專利名稱：無方向性電磁鋼板及其制造方法
技術領域：
本發(fā)明涉及一種無方向性電磁鋼板，特別涉及一種適用于以高速旋轉電動機的轉子為典型例的受到大應力的部件，高強度且具有低鐵損特性的無方向性電磁鋼板及其制造方法。
根據(jù)本發(fā)明而制造的無方向性電磁鋼板，具有如下特征通過時效處理提高屈服強度等，使組裝的轉子的強度變大，另一方面，還具有在時效處理前屈服強度低，容易進行沖裁加工的特征。
背景技術：
近年來，由于電動機的驅動系統(tǒng)的發(fā)展，驅動電源的頻率控制變得可能，可變速運轉和以工業(yè)頻率以上的頻率進行高速旋轉的電動機增加。在這種高速轉動的電動機中，需要具有可以耐受高速旋轉的強度的轉子。
也就是作用于轉動體的離心力與轉動半徑成比例，與轉動速度的平方成比例增長。因此，在中·大型高速電動機中也可能有作用于轉子的應力超過600MPa的情況。從而在這種高速旋轉電動機中需要轉子的高強度化。
此外，從近年的提高電動機效率的觀點出發(fā)，在轉子中埋入永久磁鐵的磁鐵埋設型(IPMInterior Permanent Magnet)DC換流器控制電動機也增加。在這種電動機中，由于離心力作用，磁鐵具有從轉子飛出的傾向，抑制此傾向時，有很大的力作用于轉子中所使用的電磁鋼板上。因此，也對電動機、特別是轉子中使用的電磁鋼板要求高強度。
電動機、發(fā)電機等轉動機器由于利用電磁現(xiàn)象，其原材料要求磁特性。具體地，期望低鐵損、高磁通密度。
通常轉子鐵心層壓使用通過沖壓機沖裁得到的無方向性電磁鋼板。然而，如果在高速旋轉電動機中，轉子原材料不能滿足上述機械強度，就不得不代替使用強度較高的鑄鋼制轉子等。然而，由于鑄造的轉子為一體，與層壓電磁鋼板的轉子相比，作用于轉子的脈動損失較大，是電動機效率降低的主要原因。在這里，脈動損失意味著高頻磁通產(chǎn)生的渦電流損失。
因此，作為轉子用原材料，期望有磁特性優(yōu)良且高強度的電磁鋼板。
在金屬學中，作為高強度化的方法，固溶強化、析出強化以及晶粒微細化等方法是公知的，也有實用于電磁鋼板的例子。例如在特開昭60-238421號公報中，對這些強化方法的得失進行比較研究，結果，作為對磁特性的不良影響最小的方法，提出一種利用固溶強化的方法。公開了將Si含量提高至3.5～7.0％(質量％、下同)，并添加固溶強化能大的元素的方法。
此外，在特開昭62-256917號公報中，公開了如下的方法使Si含量為2.0～3.5％，提高Ni或者Ni和Mn兩者的含量，通過650～850℃的低溫退火而進行制造，從而控制再結晶粒徑。此外，作為利用析出強化的方法，在特開平6-330255號公報中公開了如下的方法使Si含量為2.0～4.0％，使Nb、Zr、Ti、V的微細碳化物、氮化物析出。
通過這些方法，可以得到具有一定高強度的電磁鋼板。然而，在如特開昭60-238421號公報中記載的Si和固溶強化元素的添加量多的鋼中，有冷軋性顯著降低，難以進行穩(wěn)定的工業(yè)生產(chǎn)的缺點。而且通過此技術得到的鋼板，存在其磁通密度B50大幅降低至1.56～1.60T的問題。
在特開昭62-256917號公報的方法中，由于為了提高機械強度而需要通過低溫退火抑制再結晶粒成長，因而存在例如在頻率比較低、距工業(yè)頻率(約50Hz左右)數(shù)百Hz的頻率區(qū)域中的鐵損降低的問題。
因此，通過特開昭62-256917號公報所記載的方法得到的電磁鋼板，不能用于定子部件，在這些頻率區(qū)域中的鐵損對定子部件很重要。因此，使用該方法，電磁鋼板的成品率當然大幅降低。也就是沖裁定子以及轉子部件時，通常從相同的一張鋼板中，首先沖裁圓環(huán)狀的定子部件，而從其中空部沖裁轉子部件，從而可以減少浪費。然而，在特開昭62-256917號公報的方法中，需要從不同的鋼板上沖裁兩者，成品率降低。
另一方面，在特開平6-330255號公報所記載的方法中，碳、氮化物本身成為磁壁移動的障礙，而且碳、氮化物妨礙電磁鋼板的晶粒成長，因而鐵損劣化仍然是大的問題。
不論使用什么方法，通過這些方法制造的電磁鋼板的硬度都高，因此沖裁性差。也就是對層壓材料進行沖裁時金屬模具的磨損激烈，早期產(chǎn)生大的毛刺。
本發(fā)明如后所述，含有規(guī)定量的Cu是鋼板組成上的一個特征。因此在上述課題之外，對無方向電磁鋼板的Cu利用現(xiàn)狀進行說明。
作為向電磁鋼板中添加Cu的例子，在特開昭62-89816號公報中公開了添加0.1～1.0％的C，使石墨析出而改善沖裁性的技術。作為再結晶退火(最終退火)的方法優(yōu)選裝箱退火。在這里，Cu作為促進石墨析出的元素，優(yōu)選添加1.0％以下，但在成本上變得不利。
然而，含有0.1％以上的C的上述電磁鋼板組成是一個例外，在一般組成的電磁鋼板中，從磁特性等觀點出發(fā)不希望含有Cu。例如在特公平9-67654號公報中，公開了含有1％～3.5％的Si等的無方向性電磁鋼板，但由于CuS等的析出對磁特性產(chǎn)生不良影響，因而將Cu含量控制在0.05％以下。
此外，作為允許含有比此還多的Cu的技術，在特開平8-295936號公報中公開了由含有廢料的原料制造無方向性電磁鋼板的方法。在該方法中，為了降低從廢料混入的合金元素(Cu0.015～0.2％、Ni0.01～0.5％、Cr0.02～0.2％、Sn0.003～0.2％等)對磁特性的不良影響，提出了限定V、Nb的含量，并使熱軋板退火后的結晶粒徑為50μm以上等對策。然而，此技術的技術要點也在于，Cu等上述元素本來是不利的元素，因而盡量控制其不良影響。而且公開的Cu等的含量也為少量。
此外，在非含Si鋼中，在特開昭49-83613號公報中公開了含有Cu1～5％、Ni1～5％，余量為鐵的電動機用高強度鋼，對該成分的鋼反復進行固溶處理-淬火工序和冷軋后，通過實施時效處理，得到高強度且低鐵損的鋼。然而沒有抑制時效處理所導致的鐵損劣化至滿足的程度。

發(fā)明內容
如上所述，以往的方法，在可以穩(wěn)定地進行工業(yè)生產(chǎn)的電磁鋼板中，從高強度和低鐵損兩者同時滿足的觀點出發(fā)都不能滿足要求。
此外，以往的方法也沒有解決在維持高的沖裁性和良好的鐵損的同時，充分提高轉子強度的問題。特別是由于屈服強度越高沖裁性越差，因而認為不能同時滿足良好的沖裁性和高的屈服強度。
本發(fā)明目的在于提供可以同時滿足良好的磁特性和高強度的無方向性電磁鋼板、以及可以在工業(yè)上穩(wěn)定生產(chǎn)此鋼板的制造方法。
本發(fā)明還提出一種無方向性電磁鋼板及其制造方法，可以在維持高的沖裁性和良好的鐵損的同時，充分提高轉子強度的問題。
發(fā)明者們，為了解決上述問題，著眼于含有Cu的鋼的時效硬化現(xiàn)象，進行了種種的研究，其結果，確立了可以同時滿足良好的鐵損和高強度的方法。
即，以往的見解，例如特開昭60-238421號公報等中所述，是鋼中的析出物有助于高強度化，但另一方面抑制磁壁移動而使鐵損(磁滯損耗)劣化，而且發(fā)明者們新近發(fā)現(xiàn)，在Si添加鋼中，Cu析出物特別容易粗大化，難以避免鐵損的劣化。
