专利名称：无方向性电磁钢板及其制造方法
技术领域：
本发明涉及一种无方向性电磁钢板，特别涉及一种适用于以高速旋转电动机的转子为典型例的受到大应力的部件，高强度且具有低铁损特性的无方向性电磁钢板及其制造方法。
根据本发明而制造的无方向性电磁钢板，具有如下特征通过时效处理提高屈服强度等，使组装的转子的强度变大，另一方面，还具有在时效处理前屈服强度低，容易进行冲裁加工的特征。
背景技术：
近年来，由于电动机的驱动系统的发展，驱动电源的频率控制变得可能，可变速运转和以工业频率以上的频率进行高速旋转的电动机增加。在这种高速转动的电动机中，需要具有可以耐受高速旋转的强度的转子。
也就是作用于转动体的离心力与转动半径成比例，与转动速度的平方成比例增长。因此，在中·大型高速电动机中也可能有作用于转子的应力超过600MPa的情况。从而在这种高速旋转电动机中需要转子的高强度化。
此外，从近年的提高电动机效率的观点出发，在转子中埋入永久磁铁的磁铁埋设型(IPMInterior Permanent Magnet)DC换流器控制电动机也增加。在这种电动机中，由于离心力作用，磁铁具有从转子飞出的倾向，抑制此倾向时，有很大的力作用于转子中所使用的电磁钢板上。因此，也对电动机、特别是转子中使用的电磁钢板要求高强度。
电动机、发电机等转动机器由于利用电磁现象，其原材料要求磁特性。具体地，期望低铁损、高磁通密度。
通常转子铁心层压使用通过冲压机冲裁得到的无方向性电磁钢板。然而，如果在高速旋转电动机中，转子原材料不能满足上述机械强度，就不得不代替使用强度较高的铸钢制转子等。然而，由于铸造的转子为一体，与层压电磁钢板的转子相比，作用于转子的脉动损失较大，是电动机效率降低的主要原因。在这里，脉动损失意味着高频磁通产生的涡电流损失。
因此，作为转子用原材料，期望有磁特性优良且高强度的电磁钢板。
在金属学中，作为高强度化的方法，固溶强化、析出强化以及晶粒微细化等方法是公知的，也有实用于电磁钢板的例子。例如在特开昭60-238421号公报中，对这些强化方法的得失进行比较研究，结果，作为对磁特性的不良影响最小的方法，提出一种利用固溶强化的方法。公开了将Si含量提高至3.5～7.0％(质量％、下同)，并添加固溶强化能大的元素的方法。
此外，在特开昭62-256917号公报中，公开了如下的方法使Si含量为2.0～3.5％，提高Ni或者Ni和Mn两者的含量，通过650～850℃的低温退火而进行制造，从而控制再结晶粒径。此外，作为利用析出强化的方法，在特开平6-330255号公报中公开了如下的方法使Si含量为2.0～4.0％，使Nb、Zr、Ti、V的微细碳化物、氮化物析出。
通过这些方法，可以得到具有一定高强度的电磁钢板。然而，在如特开昭60-238421号公报中记载的Si和固溶强化元素的添加量多的钢中，有冷轧性显著降低，难以进行稳定的工业生产的缺点。而且通过此技术得到的钢板，存在其磁通密度B50大幅降低至1.56～1.60T的问题。
在特开昭62-256917号公报的方法中，由于为了提高机械强度而需要通过低温退火抑制再结晶粒成长，因而存在例如在频率比较低、距工业频率(约50Hz左右)数百Hz的频率区域中的铁损降低的问题。
因此，通过特开昭62-256917号公报所记载的方法得到的电磁钢板，不能用于定子部件，在这些频率区域中的铁损对定子部件很重要。因此，使用该方法，电磁钢板的成品率当然大幅降低。也就是冲裁定子以及转子部件时，通常从相同的一张钢板中，首先冲裁圆环状的定子部件，而从其中空部冲裁转子部件，从而可以减少浪费。然而，在特开昭62-256917号公报的方法中，需要从不同的钢板上冲裁两者，成品率降低。
另一方面，在特开平6-330255号公报所记载的方法中，碳、氮化物本身成为磁壁移动的障碍，而且碳、氮化物妨碍电磁钢板的晶粒成长，因而铁损劣化仍然是大的问题。
不论使用什么方法，通过这些方法制造的电磁钢板的硬度都高，因此冲裁性差。也就是对层压材料进行冲裁时金属模具的磨损激烈，早期产生大的毛刺。
本发明如后所述，含有规定量的Cu是钢板组成上的一个特征。因此在上述课题之外，对无方向电磁钢板的Cu利用现状进行说明。
作为向电磁钢板中添加Cu的例子，在特开昭62-89816号公报中公开了添加0.1～1.0％的C，使石墨析出而改善冲裁性的技术。作为再结晶退火(最终退火)的方法优选装箱退火。在这里，Cu作为促进石墨析出的元素，优选添加1.0％以下，但在成本上变得不利。
