)(13)

這里，式中的各元素符號表示鋼中的各元素的含量(質量％)。

(7)固溶強化參數r：1.28～3.90

si、al、mn和p的固溶強化能力高，在鋼板過剩地含有這些化學元素的情況下鋼板有可能在冷軋中斷裂。因此，如下述式(14)所示，作為表示si、al、mn和p的固溶強化能力的指標定義固溶強化參數r，本實施方式將該固溶強化參數r設定為3.90以下。另外，本實施方式中，si含量、al含量、mn含量和p含量需要為上述范圍內，因此固溶強化參數r為1.28以上。所以，固溶強化參數r如下述式(15)所示為1.28～3.90。此外，固溶強化參數r可以為1.50以上或2.00以上，并且可以為3.80以下。

r＝si+al/2+mn/4+5×p(14)

1.28≤r≤3.90(15)

這里，式中的各元素符號表示鋼中的各元素的含量(質量％)。

2.室溫下的電阻率ρ：60.0×10^-8ω·m以上

室溫下的電阻率主要由si含量、al含量和mn含量決定。從高頻下確保低鐵損的觀點考慮，需要室溫下的電阻率為60.0×10^-8ω·m以上。另外，室溫下的電阻率優選設定為65.0×10^-8ω·m以上。室溫下的電阻率可以為85.0×10^-8ω·m以下或70.0×10^-8ω·m以下。

為了得到該室溫下的電阻率，如下述式(16)所示，(si+al+0.5×mn)需要為4.0～7.0。該(si+al+0.5×mn)更優選為4.4～7.0。以下如下述式(17)所示有時也將該(si+al+0.5×mn)表示為e。

此外，室溫下的電阻率通過公知的四端子法來測定。由鋼板的從邊緣分開10cm以上的位置采取至少一個樣本，在從該樣本去除絕緣包覆后對電阻率進行測定。去除絕緣包覆只要使用例如20％的氫氧化鈉水溶液等那樣的堿性水溶液就行。

4.0≤si+al+0.5×mn≤7.0(16)

e＝si+al+0.5×mn(17)

這里，式中的各元素符號表示鋼中的各元素的含量(質量％)。

3.平均晶體粒徑

無方向性電磁鋼板的平均晶體粒徑(晶粒的平均直徑)優選為30μm～200μm的范圍內。在平均晶體粒徑為30μm以上的情況下，由于各個再結晶晶粒的磁性特性高，因此磁通密度和鐵損改善。另外，在平均晶體粒徑為200μm以下的情況下，渦流損耗減少，進而鐵損降低。

此外，無方向性電磁鋼板的平均晶體粒徑(μm)對于以50倍的倍率通過光學顯微鏡拍攝得到的照片適用切斷法來確定。樣本由鋼板的從邊緣分開10cm以上的位置采取三個。對這些樣本的縱截面(包括板厚方向和軋制方向的面；與板寬方向垂直的面)的照片適用切斷法。就該切斷法來說，將板厚方向的晶體粒徑的平均值和軋制方向的晶體粒徑的平均值平均來確定平均晶體粒徑。所測定的晶粒的數目優選采取得到的樣本每一個至少為200個以上。

4.{100}面的強度i{100}與{111}面的強度i{111}的比率(i{100}/i{111})：0.50～1.40

本實施方式的無方向性電磁鋼板具有如下述式(18)所示{100}面的強度i{100}與{111}面的強度i{111}的比率(i{100}/i{111})為0.50～1.40的織構。如圖2所示，在i{100}/i{111}低于0.50的情況下，得不到所期望的磁性特性，鐵損增加。另一方面，在i{100}/i{111}超過1.40的情況下，在沖裁時產生形變孿晶的晶粒顯著增加。該形變孿晶妨礙磁壁的移動，因此如圖2所示鐵損劣化。樣本由鋼板的從邊緣分開10cm以上的位置采取三個。對這些樣本的橫截面(與厚度方向垂直的截面)適用x射線衍射法(反射法)。此外，所測定的板厚位置(橫截面的厚度方向上的位置)為表面附近(鋼板的從表面僅分開板厚的1/10的距離的地方)和板厚中心(鋼板的從表面僅分開板厚的1/2的距離的地方)。對于上述表面附近和板厚中心這兩者使用x射線衍射裝置(x射線衍射法)以反射法測定三個正極點圖({200}面、{110}面、{211}面的正極點圖)。由這些正極點圖通過計算得到各板厚位置處的晶體取向分布函數(odf)。然后，將表面附近的odf和板厚中心的odf平均化，確定i{100}和i{111}。