然而本發(fā)明者們，與以往見解和上述新的見解相反，最新發(fā)現(xiàn)通過向鋼中適量添加Cu而進行時效處理，可以使平均粒徑在1nm以上、20nm以下的極微細Cu粒子在晶粒內均勻地析出，而且這樣得到的極微細析出物對高強度化非常有效，并且?guī)缀醪皇硅F損(磁滯損耗)劣化。
而且，對該Cu的析出還得到如下見解如果復合添加Cu和Ni，則在鋼板制造中的熱處理工序中產(chǎn)生的析出大幅降低，其結果，即使使用寬泛的退火條件也能穩(wěn)定地得到高強度和低鐵損，從而完成本發(fā)明。
此外，發(fā)明者們還通過在沖裁工序前使用實施時效處理前的屈服強度低的電磁鋼板，在沖裁后立即、或者組裝于轉子等后實施時效處理而提高層壓材料的強度，從而可以獲得良好的沖裁性，并賦予組裝后的轉子較高的強度。
本發(fā)明的主要構成如下。
(1)一種磁特性優(yōu)良的高強度無方向性電磁鋼板，以質量％計，含有C0.02％以下(包括0％)、Si4.5％以下、Mn3％以下、Al3％以下、P0.5％以下(包括0％)、Ni5％以下(包括0％)、以及Cu0.2％以上、4％以下，屈服應力為下式1所示的CYS(MPa)以上；CYS＝180+5600[％C]+95[％Si]+50[％Mn]+37[％Al]+435[％P]+25[％Ni]+22d-1/2……(式1)其中，d為晶粒的平均粒徑(mm)。
(2)一種磁特性優(yōu)良的高強度無方向性電磁鋼板，以質量％計，含有C0.02％以下(包括0％)、Si4.5％以下、Mn3％以下、Al3％以下、P0.5％以下(包括0％)、Ni5％以下(包括0％)、以及Cu0.2％以上、4％以下，晶粒內的Cu析出物以體積率計存在0.2％以上、2％以下，并且該Cu析出物的平均粒子大小為1nm以上、20nm以下。
Cu析出物的平均粒子大小是指以球相當直徑而算出的大小。下面也一樣。
(3)如上述(1)所述的磁特性優(yōu)良的高強度無方向性電磁鋼板中，晶粒內的Cu析出物以體積率計存在0.2％以上、2％以下，并且該Cu析出物的平均粒子大小為1nm以上、20nm以下。
(4)一種沖裁性和磁特性(鐵損)優(yōu)良的時效硬化性無方向性電磁鋼板，以質量％計，含有C0.02％以下(包括0％)、Si4.5％以下、Mn3％以下、Al3％以下、P0.5％以下(包括0％)、Ni5％以下(包括0％)、以及Cu0.2％以上、4％以下，在500℃下對該鋼板進行10小時的時效處理后的該鋼板的屈服應力為如下式1所示的CYS(MPa)以上；CYS＝180+5600[％C]+95[％Si]+50[％Mn]+37[％Al]+435[％P]+25[％Ni]+22d-1/2……(式1)其中d為晶粒的平均粒徑(mm)。
(5)如上述(1)～(4)中任一項所述的無方向性電磁鋼板(如(1)～(3)所述的磁特性優(yōu)良的高強度無方向性電磁鋼板、如(4)所述的沖裁性和磁特性優(yōu)良的時效硬化性無方向性電磁鋼板)，作為成分組成還含有選自Zr、V、Sb、Sn、Ge、B、Ca、稀土類元素以及Co中的1種或者2種以上，分別含有0.1～3％的Zr和V，分別含有0.002～0.5％的Sb、Sn以及Ge，分別含有0.001～0.01％的B、Ca以及稀土類元素，含有0.2～5％的Co。
在上述(1)～(5)的各發(fā)明中，可以不使用CYS的重要條件，而是滿足如下重要條件的無方向性鋼板拉伸強度為下述式2所示的CTS(MPa)以上；CTS＝5600[％C]+87[％Si]+15[％Mn]+70[％Al]+430[％P]+37[％Ni]+22d-1/2+230……(式2)其中d為晶粒的平均粒徑(mm)。
在上述各發(fā)明中，優(yōu)選鋼板的組成為余量由Fe和不可避免的雜質構成。
此外，在上述各發(fā)明及其優(yōu)選實施方式中，優(yōu)選含有0.5％以上的Ni，特別在將CTS作為重要條件時極為優(yōu)選。
(6)一種磁特性優(yōu)良的高強度無方向性電磁鋼板的制造方法，對以質量％計含有C0.02％以下(包括0％)、Si4.5％以下、Mn3％以下、Al3％以下、P0.5％以下(包括0％)、Ni不足0.5％(包括0％)、以及Cu0.2％以上、4％以下的鋼板坯實施熱軋后，實施冷軋或者溫軋得到最終板厚，接著實施如下的最終退火加熱至Cu固溶溫度+10℃以上后，冷卻時使從Cu固溶溫度至400℃的溫度區(qū)域的冷卻速度為10℃/s以上，其后以400℃以上、650℃以下的溫度實施時效處理。
(7)一種磁特性優(yōu)良的高強度無方向性電磁鋼板的制造方法，對以質量％計含有C0.02％以下(包括0％)、Si4.5％以下、Mn3％以下、Al3％以下、P0.5％以下(包括0％)、Ni0.5％以上、5％以下、以及Cu0.2％以上、4％以下的鋼板坯實施熱軋后，實施冷軋或者溫軋得到最終板厚，接著實施如下的最終退火加熱至Cu固溶溫度+10℃以上后，冷卻時使從Cu固溶溫度至400℃的溫度區(qū)域的冷卻速度為1℃/s以上，其后以400℃以上、650℃以下的溫度實施時效處理。
(8)如上述(6)或(7)所述的高強度無方向性電磁鋼板的制造方法，使用下述式2所示的Ts(℃)代替“Cu固溶溫度”。
Ts(℃)＝3351/(3.279-log10[％Cu])-273……(式2)(9)如(6)～(8)中任一項所述的磁特性優(yōu)良的高強度無方向性電磁鋼板的制造方法，鋼板坯還含有選自Zr、V、Sb、Sn、Ge、B、Ca、稀土類元素以及Co中的1種或者2種以上，分別含有0.1～3％的Zr和V，分別含有0.002～0.5％的Sb、Sn以及Ge，分別含有0.001～0.01％B、Ca以及稀土類元素，含有0.2～5％的Co。
上述(6)～(9)的發(fā)明的構成可以如下述改變說法。
也就是在上述鋼板坯的組成中，Ni為5％以下(包括0，也就是包括不添加)時，通過使最終退火時從Cu固溶溫度或者Ts到400℃的溫度區(qū)域的冷卻速度為10℃/s，可以達到本發(fā)明的目的。尤其在添加0.5％以上、5％以下的Ni時，即使不將上述冷卻速度限定在10℃/s以上，只要滿足1℃/s以上就可以達到本發(fā)明的目的。當然在上述冷卻速度在10℃/s以上時，含有0.5％以上的Ni也是有效的。
(10)一種沖裁性和磁特性優(yōu)良的時效硬化性無方向性電磁鋼板的制造方法，對以質量％計含有C0.02％以下(包括0％)、Si4.5％以下、Mn3％以下、Al3％以下、P0.5％以下(包括0％)、Ni不足0.5％(包括0％)、以及Cu0.2％以上、4％以下的鋼板坯實施熱軋后，實施冷軋或者溫軋得到最終板厚，接著實施如下的最終退火加熱至Cu固溶溫度+10℃以上后，冷卻時使從Cu固溶溫度至400℃的溫度區(qū)域的冷卻速度為10℃/s以上。
(11)一種沖裁性和磁特性優(yōu)良的時效硬化性無方向性電磁鋼板的制造方法，對以質量％計含有C0.02％以下(包括0％)、Si4.5％以下、Mn3％以下、Al3％以下、P0.5％以下(包括0％)、Ni0.5％以上、5％以下、以及Cu0.2％以上、4％以下的鋼板坯實施熱軋后，實施冷軋或者溫軋得到最終板厚，接著實施如下的最終退火加熱至Cu固溶溫度+10℃以上后，冷卻時使從Cu固溶溫度至400℃的溫度區(qū)域的冷卻速度為1℃/s以上。
(12)如上述(10)或(11)所述的高強度無方向性電磁鋼板的制造方法，使用下述式2所示的Ts(℃)代替“Cu固溶溫度”。
Ts(℃)＝3351/(3.279-log10[％Cu])-273……(式2)(13)如(11)～(12)中任一項所述的沖裁性和磁特性優(yōu)良的時效硬化性無方向性電磁鋼板的制造方法，鋼板坯還含有選自Zr、V、Sb、Sn、Ge、B、Ca、稀土類元素以及Co中的1種或者2種以上，分別含有0.1～3％的Zr和V，分別含有0.002～0.5％的Sb、Sn以及Ge，分別含有0.001～0.01％B、Ca以及稀土類元素，含有0.2～5％的Co。
上述(10)～(13)的發(fā)明，對于上述(6)～(9)的發(fā)明，是基于如下思想的在成品鋼板的制造工序中不包括時效硬化處理，例如在需求方的層壓磁芯等制造工序中進行就可以。不過不限于這樣的利用方式。
上述(4)的發(fā)明也基于同樣的思想。


圖1表示在對1.8％Si-1.0Cu鋼進行最終退火后，通過掃描透射電子顯微鏡(STEM)的暗視野像對在500℃下實施8小時的時效處理時的Cu析出物粒子進行觀察。
圖2是表示最終退火冷卻速度對時效處理后的鐵損的影響的圖。
圖3是表示最終退火冷卻速度對時效處理后的拉伸強度的影響的圖。
具體實施例方式
接著對本發(fā)明說明每一個構成要素。
首先說明成分組成范圍和其限定理由。在本說明書中表示鋼組成的％，沒有特別說明都指質量％。
C0.02％以下如果C量超過0.02％，則由于磁時效，鐵損顯著劣化，因而限制在0.02％以下。優(yōu)選在0.01％以下、或者在0.005％以下，更為優(yōu)選在0.003％以下，從而可以使磁時效引起的鐵損劣化大致為0。
也可以不添加C，也就是0％，但通常含有0.0005％以上。
Si4.5％以下Si作為脫氧劑是有用的，此外通過增加電阻而使電磁鋼板的鐵損降低的效果很大。而且通過固溶強化而有助于提高強度，作為脫氧劑添加0.05％以上效果顯著。為了降低鐵損以及固溶強化而含有0.5％以上，更優(yōu)選含有1.2％以上。然而如果超過4.5％，則鋼板的軋制性的劣化劇烈，因而將其含量限制在4.5％以下。更為優(yōu)選在4.2％以下。
Mn3％以下Mn是通過固溶強化而提高強度的有效元素，而且也是改善高溫脆性的有效元素，優(yōu)選含有0.05％以上。然而過剩添加會導致鐵損劣化，因而將其含量限制在3％以下。也可以是3.0％以下。較為優(yōu)選Mn量在2.0％以下。更為優(yōu)選0.1～1.5％，進而優(yōu)選1.0％以下。
Al3％以下Al作為脫氧劑而有效，對改善鐵損有作用，優(yōu)選含有0.5ppm以上，較為優(yōu)選含有0.1％以上。然而過剩添加會導致軋制性的降低和沖裁性的降低，因而優(yōu)選將其添加量控制在3％以下。也可以在3.0％以下。
由于在4.0％以下時軋制性的降低并不顯著，因而例如在實施時效硬化處理前進行沖裁加工的用途上，可以將4.0％作為上限。
更為優(yōu)選在2.5％以下。
P0.5％以下P即使較少量添加也能得到很大的固溶強化能，因而對高強度化極為有效，優(yōu)選含有0.01％以上。另一方面，過剩含有會引起基于偏析的脆化，導致晶界裂紋或者軋制性降低，因而將其含量限制在0.5％以下。也可以在0.50％以下。較為優(yōu)選在0.2％以下。
另一方面，通過積極地降低P可以提高在高溫以及低溫時的軋制性。從這一點出發(fā)，P含量不足0.01％也可以。此時，如果可能，不添加P也就是為0％也可以，但P一般作為不可避免的雜質而含在鐵礦石或者鐵水中，因而通過制造工序中的脫磷處理而降低。P的降低量可以根據(jù)脫磷處理條件、處理成本等決定，但一般P含量的下限值為0.005％左右。
Cu0.2％以上4％以下Cu通過時效處理而形成微細析出物，從而幾乎不伴隨鐵損(磁滯損耗)的劣化而引起強度的大幅提高。為了得到該效果，需要為0.2％以上。也就是在不足0.2％時，即使本發(fā)明的其他的構成要素(組成、制造條件等)都滿足，也不能得到充分的析出量。另一方面，如果超過4％則形成粗大的析出物，因而鐵損劣化變大，同時強度上升也降低。因此使Cu的含量在0.2％以上，并在4％以下。上限值也可以為4.0％以下。
優(yōu)選下限值為0.3％，更為優(yōu)選下限值為0.5％、0.7％或者0.8％。特別在添加0.5％以上時，可以穩(wěn)定地得到強化。
此外，優(yōu)選上限值為3.0％以下，更為優(yōu)選2.0以下。
Ni5％以下Ni不是必需的元素，可以不添加，也就是下限值可以為0％。此外，作為不可避免的雜質而少量含有也沒有問題。
然而，Ni是通過固溶強化而對高強度化有效的元素，此外也是改善磁特性的元素，因而優(yōu)選含有0.1％以上。
此外，如果將Ni添加于本發(fā)明這樣的含Cu鋼中，則會影響Cu的固溶析出狀態(tài)，具有通過時效而使極為微細的Cu析出物穩(wěn)定地析出的效果。也就是在Si鋼、特別在高Si鋼中容易促進Cu析出物的成長，認為這是發(fā)生時效硬化不足以及磁特性劣化的原因，但如果存在Ni，則可以抑制Cu析出物的粗大化，容易得到提高時效析出強化能的效果。其結果，可以大幅提高基于Cu時效析出的高強度化效果，緩和必要的工序條件。為了得到該效果，極為優(yōu)選添加0.5％以上。
而且，Ni具有減少被稱為鱗狀折疊的熱軋板缺陷，改善鋼板成品率的效果。雖然添加0.1％以上就產(chǎn)生此效果，還是優(yōu)選添加0.5％以上。
然而，如果超過5％，則以上各效果飽和，而只會導致成本提高，因而使其上限為5％。上限值也可以為5.0％。較為優(yōu)選的上限值為3.5％，更為優(yōu)選3.0％。
此外，為了得到上述各效果進而優(yōu)選下限值為1.0％。
本發(fā)明的無方向性電磁鋼板的基本組成如上，在上述成分外，還可以單獨或者復合添加作為改善磁特性而公知的Zr、V、Sb、Sn、Ge、B、Ca、稀土類元素以及Co。然而其添加量應該是不損害本發(fā)明目的的程度。具體地，Zr和V為0.1～3％，或者為0.1～3.0％，優(yōu)選為0.1～2.0％；Sb、Sn以及Ge為0.002～0.5％，優(yōu)選為0.005～0.5％，更優(yōu)選為0.01～0.5％；B、Ca以及稀土類元素為0.001～0.01％，Co為0.2～5％，或者為0.2～5.0％，優(yōu)選為0.2～3.0％。
由于Co的強化能高一些，因而例如在實施時效硬化處理前進行沖裁加工的用途上，優(yōu)選從上述組中去掉Co，而為選自Zr、V、Sb、Sn、Ge、B、Ca、稀土類元素中的1種或者2種以上。Ni也屬于改善磁特性的元素，因而可以加到該組中，特別是由于另外具有顯著效果，因而另加說明。
優(yōu)選上述元素之外的余量為Fe(鐵)以及不可避免的雜質。作為不可避免的雜質的S和N，從鐵損的觀點出發(fā)希望分別約在0.01％以下。
特別是如果S的殘留量多，則形成CuS析出物，抑制最終退火中的晶粒成長，使鐵損劣化。因而優(yōu)選S量至多也在0.02％以下。
其他的不可避免的雜質還有O，大約在0.02％以下，優(yōu)選在0.01％以下。
此外，作為廣義上的不可避免的雜質，優(yōu)選因制造情況不同而可能混入的Nb、Ti、Cr分別在約0.005％以下、約0.005％以下、約0.5％以下。