0.50≤i{100}/i{111}≤1.40(18)

5.板厚：0.05～0.40mm

本實施方式本質上以在高頻下實現低鐵損為前提。當板厚薄時能夠在高頻下得到低鐵損，因此板厚需要為0.40mm以下。另外，板厚優選為0.30mm以下，更優選為0.20mm以下。另一方面，在使板厚過薄的情況下鋼板的平坦度劣化，從而有時鋼板的占空系數極端降低或鐵心的生產率降低。因此，板厚需要為0.05mm以上。此外，板厚優選為0.10mm以上，更優選為0.15mm以上。

6.制造方法

從降低制造成本的觀點考慮，本實施方式的無方向性電磁鋼板適合通過下述實施方式的無方向性電磁鋼板的制造方法來制造。

b.無方向性電磁鋼板的制造方法

接著，對一個實施方式的無方向性電磁鋼板的制造方法中的各工序進行說明。

1.熱軋工序

熱軋工序中，對具有上述的化學組成的板坯實施熱軋來制成熱軋板。

熱軋的條件沒有特別限定。熱軋板的板厚(終軋板厚)優選設定為1.0mm～2.5mm。在板厚為1.0mm以上的情況下，對熱軋機施加的負荷少，熱軋工序中的生產率高。

2.冷軋工序

冷軋工序中，在上述熱軋工序后對熱軋板實施冷軋來制成冷軋板。

冷軋中，由上述式(14)表示的固溶強化參數r和熱軋板的平均晶體粒徑d(μm)需要滿足下述式(19)。在固溶強化參數r和熱軋板的平均晶體粒徑d(μm)滿足下述式(19)的情況下，能夠在冷軋時不易發生斷裂地得到冷軋板。另一方面，在固溶強化參數r和熱軋板的平均晶體粒徑d(μm)不滿足下述式(19)的情況下，在冷軋時發生斷裂，無法得到制品(無方向性電磁鋼板)。

此外，平均晶體粒徑d(μm)對于以50倍的倍率通過光學顯微鏡拍攝得到的照片適用切斷法來確定。樣本由熱軋板的從邊緣分開10cm以上的位置采取三個。對這些樣本的縱截面(包括板厚方向和軋制方向的面；與板寬方向垂直的面)的照片適用切斷法。就該切斷法來說，將板厚方向的晶體粒徑的平均值和軋制方向的晶體粒徑的平均值平均來確定平均晶體粒徑。所測定的晶粒的數目優選采取得到的樣本每一個至少為200個以上。

這里，平均晶體粒徑d(μm)為即將冷軋前的熱軋板(直接被冷軋的熱軋板)的平均粒徑。即，“即將冷軋前的鋼板”在冷軋工序緊接著熱軋工序后的情況下是指由熱軋工序得到的熱軋板。另外，如后所述，在熱軋工序與冷軋工序之間進行熱軋板退火工序的情況下，“即將冷軋前的鋼板”是指由熱軋板退火工序得到的熱軋板退火板(受過熱軋板退火的熱軋板)。

冷軋的壓下率優選設定為60％～95％。在壓下率為60％以上的情況下，能夠更穩定地得到p給無方向性電磁鋼板的織構帶來的效果。另外，在壓下率為95％以下的情況下，能夠在工業上穩定地制造無方向性電磁鋼板。冷軋中，基于上述“a.無方向性電磁鋼板”所述的理由，將冷軋板的板厚設定為0.05mm～0.40mm。

冷軋時的鋼板溫度可以為室溫。另外，冷軋可以是鋼板溫度為100℃～200℃的溫軋。為了將鋼板溫度加熱到100℃～200℃，既可以預熱鋼板，也可以預熱輥。

此外，冷軋中的道次數優選為三道次以上。該冷軋中，第一道次的壓下率優選為10％～25％。另外，第一道次到第二道次的總計壓下率(累積壓下率)優選為35％～55％。此外，從第一道次到最終道次的總計壓下率(累積壓下率)如上所述優選設定為60％～95％。在第一道次的壓下率為10％以上的情況下，冷軋板的生產效率高。另外，在第一道次的壓下率為25％以下的情況下，鋼板能夠高速且穩定地從輥之間通過。在第一道次到第二道次的總計壓下率為35％以上的情況下，鋼板能夠高速且穩定地從輥之間通過。另外，在第一道次到第二道次的總計壓下率為55％以下的情況下，對冷軋機施加的負荷少。