本發(fā)明的對象，不論是未進行時效硬化處理，還是已經(jīng)進行了時效硬化處理，根本上都是無方向性電磁鋼板。無方向性電磁鋼板雖然一般是鐵素體單相鋼，但具有種種的組成和組織，對這些沒有特別的限定。在本發(fā)明中也可以在發(fā)明的范圍內自由進行組成·組織的設計，但優(yōu)選鐵損值小的，優(yōu)選以W15/50計時為約6W/kg以下。
此外，下述的Cu析出物主要大致由Cu單質構成，但如果析出物極為微細，則可能在Cu中含有Fe的固溶體。也包括這種情況而統(tǒng)稱為Cu析出物。
也可能由于制造條件不同而在晶界上發(fā)現(xiàn)粗大的Cu析出物，對于析出量以及平均粒子大小，只將實質上有助于強化的晶粒內析出物作為對象。
在本發(fā)明的時效硬化處理前的無方向性電磁鋼板中，重要的是鋼板中的Cu在鋼中以充分的量、并以固溶狀態(tài)存在。如果在時效處理前已經(jīng)有大量的微細Cu析出物存在，則其硬度變大，沖裁性劣化，而且沖裁后的時效處理帶來的屈服強度的上升也變小。另一方面，如果在時效處理前的結晶組織中有粗大的Cu析出物存在，則不僅其鐵損劣化，而且Cu在時效處理中的析出，重合于已經(jīng)析出的粗大的Cu析出物上而發(fā)生，成為Cu析出物更加粗大化，鐵損顯著劣化的原因。
在使Cu為0.20～4.0％、優(yōu)選為0.5～2.0％的鋼中，通過進行500℃×10h的時效退火，可以在鋼中使平均粒子大小為5nm左右的微細Cu析出物析出。更為具體地，可以使平均粒子大小以球相當直徑計為1nm以上、20nm以下的Cu析出物，以相對鋼板整體的體積率計，析出0.2％以上、2％以下。其詳細在時效后的鋼板的記述中說明。
時效前的固溶Cu優(yōu)選固溶量在0.2％以上，更為優(yōu)選在0.4％以上、0.5％以上，或者在0.8％以上。Cu固溶量的上限當然是鋼中的Cu含量，最大Cu固溶量與最大Cu含量相等。
上述微細Cu的析出的結果，至少可以使屈服應力上升100MPa，在良好的條件下可以上升150MPa左右。特別是在Cu量為最適當?shù)?.5％以上、2.0％以下，或者優(yōu)選Cu量在0.7％以上(更為確實地說是在0.8％以上)、2.0％以下時，屈服應力可以上升150MPa～250MPa。
這樣的強度上升的結果，優(yōu)選時效后的屈服應力YS(MPa)為下式1表達的CYS以上。
CYS＝180+5600[％C]+95[％Si]+50[％Mn]+37[％Al]+435[％P]+25[％Ni]+22d-1/2……(式1)在此，各元素項的系數(shù)表示每1％的各元素的固溶強化量，d表示成品的平均結晶粒徑(直徑mm)。d的測定方法如下。通過光學顯微鏡對樣品進行觀察，該樣品是使用硝酸乙醇腐蝕液等對沿軋制方向的板厚截面(所謂的軋制方向截面)進行蝕刻而得到的，通過觀察視野面積和視野內的晶粒數(shù)算出晶粒的平均面積。接著把與該面積對應的圓相當直徑作為d。
平均結晶粒徑d越小強度越高，但鐵損劣化。因此根據(jù)求得的強度、鐵損特性調整結晶粒徑d。雖然適當?shù)慕Y晶粒徑也依賴于鐵損程度，但一般為約20～約200μm。
通過這樣強化，例如可以使作為轉子部件的層壓板的屈服應力為450MPa以上?；谏鲜鰴C構的屈服強度的上升并不伴隨大的鐵損值的劣化(鐵損值的增大)，例如鐵損的劣化量以W15/50計為1.5W/kg以下，Cu例如為3％以下較少時，則停留在1.0W/kg以下。
此外，本發(fā)明的時效效果處理前的無方向性電磁鋼板，進行時效硬化處理的結果，希望拉伸強度TS(MPa)為以下式3所表達的CTS以上。此重要條件，如上所述對成分范圍以及Cu的固溶·析出狀況進行控制，使時效后的Cu析出變得適當而可以大致達到。
CTS＝5600[％C]+87[％Si]+15[％Mn]+70[％Al]+430[％P]+37[％Ni]+22d-1/2+230……(式3)各項的主旨，除了致力的對象為拉伸強度，其他都與式1相同。
在本發(fā)明的時效硬化處理后的高強度無方向性電磁鋼板中，重要之處在于鋼板中的Cu在鋼中微細析出。即使Cu以固溶狀態(tài)(未析出狀態(tài))存在，也不能實現(xiàn)高強度化。另一方面，沒有微細化至規(guī)定的尺寸范圍內的Cu析出物，不僅使鐵損劣化，而且對高強度化的幫助也很小。因此，重要之處在于，不使鐵損劣化并使Cu作為微細化至有助于高強度化的規(guī)定尺寸范圍內的Cu微細析出物而存在。
優(yōu)選的Cu析出狀態(tài)，如上所述，是使平均粒子大小以球相當直徑計為1nm以上、20nm以下的Cu析出物，以相對鋼板整體的體積率計，在晶粒內析出0.2％以上、2％以下的狀態(tài)。優(yōu)選Cu析出物的粒子大小在約20nm以下。
一般地如果Cu析出物的體積率大，并且平均粒子大小較小，則平均粒子間距離變小。因此，基于時效的強度上升變大。然而，即使體積率大，平均粒子大小很大時也不能期待大的強度上升，不僅如此，還可能因粗大的析出粒子而抑制磁壁移動?？梢苑€(wěn)定地實現(xiàn)充分的強化體積率的優(yōu)選范圍為約0.2％以上、約2％以下。此外，優(yōu)選以球相當直徑計，該平均粒子大小為約1nm以上、約20nm以下。
在發(fā)明者們的研究中，Cu析出物的平均粒子大小(球相當直徑)以及體積率可以通過下述的測定以及統(tǒng)計處理而算出。但只要理論上可以得到相同的結果，就不限定于本方法。
預先求出樣品厚度，對約400×400(nm)2的區(qū)域的掃描透射電子顯微鏡像(暗視野像)進行多個視野攝影，通過圖像處理識別Cu析出物粒子，并通過各粒子的外觀形狀算出圓相當直徑，將其假定為各粒子的球相當直徑，算出各粒子的體積。
通過使用掃描透射電子顯微鏡附帶的能量分散型X射線分光裝置(EDX)進行分析，而識別觀察到的粒子是否為Cu析出物。具體地，將粗度為1nm以下的電子束照射于析出層，在得到的EDX光譜中，確認Cu明顯地比周圍的母相稠化。
對圖像識別的各粒子，假定為球狀形態(tài)而積算體積，求出粒子體積的總和。用粒子數(shù)去除粒子體積的總和，求出平均體積，由該平均體積逆算出球相當直徑，作為上述平均粒子大小。全部測定各視野內的Cu析出物粒子，最低也測定10個以上的粒子而選定視野數(shù)。
對于平均粒子大小，有所謂的基于圓相當直徑的評價方法，也就是對通過上述觀察得到的各粒子的圓相當直徑直接取其算術平均值，作為平均粒子大小。在本發(fā)明中，將球相當直徑作為粒子大小，但即使是圓相當直徑，作為數(shù)值也是很接近的值，因而可以用作暫定的評價。
如果觀察區(qū)域過薄，則析出粒子脫落的頻率高，而如果過厚，則掃描透射電子顯微鏡像中的析出粒子難以識別，因而將觀察區(qū)域的厚度限定在30nm～60nm的范圍而進行。此外，一般由含Cu鋼制成的掃描透射電子顯微鏡樣品，在表面電沉積Cu粒子，由于其影響，具有評價為析出量過大的傾向。為了防止這種傾向，在觀察時使用通過氬離子進行過表面凈化處理的樣品。在圖1中表示含有1.8％Si以及1.0％Cu的本發(fā)明的時效后的鋼板的掃描透射電子顯微鏡暗視野像的例子。發(fā)白的粒子是通過時效而析出的Cu。
如上所述，析出量以及平均粒子大小的測定，只將晶粒內析出物作為對象。