3.最終退火工序

最終退火工序中，在上述冷軋工序后對冷軋板實施最終退火來制成無方向性電磁鋼板。

最終退火工序包括下述過程：加熱過程，該過程對冷軋板進行加熱；保持過程，該過程將被加熱后的冷軋板的溫度在規定溫度區域以固定溫度保持；以及冷卻過程，該過程在保持過程之后對冷軋板進行冷卻。為了使無方向性電磁鋼板的i{100}/i{111}落入0.50～1.40的范圍，加熱過程中需要將冷軋板的溫度以550℃～700℃的范圍內的固定溫度保持10～300秒的中間保持。以該550℃～700℃這一范圍，能夠對在板面(與鋼板的表面平行的面即包括軋制方向和板寬方向的面)具有{100}面的晶粒的量和在板面具有{111}面的晶粒的量進行控制。另外，在該范圍冷軋板的溫度以固定溫度被保持的時間低于10秒的情況下，無法得到i{100}/i{111}為0.50～1.40的范圍的織構，在沖裁時使產生形變孿晶的晶粒顯著增加。另一方面，在上述范圍冷軋板的溫度以固定溫度被保持的時間超過300秒的情況下，無方向性電磁鋼板的生產率低。為了進一步提高生產率，更優選該保持時間為30秒以下。此外，在低于550℃的溫度區域和超過700℃的溫度區域，無論怎樣對將冷軋板的溫度保持為固定溫度的時間進行控制，i{100}/i{111}也不會充分地變化，因此無法得到合適的織構。在中間保持之后，加熱過程將冷軋板進一步加熱至冷軋板的溫度超過700℃的目標溫度。然后，保持過程中，將冷軋板的溫度保持為包括目標溫度的規定溫度區域。該溫度區域在為1100℃以下的情況下，對退火設備施加的負荷少，因此優選為1100℃以下。另外，為了使無方向性電磁鋼板的平均晶體粒徑落入30μm～200μm的范圍，優選將冷軋板的溫度在950℃以上的范圍保持1秒以上。另一方面，在冷軋板的溫度被保持為950℃以上的范圍的時間為300秒以下的情況下，生產率是充分的。從以上考慮，保持過程中更優選將冷軋板的溫度在950～1100℃的范圍內保持1～300秒。就最終退火來說，基于上述“a.無方向性電磁鋼板”所述的理由，優選在最終退火后得到30μm～200μm的平均晶體粒徑。

4.熱軋板退火工序

本實施方式中，也可以在熱軋工序與冷軋工序之間進行熱軋板退火工序。熱軋板退火工序中，能夠進一步提高p給al含量為1.0％以上的鋼板的織構帶來的效果，能夠更穩定地確保高磁通密度和低鐵損。另外，熱軋板退火工序中，釋放在熱軋時被導入的加工組織中的應變，使熱軋板的硬度降低。由此，通過熱軋板退火，能夠降低對冷軋機的負荷或冷軋時對鋼板的損傷(例如發生起皺)。因此，優選進行對由上述熱軋工序得到的熱軋板實施熱軋板退火的熱軋板退火工序。

熱軋板退火工序包括下述過程：加熱過程，該過程對熱軋板進行加熱；保持過程，該過程將被加熱后的熱軋板的溫度保持為規定范圍；以及冷卻過程，該過程在保持過程后對熱軋板進行冷卻。

熱軋板中有時根據軋制條件而包含不同的加工組織。另外，由于熱軋板含有1.0％以上的al，因此再結晶結束的溫度在900℃～950℃的范圍內。由此，為了由加工組織得到再結晶組織并且穩定地防止冷軋時的鋼板的損傷，優選以950℃以上的溫度范圍對熱軋板進行退火。另外，基于相同理由，優選將該溫度范圍中的退火時間設定為30秒以上。在對熱軋板以1100℃以下進行退火的情況下，對退火設備施加的負荷少，因此退火溫度優選為1100℃以下。在退火時間為3600秒以下的情況下，能夠維持高生產率，因此優選設定為3600秒以下。另外，在固溶強化參數r為3.80以下的情況下，當退火溫度為1000℃以上時，能夠進一步提高由上述式(19)得到的效果。因此，退火溫度優選為1000℃以上。