Cu析出物越微細越有助于高強度化，如果鋼中的Cu析出物的粒子大小不到約1nm，則強度的上升效果飽和，而且掃描透射電子顯微鏡的測定變得困難，也可能在把成品組織調整至這樣的微小范圍時產(chǎn)生障礙。因此，特別從工業(yè)生產(chǎn)的觀點出發(fā)，優(yōu)選將平均粒子大小控制在約1nm以上的范圍內。
另一方面，如果平均粒子超過20nm，則對高強度化的幫助減少，而且具有鐵損的劣化變大的傾向，因而優(yōu)選將平均粒子大小限定在約20nm以下。
此外，如上所述，優(yōu)選時效處理后的本發(fā)明鋼板的屈服應力YS(MPa)為如下式1所示的CYS以上。
CYS＝180+5600[％C]+95[％Si]+50[％Mn]+37[％Al]+435[％P]+25[％Ni]+22d-1/2……(式1)此外，如上所述，優(yōu)選時效硬化處理后的本發(fā)明鋼板的拉伸強度TS(MPa)為以下式3所表達的CYS以上。
CTS＝5600[％C]+87[％Si]+15[％Mn]+70[％Al]+430[％P]+37[％Ni]+22d-1/2+230……(式3)[制造方法]為了制造本發(fā)明鐵損優(yōu)良的高強度無方向性電磁鋼板，首先，在轉爐或者電爐等中，將熔煉至上述規(guī)定成份的鋼，通過連鑄或者鑄錠后的開坯軋制制成鋼板坯。鋼板坯的組成與目標成品板的組成相同就可以。
接著，對得到的板坯進行熱軋，根據(jù)需要實施熱軋坂退火。
對得到的熱軋鋼板(或者熱軋退火板)，進行一次冷軋，或者進行夾著中間退火的兩次以上的冷軋，得到成品板厚。在這里，也可以至少對其一部分進行溫軋來代替冷軋。到此為止的加工工序是一個例子，主要通過適當?shù)蔫T造以及加工工序，只要制成具有上述成分，具有規(guī)定成品板厚的鋼板就可以。例如鑄造成通常的熱軋板程度的厚度，根據(jù)需要實施熱處理，其后可以實施冷軋或者溫軋。
在本發(fā)明中，由于可以不提高原材料的Si量而在后工程中得到高強度化，因而可以不依賴溫軋而通過冷軋進行制造。由于溫軋具有改善集合組織，提高鐵損以及磁通密度的效果，因而也可以采用溫軋。
優(yōu)選至少在最終冷軋(或者溫軋前，下同)前，采取防止粗大Cu析出物殘留的措施，以得到穩(wěn)定的時效特性。如果在最終冷軋前粗大Cu析出物大量殘留，則在其后最終退火工序中，為了使粗大Cu析出物確實地再固溶，需要較長的處理時間。
作為防止冷軋前粗大Cu析出物殘留的處理，例如有使熱軋中的卷曲溫度在約600℃以下，優(yōu)選在約550℃以下的方法。
作為其他的方法，有如下的方法在熱軋后至最終冷軋之間，在規(guī)定的條件下，施加熱軋板退火·中間退火等退火。在此退火中，加熱至Cu固溶溫度+約10℃以上，使粗大Cu析出物固溶后，從Cu固溶溫度至400℃以約5℃/s以上的冷卻速度進行冷卻。
在此，作為Cu固溶溫度，可以根據(jù)熱力學數(shù)據(jù)算出鋼中的Cu實質上充分固溶的溫度，也可以通過實驗確認鋼中的Cu實質上固溶與否而求出。
作為一例，根據(jù)“Das Kupfer-Eisen Zustandsdiagramm im Bereichvon 650bis 1050℃”(G.Salje以及M.Feller-Kniepmeier；Z.Metallkde，69(1978)pp.167～169)，Cu固溶溫度可以近似通過下式2求出。
Ts(℃)＝3351/(3.279-log10[％Cu])-273……(式2)因此，在上述熱軋板退火中，加熱至Ts+約10℃以上后，只要從Ts至400℃以約5℃/s以上速度進行冷卻就可以。在此，[％Cu]是以質量％表達的鋼中的Cu含量。
冷卻速度是指該溫度區(qū)間內的平均冷卻速度。
只要以上述條件進行退火處理，就不問熱軋時的卷取溫度。當然也可以使卷取溫度為約600℃以下，優(yōu)選在約550℃以下而并用上述退火處理。
在熱軋板退火中進行上述退火處理一般在成本上是有利的。在上述條件下實施熱軋板退火后，可以使中間退火的條件為與上述熱軋板退火相同的條件，而確實地進行粗大的Cu析出物的固溶。
對通過冷軋、溫軋等得到成品板厚的鋼板，其后實施最終退火。在最終退火后，根據(jù)需要進行絕緣被膜的涂布以及干燥·燒結處理。
也可以在例如最終退火前等，根據(jù)需要進行脫碳退火、滲硅等成分調整處理。
上述最終退火，由于使Cu固溶，因而使退火溫度為{Cu固溶溫度+約10℃}以上。退火溫度不足(Cu固溶溫度+約10℃)時，在退火前存在的粗大Cu析出物或者在最終退火過程中析出的Cu析出物殘留在成品中，因而鐵損劣化。此外，在其后的時效退火中，固溶Cu消耗于上述粗大Cu析出物的成長，而且由于固溶Cu量本身并不充足，因而得不到基于時效硬化的高強度。
例如上述，也可以使用通過下述近似式2而求得的Ts來代替實際的Cu固溶溫度。
Ts(℃)＝3351/{3.279-log10[％Cu]}-273……(式2)在只含有Cu，不含有Ni時，具體地說，為Ni含量不足0.5％(不包括0)的鋼板時，在最終退火的冷卻過程中，為了抑制Cu的析出，從Cu固溶溫度(或者Ts)至400℃以約10℃/s以上的速度進行冷卻。優(yōu)選在從退火溫度或者900℃(任意低溫的一方)至400℃的溫度區(qū)域使冷卻速度為約10℃/s以上。
上述冷卻速度不足約10℃/s時，還是會析出粗大的Cu，使鐵損劣化，并使其后的時效退火不能得到充分的強度上升。此外，由于Cu的再析出，屈服強度提高，而沖裁性劣化。
另一方面，含有Cu的同時，還含有0.5％以上的Ni時，只要在上述溫度區(qū)域的冷卻速度為約1℃/s以上，就能抑制冷卻中的粗大析出，在其后的時效處理時也不會伴隨鐵損的大幅劣化，并得到充分的強度上升。此外，由于較低維持時效處理前的強度，因而沖裁性也良好。也就是復合添加Cu和Ni而進行時效處理時，與不添加Ni時相比，可以在較多的最終退火條件下得到穩(wěn)定的特性。
因此，對于含有0.5％以上Ni的鋼組成，在最終退火的冷卻過程中，將從Cu固溶溫度(或者Ts)至400℃的溫度區(qū)域的冷卻速度限制為約1℃/s。也就是優(yōu)選在從退火溫度或者900℃(低溫的一方)至400℃的溫度區(qū)域使冷卻速度約1℃/s以上。
在本發(fā)明中，希望最終退火后的鋼組織實質上為鐵素體單相。如果在冷卻中，在一部分組織中產(chǎn)生馬氏體相變，則由于結晶組織的微細化、相變時變形的殘留而使磁特性劣化。這些的不良影響，通過其后的時效熱處理也難以完全消除。
為了使鋼組織為鐵素體單相，在從上述的Cu固溶溫度(或者Ts)至400℃的溫度區(qū)域的冷卻中，優(yōu)選避免過度的急冷。具體冷卻速度根據(jù)鋼的組成而決定，但是一般優(yōu)選在約50℃/s以下。更優(yōu)選的冷卻速度為不足30℃/s。
以上所述的冷卻速度是指上述溫度范圍中的平均冷卻速度。
上述最終退火，其本來目的在于，除去軋制導致的變形，并為了得到需要的鐵損特性而通過再結晶得到適當?shù)慕Y晶粒徑。適當?shù)慕Y晶粒徑如上所述，一般為約20～約200μm，因此優(yōu)選使最終退火的溫度為650℃以上，優(yōu)選為約700℃以上。另一方面，如果退火溫度超過1150℃，則變成粗大晶粒，容易引起晶界裂紋，此外，由于伴隨鋼板表面氧化·氮化而產(chǎn)生的鐵損劣化變大，優(yōu)選其上限為1150℃。