另外，冷卻過程中，為了減少p的晶界偏析來進一步改善織構，優選將從950℃到600℃的溫度區域中的平均冷卻速度設定為1℃/秒～30℃/秒。

從以上考慮，熱軋板退火中，更優選在將熱軋板的溫度以950℃～1100℃的范圍保持30秒～3600秒之后按照使從950℃到600℃的溫度區域中的平均冷卻速度為1℃/秒～30℃/秒的方式進行冷卻。

本發明不限于上述實施方式。上述實施方式不過是具體例子，本發明的技術范圍包括具有與本發明的權利要求書所述的特征實質上相同的特征的方案。

實施例

以下，對參考實驗和本發明的實施例進行具體說明。此外，以下的表中帶有下劃線的欄表示不滿足本發明的必須條件的條件。

(參考實驗1)p含量的影響

將具有下述表1所示的化學組成的鋼編號1～10在真空中熔煉，進行鑄造來得到了板坯。對該板坯進行熱軋，得到了具有2.0mm的板厚的熱軋板。然后，熱軋板退火中，在將該熱軋板加熱到1000℃后將熱軋板的溫度以1000℃保持60秒，按照使從950℃到600℃的平均冷卻速度為下述表2所示的值的方式將熱軋板從1000℃冷卻到室溫。在熱軋板退火后，對熱軋板進行冷軋，得到了具有0.35mm的板厚的冷軋板。對冷軋板實施將該冷軋板的溫度以1050℃保持1秒的最終退火，得到了無方向性電磁鋼板(樣本編號1～10)。

由該無方向性電磁鋼板沖裁55mm見方的單板試驗片，對該單板試驗片的室溫下的電阻率ρ[ω·m]進行了測定。另外，對單板試驗片施加磁通密度為1.0t、頻率為400hz的磁通來對單板試驗片進行磁化，對單板試驗片的高頻鐵損w10/400[w/kg]進行了測定。此外，以50倍的倍率通過光學顯微鏡對單板試驗片的邊緣表面(沖裁面)的照片進行拍攝，對該照片中的約300個晶粒和該約300個晶粒內產生了形變孿晶的晶粒的數目進行計數，求出產生了形變孿晶的晶粒的數目與晶粒總數(約300個)的比例(孿晶產生率)。將各樣本編號的ρ、w10/400、孿晶產生率示于表2。此外，全部樣本編號中，無方向性電磁鋼板的平均晶體粒徑約為100μm。

表1

※1)x＝al/(si+al+0.5×mn)

※2)r＝si+al/2+mn/4+5×p

※3)e＝si+al+0.5×mn

就樣本編號1～4的組來說，p含量約為0.01％。當在該樣本組中將樣本編號2與樣本編號1進行比較時，w10/400隨著ρ的增加而降低。另外，當將樣本編號3與樣本編號2進行比較時，盡管ρ相同，但w10/400也隨著x的增加而增加。就樣本編號5～10的組來說，p含量約為0.08％。當在該樣本組中將樣本編號7與具有和樣本編號7相同的ρ的樣本編號6進行比較時，盡管x增加但也維持了w10/400。另外，樣本編號5由于固溶強化參數r過高，因此在冷軋中發生熱軋板的斷裂，沒有得到無方向性電磁鋼板。圖1表示各樣本組中的w10/400與al/(si+al+0.5×mn)之間的關系，該圖1明確地表示了p含量給w10/400與x之間的關系帶來的效果。其中，該圖1排除了樣本編號5。由表1和圖1可知：在p含量約為0.01％的情況下，在x增加至x達到0.38的同時w10/400降低，但在x超過0.38后在x增加的同時w10/400的值增加。另一方面，在p含量約為0.08％的情況下，就算x增加也維持了低w10/400。這樣，當鋼最低也包含0.05％的p時，幾乎沒有與x增加相伴的w10/400增加，因此能夠在維持了w10/400的情況下提高鋼的待加工性。

另外，由樣本編號1～4可知：在將無方向性電磁鋼板的ρ維持為高水準的情況下，si含量越多則孿晶產生率越增加。當增大x時，能夠在將ρ維持為高水準的情況下使si含量降低來降低孿晶產生率。此時，磁壁的移動變得容易，可以期待能夠降低w10/400。然而，樣本編號1～4就算降低孿晶產生率也無法降低w10/400。另外，當將樣本編號6～8與樣本編號2～4進行比較時，孿晶產生率幾乎不依賴于p含量。由此可知，p含量給w10/400與x之間的關系帶來的效果不是由孿晶產生率降低引起的，而是由通過增加p含量得到的織構改善引起的。

(參考實驗2)平均晶體粒徑d[μm]的影響

將上述表1所示的鋼編號1、3、4、5、7和8在真空中熔煉，進行鑄造來得到了板坯。將該板坯熱軋，得到了具有2.0mm的板厚的熱軋板。然后，熱軋板退火中，在將該熱軋板加熱到下述表3所示的退火溫度后將熱軋板的溫度以該溫度保持60秒，按照使從950℃到600℃的平均冷卻速度為下述表3所示的值的方式將熱軋板從其保持溫度冷卻到室溫。

對該熱軋板退火板的平均晶體粒徑(即將冷軋前的鋼板的平均晶體粒徑)d[μm]和1kgf下的表面硬度hv(維氏硬度)[-]進行了測定。將平均晶體粒徑d[μm]和表面硬度hv[-]示于表3。

然后，對熱軋板退火板進行冷軋，由此得到了板厚為0.20mm的冷軋板(樣本編號1-a～8-d)。該冷軋中的道次數為五道次。將第一道次的壓下率設定為15％，將從第一道次到第二道次的總計壓下率設定為40％，將總壓下率設定為90.0％。表3示出在冷軋中有無斷裂。

表3

※1)r＝si+al/2+mn/4+5×p

※2)

就樣本編號5-a～5-d來說，不僅固溶強化參數r過高，而且該固溶參數r和平均晶體粒徑d[μm]不滿足上述(19)式，因此熱軋板退火板在冷軋中斷裂。就樣本編號7-a來說，固溶參數r和平均晶體粒徑d[μm]不滿足上述(19)式，因此熱軋板退火板在冷軋中斷裂。除了樣本編號5-a～5-d和樣本編號7-a以外的樣本在冷軋中不斷裂地對熱軋板退火板進行了軋制。

(實施例1)

將上述表1所示的鋼編號6、7和8在真空中熔煉，進行鑄造來得到了板坯。對該板坯進行熱軋，得到了具有2.0mm的板厚的熱軋板。接著，熱軋板退火中，在將該熱軋板加熱到1000℃后將熱軋板的溫度以1000℃保持60秒，按照使從950℃到600℃的平均冷卻速度為1℃/秒～30℃/秒的方式將熱軋板從1000℃冷卻到室溫。然后，對熱軋板退火板進行冷軋來得到了板厚為0.35mm的冷軋板。接著，最終退火中，將冷軋板加熱到1050℃，在將冷軋板的溫度以1050℃保持1秒后將冷軋板從1050℃冷卻到室溫，由此得到了無方向性電磁鋼板(樣本編號6-e～8-f)。就樣本編號6-f、7-f、8-f來說，如表4所示，在將冷軋板的溫度加熱到1050℃的加熱過程中將冷軋板的溫度以600℃保持20秒。

與(參考實驗1)同樣地，對所得到的無方向性電磁鋼板的高頻鐵損w10/400[w/kg]和孿晶產生率進行了測定。此外，使用x射線衍射裝置來測定了無方向性電磁鋼板的表面附近和板厚中心處的正極點圖。由這些正極點圖來計算表面附近的odf和板厚中心的odf，將這些odf平均來確定i{100}/i{111}。將w10/400、孿晶產生率和i{100}/i{111}的結果示于表4。另外，就全部樣本編號來說，無方向性電磁鋼板的平均晶體粒徑約為100μm。

通過例如將樣本編號7-f與樣本編號7-e比較可知：就x為0.50以上的鋼(鋼編號7和8)來說，當對最終退火的加熱過程追加將冷軋板的溫度以600℃保持20秒的中間保持時，鐵損大幅降低。另外，通過該中間保持使i{100}/i{111}減少，孿晶產生率降低。孿晶產生率降低的詳細理由尚不明確，但由于形變孿晶是沿著{211}面的＜111＞方向產生的，因此可以認為i{100}/i{111}會影響形變孿晶的產生。其結果是，可以認為通過i{100}/i{111}為0.50～1.40的織構抑制了沖裁時的形變孿晶的產生。