最終退火中，上述加熱溫度下的保持時間優(yōu)選為1～300s。
滿足以上條件而制造的鋼板是如下的鋼板具有[時效硬化前鋼板的組織、特性值]各項所述的特征，具有充分的固溶Cu，且粗大Cu析出物少。
優(yōu)選通過至少在500℃下進行10h的時效硬化處理，可以得到上述CYS(式1)或者CTS(式2)的值以上的強度，可以得到鐵損降低較少的鋼板。
本發(fā)明的鋼板，在此狀態(tài)下，屈服強度較低(主要依賴于Si含量，含有0.3％Si時大致為200MPa，含有3.5％Si時大致為450MPa)，沖裁性優(yōu)良。
對上述的鋼板，在其后實施時效處理。此時效處理的實施時期，可以在絕緣被膜涂布燒結前、燒結后、在沖壓沖裁等加工后等任一時機實施。當然從沖裁性的觀點出發(fā)，優(yōu)選在時效前的狀態(tài)下運出，使用者進行沖裁加工后再實施時效處理，但也可以在運出前的任意時刻進行時效處理，作為高強度且低鐵損的鋼板而運出。
使用本發(fā)明的無方向性電磁鋼板組裝轉子時，例如可以從無方向性電磁鋼板上沖裁出轉子用層壓材料后，立即附加進行時效處理的工序，或者組裝轉子后附加進行時效處理的工序。
在時效處理中，并不限定于在上文中用作指標的500℃·10小時的處理條件，只要是下述的條件范圍內，就可以得到上述適當?shù)奈⒓欳u析出物的分布(平均粒子大小以及體積率)，此外，可以不使鐵損較大劣化而在時效后得到CYS(式1)或者CTS(式2)以上的強度。
時效處理在約400℃、以上約650℃以下的溫度進行。也就是不足400℃時，微細Cu的析出不充分，不能得到高強度。另一方面，如果超過650℃，由于Cu析出物變得粗大，因而鐵損劣化，強度上升量也減少。更為優(yōu)選的溫度范圍為約450℃以上、約600℃以下。適當?shù)臅r效時間依存于處理溫度，但約20s以上約1000h以下、優(yōu)選約10min～約1000h比較合適。
實施例1將具有表1所示的成分組成，余量由鐵以及不可避免的雜質構成的鋼在轉爐中進行熔煉，通過連續(xù)鑄造制成板坯。接著通過熱軋將該板坯制成板厚2.2mm的熱軋板，在500℃下進行卷取。
將此熱軋板通過冷軋制成最終板厚為0.5mm的冷軋板后，在表1所示的退火條件下進行最終退火。此時，使從通過式2算出的Ts至400℃的平均冷卻速度為20℃/s。從900℃(在鋼No.8、10中的退火溫度)至400℃的區(qū)域的冷卻速度也大致相同。
其后形成絕緣被膜。得到的鋼板的組成與表1所示的板坯組成相同。
測定上述鋼板(時效前)的平均結晶粒徑d，并評價鐵損W15/50(1)、沖裁性、屈服應力YS(1)。
接著，在500℃下對該鋼板實施10h的時效處理后，通過鐵損W15/50(2)以及屈服應力YS(2)對時效處理后的特性進行評價。通過從鋼板采取的樣品的掃描透射電子顯微鏡觀察，對Cu析出物的析出量(體積率)和其平均粒子大小進行評價。
如上所述，平均結晶粒徑d通過鋼板截面的光學顯微鏡觀察作為圓相當直徑而求出。此外，鐵損，從軋制方向以及軋制垂直方向采取相同數(shù)量的試驗片，通過愛潑斯坦試驗法，按照JIS C 2250而測定。此外，沖裁性通過從鋼板沖裁環(huán)狀樣品(外徑20mm×外徑30mm)時的毛刺高度為30μm時的沖裁次數(shù)而測定。屈服強度在鋼板的軋制方向和其垂直方向通過拉伸試驗(十字頭速度10mm/分)而測定，取該值的平均值而求得。
此外，Cu析出物的評價，通過掃描透射電子顯微鏡觀察而如下進行。首先，電子顯微鏡觀察用樣品，從鋼板的厚度中心部作為與軋制面平行的平板而采取，使用過氧酸-甲醇類的電解液的電解研磨使其薄膜化，然后為了樣品表面的凈化，實施5分鐘的氬離子濺射，而做好準備，通過在觀察視野中掃描直徑1nm以下的電子束的掃描透射模式而進行觀察，對容易識別析出物的暗視野各取3個視野。如果觀察區(qū)域過薄，則析出粒子的脫落速度變大，如果過厚，則掃描透射電子顯微鏡像中的析出物粒子的識別困難，因而將觀察區(qū)域的樣品厚度限定在30～60nm的范圍。在此，樣品厚度由電子能損失光譜來估計。對這樣得到的所有的400nm×400nm的暗視野像，通過圖像處理對Cu析出物粒子進行識別，以體積率從觀察對象體積中的全部析出物體積算出析出量，并用識別的粒子數(shù)去除全部析出物體積，由得到的平均析出物體積求出析出物的球相當直徑，作為平均粒子大小。
將這些評價結果在表2表示。
表1

表2

如表1所示，把成分組成控制在本發(fā)明范圍內的鋼板，在時效后都具有高強度，并且都是鐵損優(yōu)良的鋼板。在這些鋼板中，作為強化因子的Cu析出物的析出量以及平均粒子大小在本發(fā)明范圍內。而且在這些發(fā)明鋼中，基于時效硬化處理的屈服強度的增加量都在150MPa以上，而且鐵損值的劣化量在0.5W/kg以下。
本發(fā)明的鋼板，時效后的拉伸強度都在CTS以上。
與此相對，在幾乎不含有Cu、低Si成分類的以往鋼(比較例No.10)以及高Si成分類的以往鋼(比較例No.11)中，雖然能得到良好的鐵損，但是與同等Si量的發(fā)明鋼相比強度低。此外，過剩含有Cu的鋼(比較例No.7)，與含有等量Si的發(fā)明鋼相比，從時效前鐵損就很差，而且時效后強度上升也低。
實施例2將表3所示的各鋼通過轉爐進行熔煉，通過連鑄制成板坯，板坯的余量都為鐵和不可避免的雜質。
將此板坯通過熱軋制成板厚1.8mm的熱軋板，在500℃下卷取后，對熱軋板實施800℃×5h的熱軋板退火，其后通過一次冷軋法制成板厚0.35mm的冷軋板。
接著對此冷軋板以表4所示的條件進行最終退火，接著形成絕緣被膜，進行表4所示的時效處理。在此，冷卻速度為通過式2算出的Ts至400℃之間的平均冷卻速度。
鋼板的組成與板坯組成相同。此外，從最后退火溫度至400℃的區(qū)域中的冷卻速度也與表4所記載的冷卻速度大致相同。
對如此得到的鋼板，與實施例1相同地評價平均結晶粒徑d、時效處理前后的鐵損W15/50以及屈服應力YS(MPa)、和時效處理后的Cu析出物的析出量(體積率)和平均粒子大小。將此評價結果表示于表4。
如表4所示，將鋼組成、最終退火條件以及時效處理條件控制在本發(fā)明范圍內的鋼板，可以將Cu析出物的析出量以及平均粒子大小控制在規(guī)定的范圍內，在鋼板(時效后)中可以得到優(yōu)良的鐵損和高強度。
本發(fā)明的鋼板，時效后的拉伸強度都在CTS以上。此外，在這些發(fā)明鋼中，基于時效硬化處理的屈服強度的增加量都在150MPa以上，而且鐵損值的劣化量在0.7W/kg以下。
然而，在不添加Cu的以往鋼b、d(比較例No.10、19)中，雖然得到優(yōu)良的鐵損，但是不能得到基于Cu析出的高強度。
此外，在最終退火溫度過低時(比較例No.1、11)，由于退火中的Cu的固溶不充分，因而基于時效的Cu的析出量不充分，不能得到高強度。此外，最終退火冷卻速度過緩時(比較例No.4、14)，由于Cu析出物大小較大，因而不僅鐵損劣化，還不能得到高強度。
而且，時效溫度過低時(比較例No.5、15)，Cu析出量不充分，不能得到高強度，時效溫度過高時(比較例No.9、18)，Cu析出物粗大化顯著，鐵損劣化，也不能得到高強度。
表3

表4

實施例3將Si3％、Mn0.2％以及Al0.3％作為基本成分，預備改變Cu以及Ni含量的鋼板坯。各板坯的組成如表5所示，余量為鐵和不可避免的雜質。
對各板坯實施熱軋，制成板厚2.0mm，在550℃下進行卷取。接著不進行退火，或者在1000℃下進行300s的熱軋板退火，至少使從Ts(根據(jù)式2)至400℃之間的平均冷卻速度為20℃/s而進行冷卻。
其后，進行酸洗以及最終板厚為0.35mm的冷軋。在950℃下實施30s均熱保持的最終退火后，在使900℃～400℃的溫度區(qū)域的冷卻速度為6℃/s的條件下進行冷卻。從Ts至400℃的冷卻速度也大致相同。
其后涂布燒結絕緣被膜，然后在550℃下進行5h的熱處理得到時效。
對這樣得到的鋼板評價平均結晶粒徑、鐵損特性以及機械特性。鋼板的成分組成與板坯階段大致相同。鐵損使用等量的軋制方向和壓制垂直方向上的樣品，通過愛潑斯坦法進行評價。機械特性通過從軋制方向和軋制垂直方向切出的樣品的平均情況進行評價。各種研究的詳細情況與實施例1相同。在圖5表示其結果。
此外，作為以往公知的通過固溶強化、晶粒微細化、析出強化等得到高張力的電磁鋼板，試制以下所示樣品。
也就是作為利用固溶強化的例子，如表6所示，對含有C0.002％、Si4.5％、Mn0.2％、P0.01％、Al0.6％、W1.0％、以及Mo1.0％，余量由鐵和不可避免的雜質構成的鋼板坯進行熱軋，在900℃下進行30s的熱軋板退火，然后在400℃下進行溫軋，得到0.35mm的厚度，進行950℃×30s的最終退火。
此外，作為利用固溶強化以及晶粒微細化的例子，如表6所示，對含有C0.005％、Si3％、Mn0.2％、P0.05％以及Ni4.5％，余量由鐵和不可避免的雜志構成的鋼進行熱軋，接著進行冷軋，得到0.35mm的厚度，然后在800℃下進行30s的最終退火。
而且，作為利用基于碳化物的析出強化的例子，如表6所示，把含有C0.03％、Si3.2％、Mn0.2％、P0.02％、Al0.65％、N0.003％、Nb0.018％以及Zr0.022％，余量由鐵以及不可避免的雜質構成的鋼，在熱軋后冷軋成0.35mm的厚度，實施750℃×30s的最終退火。
在所有情況下，都不進行時效處理。
表5

表6

本發(fā)明的鋼板No.7～14，與具有基本組成的比較例鋼板No.1相比，具有大致相同的優(yōu)良的磁特性，可以得到大幅的高強度。與作為以往的高強度電磁鋼板的鋼板No.15～17相比，也具有大幅的低鐵損或者高磁通密度性，強度-磁特性平衡優(yōu)良。
本發(fā)明的鋼板，時效后的屈服應力都在CYS以上。此外，本發(fā)明的鋼板，Cu析出物的體積率都為0.3～1.9％，平均粒子大小都在1.5～20nm的范圍內。而且在這些發(fā)明鋼中，基于時效硬化處理的屈服強度的增加量都在150MPa以上，而且鐵損值的劣化量在1.0W/kg以下。
實施例4對表5所示的比較鋼C以及發(fā)明鋼J，通過熱軋制成板厚2.0mm，接著在1000℃下實施300s的熱軋板退火，其后在與實施例3相同的條件下進行冷卻，進行酸洗以及最終板厚為0.35mm的冷軋。在950℃下實施30s均熱保持的最終退火，使900℃～400℃的溫度區(qū)域的冷卻速度變化為表7所示的各種條件而進行冷卻。從Ts(根據(jù)式2)至400℃之間的平均冷卻速度也大致與其為相同值。
其后涂布燒結絕緣被膜，制成退火板。對得到的退火板在550℃下進行5h的熱處理以得到時效。對這樣得到的鋼板，評價平均結晶粒徑、鐵損特性以及機械特性。各種研究的詳細內容與實施例1相同。鋼板的成分組成與板坯階段大致相同。
將其結果在表7、圖2以及圖3表示。
表7

如這些圖以及表可知，鋼C，在其冷卻速度為10℃/s以上而比較快時(鋼板No.18以及19)，表現(xiàn)了優(yōu)良的磁特性和高強度，但在10℃/s以下的條件下鐵損劣化，強度也具有降低的傾向。與此相對，與Cu同時添加適量的Ni的發(fā)明鋼J，如鋼板No.22～25所示，可以在寬泛的冷卻速度條件下穩(wěn)定地同時滿足優(yōu)良的磁特性和高強度。
本發(fā)明的鋼板，時效后的屈服應力都在CYS以上。此外，本發(fā)明的鋼板，Cu析出物以體積率計都為0.6～1.2％，平均粒子大小都在5～15nm的范圍內。而且在這些發(fā)明鋼中，基于時效硬化處理的屈服強度的增加量都在190MPa以上，而且鐵損值的劣化量在0.4W/kg以下。
實施例5將具有表8所示組成，余量由鐵和不可避免的雜質構成的鋼通過熱軋制成板厚2.0mm，接著不進行退火，或者在表9所示的溫度下實施300s的的熱軋板退火，在與實施例3相同的條件下進行冷卻，進行酸洗并冷軋至規(guī)定板厚。
在表9的溫度下實施30s均熱保持的最終退火，在使900℃～400℃的溫度區(qū)域的冷卻速度為6℃/s的條件下進行冷卻。從Ts(根據(jù)式2)至400℃的平均冷卻速度也大致相同。
其后涂布燒結絕緣被膜，制成退火板。然后在表9所示的溫度下對得到的退火板進行10h的時效處理。
對這樣得到的鋼板評價平均結晶粒徑、鐵損特性以及機械特性。將其結果一并記入表9。鋼板的成分組成和板坯階段大致相同。由表9可知，所有的樣品在各自的鋼板等級中都具有優(yōu)良的磁特性和非常高的強度特性。
本發(fā)明的鋼板，時效后的屈服應力都在CYS以上。此外，本發(fā)明的鋼板，Cu析出物以體積率計都為0.2～0.9％，平均粒子大小都在3～8nm的范圍內。而且在這些鋼中，基于時效硬化處理的屈服強度的增加量都在150MPa以上，而且鐵損值的劣化量也在0.4W/kg以下。
表8

表9

產(chǎn)業(yè)上的利用可能性根據(jù)本發(fā)明可以得到兼具優(yōu)良的沖裁性和鐵損、而且通過時效處理而大大提高強度的時效硬化性的無方向性電磁鋼板。
而且，根據(jù)本發(fā)明，可以穩(wěn)定地提供磁特性優(yōu)良且具有高強度的電磁鋼板。
由此，可以高效且經(jīng)濟地制造強度高且可靠性高的高速電動機·磁鐵埋設型電動機用的轉子。
權利要求
1.一種無方向性電磁鋼板，以質量％計，含有C0.02％以下(包括0％)、Si4.5％以下、Mn3％以下、Al3％以下、P0.5％以下(包括0％)、Ni5％以下(包括0％)、以及Cu0.2％以上、4％以下，屈服應力為下式1所示的CYS(MPa)以上；CYS＝180+5600[％C]+95[％Si]+50[％Mn]+37[％Al]+435[％P]+25[％Ni]+22d-1/2……(式1)其中，d為晶粒的平均粒徑(mm)。
2.一種無方向性電磁鋼板，以質量％計，含有C0.02％以下(包括0％)、Si4.5％以下、Mn3％以下、Al3％以下、P0.5％以下(包括0％)、Ni5％以下(包括0％)、以及Cu0.2％以上、4％以下，晶粒內的Cu析出物以體積率計存在0.2％以上、2％以下，并且該Cu析出物的平均粒子大小為1nm以上、20nm以下。