另一方面，通過將樣本編號6-f與樣本編號6-e比較可知：就x低于0.50的鋼(鋼編號6)來說，就算對最終退火的加熱過程追加將冷軋板的溫度以600℃保持20秒的中間保持，i{100}/i{111}、孿晶產生率、鐵損也幾乎沒有變化。

這樣，最終退火的加熱過程中，當將x為0.50以上的冷軋板的溫度在550℃～700℃的范圍內以固定溫度保持10～300秒時，能夠得到i{100}/i{111}為0.50～1.40的織構。另一方面，在x低于0.50的情況下或在不將冷軋板的溫度在550℃～700℃的范圍內以固定溫度保持10～300秒的情況下，無法得到i{100}/i{111}為0.50～1.40的織構。

(實施例2)

將具有下述表5和6所示的化學組成的鋼編號11～65在真空中熔煉，進行鑄造來得到了板坯。對該板坯進行熱軋，得到了具有2.0mm的板厚的熱軋板。接著，熱軋板退火中，在將該熱軋板加熱到1000℃后將熱軋板的溫度以1000℃或1050℃保持60秒，按照使從950℃到600℃的平均冷卻速度為下述表7和8所示的值的方式將熱軋板從1000℃冷卻到室溫。對該熱軋板退火板的平均晶體粒徑(即將冷軋前的鋼板的平均晶體粒徑)d[μm]進行了測定。將平均晶體粒徑d[μm]示于表7和8。

接著，對熱軋板退火板進行冷軋，由此得到了板厚為0.35mm的冷軋板。該冷軋的道次數為六個道次。將第一道次的壓下率設定為20％，將從第一道次到第二道次的總計壓下率設定為50％，將總壓下率設定為82.5％。此外，最終退火的加熱過程中，將該冷軋板加熱到600℃，將冷軋板的溫度以600℃保持20秒，進而將冷軋板加熱到1050℃。然后，最終退火的后續過程中，將被加熱后的冷軋板以1050℃保持1秒，得到了無方向性電磁鋼板(樣本編號11～65)。

由該無方向性電磁鋼板沖裁55mm見方的單板試驗片，對該單板試驗片的室溫下的電阻率ρ[ω·m]進行了測定。另外，對該單板試驗片的5000a/m的磁化力下的磁通密度b50[t]和w10/400[w/kg]進行了測定。將ρ[ω·m]、b50[t]和w10/400[w/kg]的結果示于表9和10。另外，就任意樣本編號來說，無方向性電磁鋼板的平均晶體粒徑均約為100μm。

表5

※1)x＝al/(si+al+0.5×mn)

※2)r＝si+al/2+mn/4+5×p

※3)e＝si+al+0.5×mn

表6

※1)x＝al/(si+al+0.5×mn)

※2)r＝si+al/2+mn/4+5×p

※3)e＝si+al+0.5×mn

表7

※1)

表8

※1)

表9

表10

就樣本編號11～14來說，si含量、ρ和e過小，因此w10/400高。就樣本編號15～18來說，不僅si含量過大，而且r不滿足上述(15)式，因此鋼板在冷軋中斷裂。另外，就樣本編號19～22來說，不僅mn含量過高，而且x和i{100}/i{111}分別不滿足上述(12)和(18)式，因此w10/400高。就樣本編號23～26來說，化學組成和織構不適當，因此w10/400高。就這些樣本編號來說，mn含量過高，al含量過低，而且ρ低，e小。此外，x和i{100}/i{111}分別不滿足上述(12)和(18)式。就樣本編號27～30來說，不僅al含量過高，而且i{100}/i{111}不滿足上述(18)式，因此w10/400高。就樣本編號31來說，由于p含量過低，因此w10/400高。

另一方面，就樣本編號32～65來說，鋼的化學組成和制造條件適當，因此冷軋中的制造性(生產率和成品率)優異。另外，就這些樣本編號來說，鋼板的電阻率和織構適當，因此w10/400低。

圖2示出了由樣本編號19～22、27～30和32～65的數據制作得到的表示i{100}/i{111}與w10/400之間的關系的曲線圖。由該圖2可知：當i{100}/i{111}為0.5～1.4的范圍時，能夠將w10/400減小到最小限度。

產業上的可利用性

根據本發明，能夠提供進一步改善了高頻鐵損的廉價的無方向性電磁鋼板以及其制造方法，因此本發明在產業上的可利用性大。