3.一種無方向性電磁鋼板，以質量％計，含有C0.02％以下(包括0％)、Si4.5％以下、Mn3％以下、Al3％以下、P0.5％以下(包括0％)、Ni5％以下(包括0％)、以及Cu0.2％以上、4％以下，屈服應力為下式1所示的CYS(MPa)以上，晶粒內的Cu析出物以體積率計存在0.2％以上、2％以下，并且該Cu析出物的平均粒子大小為1nm以上、20nm以下；CYS＝180+5600[％C]+95[％Si]+50[％Mn]+37[％Al]+435[％P]+25[％Ni]+22d-1/2……(式1)其中，d為晶粒的平均粒徑(mm)。
4.一種無方向性電磁鋼板，以質量％計，含有C0.02％以下(包括0％)、Si4.5％以下、Mn3％以下、Al3％以下、P0.5％以下(包括0％)、Ni5％以下(包括0％)、以及Cu0.2％以上、4％以下，在500℃下對該鋼板進行10小時的時效處理后的該鋼板的屈服應力為下式1所示的CYS(MPa)以上；CYS＝180+5600[％C]+95[％Si]+50[％Mn]+37[％Al]+435[％P]+25[％Ni]+22d-1/2……(式1)其中d為晶粒的平均粒徑(mm)。
5.如權利要求1～4中任一項所述的無方向性電磁鋼板，作為成分組成還含有選自Zr、V、Sb、Sn、Ge、B、Ca、稀土類元素以及Co中的1種或者2種以上，分別含有0.1～3％的Zr和V，分別含有0.002～0.5％的Sb、Sn以及Ge，分別含有0.001～0.01％的B、Ca以及稀土類元素，含有0.2～5％的Co。
6.一種無方向性電磁鋼板的制造方法，對以質量％計含有C0.02％以下(包括0％)、Si4.5％以下、Mn3％以下、Al3％以下、P0.5％以下(包括0％)、Ni不足0.5％(包括0％)、以及Cu0.2％以上、4％以下的鋼板坯實施熱軋后，實施冷軋或者溫軋得到最終板厚，接著實施如下的最終退火加熱至Cu固溶溫度+10℃以上后，冷卻時使從Cu固溶溫度至400℃的溫度區(qū)域的冷卻速度為10℃/s以上，其后以400℃以上、650℃以下的溫度實施時效處理。
7.一種無方向性電磁鋼板的制造方法，對以質量％計含有C0.02％以下(包括0％)、Si4.5％以下、Mn3％以下、Al3％以下、P0.5％以下(包括0％)、Ni不足0.5％(包括0％)、以及Cu0.2％以上、4％以下的鋼板坯實施熱軋后，實施冷軋或者溫軋得到最終板厚，接著實施如下的最終退火相對下式2所示的Ts加熱至Ts+10℃以上后，冷卻時使從Ts至400℃的溫度區(qū)域的冷卻速度為10℃/s以上，其后以400℃以上、650℃以下的溫度實施時效處理；Ts(℃)＝3351/(3.279-log10[％Cu])-273……(式2)。
8.一種無方向性電磁鋼板的制造方法，對以質量％計含有C0.02％以下(包括0％)、Si4.5％以下、Mn3％以下、Al3％以下、P0.5％以下(包括0％)、Ni0.5％以上、5％以下、以及Cu0.2％以上、4％以下的鋼板坯實施熱軋后，實施冷軋或者溫軋得到最終板厚，接著實施如下的最終退火加熱至Cu固溶溫度+10℃以上后，冷卻時使從Cu固溶溫度至400℃的溫度區(qū)域的冷卻速度為1℃/s以上，其后以400℃以上、650℃以下的溫度實施時效處理。
9.一種無方向性電磁鋼板的制造方法，對以質量％計含有C0.02％以下(包括0％)、Si4.5％以下、Mn3％以下、Al3％以下、P0.5％以下(包括0％)、Ni0.5％以上、5％以下、以及Cu0.2％以上、4％以下的鋼板坯實施熱軋后，實施冷軋或者溫軋得到最終板厚，接著實施如下的最終退火相對下式2所示的Ts加熱至Ts+10℃以上后，冷卻時使從Ts至400℃的溫度區(qū)域的冷卻速度為1℃/s以上，其后以400℃以上、650℃以下的溫度實施時效處理；Ts(℃)＝3351/(3.279-log10[％Cu])-273……(式2)。
10.如權利要求6～9中任一項所述的無方向性電磁鋼板的制造方法，鋼板坯還含有選自Zr、V、Sb、Sn、Ge、B、Ca、稀土類元素以及Co中的1種或者2種以上，分別含有0.1～3％的Zr和V，分別含有0.002～0.5％的Sb、Sn以及Ge，分別含有0.001～0.01％的B、Ca以及稀土類元素，含有0.2～5％的Co。
11.一種無方向性電磁鋼板的制造方法，對以質量％計含有C0.02％以下(包括0％)、Si4.5％以下、Mn3％以下、Al3％以下、P0.5％以下(包括0％)、Ni不足0.5％(包括0％)、以及Cu0.2％以上、4％以下的鋼板坯實施熱軋后，實施冷軋或者溫軋得到最終板厚，接著實施如下的最終退火加熱至Cu固溶溫度+10℃以上后，冷卻時使從Cu固溶溫度至400℃的溫度區(qū)域的冷卻速度為10℃/s以上。
12.一種無方向性電磁鋼板的制造方法，對以質量％計含有C0.02％以下(包括0％)、Si4.5％以下、Mn3％以下、Al3％以下、P0.5％以下(包括0％)、Ni不足0.5％(包括0％)、以及Cu0.2％以上、4％以下的鋼板坯實施熱軋后，實施冷軋或者溫軋得到最終板厚，接著實施如下的最終退火相對下式2所示的Ts加熱至Ts+10℃以上后，冷卻時使從Ts至400℃的溫度區(qū)域的冷卻速度為10℃/s以上。Ts(℃)＝3351/(3.279-log10[％Cu])-273……(式2)
13.一種無方向性電磁鋼板的制造方法，對以質量％計含有C0.02％以下(包括0％)、Si4.5％以下、Mn3％以下、Al3％以下、P0.5％以下(包括0％)、Ni0.5％以上、5％以下、以及Cu0.2％以上、4％以下的鋼板坯實施熱軋后，實施冷軋或者溫軋得到最終板厚，接著實施如下的最終退火加熱至Cu固溶溫度+10℃以上后，冷卻時使從Cu固溶溫度至400℃的溫度區(qū)域的冷卻速度為1℃/s以上。
14.一種無方向性電磁鋼板的制造方法，對以質量％計含有C0.02％以下(包括0％)、Si4.5％以下、Mn3％以下、Al3％以下、P0.5％以下(包括0％)、Ni0.5％以上、5％以下、以及Cu0.2％以上、4％以下的鋼板坯實施熱軋后，實施冷軋或者溫軋得到最終板厚，接著實施如下的最終退火相對下式2所示的Ts加熱至Ts+10℃以上后，冷卻時使從Ts至400℃的溫度區(qū)域的冷卻速度為1℃/s以上；Ts(℃)＝3351/(3.279-log10[％Cu])-273……(式2)。
15.如權利要求11～14中任一項所述的無方向性電磁鋼板的制造方法，鋼板坯還含有選自Zr、V、Sb、Sn、Ge、B、Ca、稀土類元素以及Co中的1種或者2種以上，分別含有0.1～3％的Zr和V，分別含有0.002～0.5％的Sb、Sn以及Ge，分別含有0.001～0.01％的B、Ca以及稀土類元素，含有0.2～5％的Co。
全文摘要
在制造同時具有良好的磁特性和高強度的無方向性電磁鋼板時，使成分組成為C0.02％以下、Si4.5％以下、Ni5.0％以下(包括0％)、以及Cu0.2％以上、4.0％以下，在最終退火時適當?shù)厥构倘蹸u殘留。得到的鋼板通過時效處理析出微細的Cu，無磁特性劣化而強化至下式所示的CYS(MPa)以上的屈服應力CYS＝180+5600[％C]+95[％Si]+50[％Mn]+37[％Al]+435[％P]+25[％Ni]+22d
文檔編號C22C38/60GK1720344SQ200380104940
公開日2006年1月11日 申請日期2003年12月3日 優(yōu)先權日2002年12月5日
發(fā)明者高島稔, 河野雅昭, 山田克美, 河野正樹, 佐藤馨 申請人:杰富意鋼鐵株式會社