然而，含有0.1％以上的C的上述电磁钢板组成是一个例外，在一般组成的电磁钢板中，从磁特性等观点出发不希望含有Cu。例如在特公平9-67654号公报中，公开了含有1％～3.5％的Si等的无方向性电磁钢板，但由于CuS等的析出对磁特性产生不良影响，因而将Cu含量控制在0.05％以下。
此外，作为允许含有比此还多的Cu的技术，在特开平8-295936号公报中公开了由含有废料的原料制造无方向性电磁钢板的方法。在该方法中，为了降低从废料混入的合金元素(Cu0.015～0.2％、Ni0.01～0.5％、Cr0.02～0.2％、Sn0.003～0.2％等)对磁特性的不良影响，提出了限定V、Nb的含量，并使热轧板退火后的结晶粒径为50μm以上等对策。然而，此技术的技术要点也在于，Cu等上述元素本来是不利的元素，因而尽量控制其不良影响。而且公开的Cu等的含量也为少量。
此外，在非含Si钢中，在特开昭49-83613号公报中公开了含有Cu1～5％、Ni1～5％，余量为铁的电动机用高强度钢，对该成分的钢反复进行固溶处理-淬火工序和冷轧后，通过实施时效处理，得到高强度且低铁损的钢。然而没有抑制时效处理所导致的铁损劣化至满足的程度。
发明内容
如上所述，以往的方法，在可以稳定地进行工业生产的电磁钢板中，从高强度和低铁损两者同时满足的观点出发都不能满足要求。
此外，以往的方法也没有解决在维持高的冲裁性和良好的铁损的同时，充分提高转子强度的问题。特别是由于屈服强度越高冲裁性越差，因而认为不能同时满足良好的冲裁性和高的屈服强度。
本发明目的在于提供可以同时满足良好的磁特性和高强度的无方向性电磁钢板、以及可以在工业上稳定生产此钢板的制造方法。
本发明还提出一种无方向性电磁钢板及其制造方法，可以在维持高的冲裁性和良好的铁损的同时，充分提高转子强度的问题。
发明者们，为了解决上述问题，着眼于含有Cu的钢的时效硬化现象，进行了种种的研究，其结果，确立了可以同时满足良好的铁损和高强度的方法。
即，以往的见解，例如特开昭60-238421号公报等中所述，是钢中的析出物有助于高强度化，但另一方面抑制磁壁移动而使铁损(磁滞损耗)劣化，而且发明者们新近发现，在Si添加钢中，Cu析出物特别容易粗大化，难以避免铁损的劣化。
然而本发明者们，与以往见解和上述新的见解相反，最新发现通过向钢中适量添加Cu而进行时效处理，可以使平均粒径在1nm以上、20nm以下的极微细Cu粒子在晶粒内均匀地析出，而且这样得到的极微细析出物对高强度化非常有效，并且几乎不使铁损(磁滞损耗)劣化。
而且，对该Cu的析出还得到如下见解如果复合添加Cu和Ni，则在钢板制造中的热处理工序中产生的析出大幅降低，其结果，即使使用宽泛的退火条件也能稳定地得到高强度和低铁损，从而完成本发明。
此外，发明者们还通过在冲裁工序前使用实施时效处理前的屈服强度低的电磁钢板，在冲裁后立即、或者组装于转子等后实施时效处理而提高层压材料的强度，从而可以获得良好的冲裁性，并赋予组装后的转子较高的强度。
本发明的主要构成如下。
(1)一种磁特性优良的高强度无方向性电磁钢板，以质量％计，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，屈服应力为下式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为晶粒的平均粒径(mm)。
(2)一种磁特性优良的高强度无方向性电磁钢板，以质量％计，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，晶粒内的Cu析出物以体积率计存在0.2％以上、2％以下，并且该Cu析出物的平均粒子大小为1nm以上、20nm以下。
Cu析出物的平均粒子大小是指以球相当直径而算出的大小。下面也一样。
(3)如上述(1)所述的磁特性优良的高强度无方向性电磁钢板中，晶粒内的Cu析出物以体积率计存在0.2％以上、2％以下，并且该Cu析出物的平均粒子大小为1nm以上、20nm以下。
(4)一种冲裁性和磁特性(铁损)优良的时效硬化性无方向性电磁钢板，以质量％计，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℃下对该钢板进行10小时的时效处理后的该钢板的屈服应力为如下式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为晶粒的平均粒径(mm)。
(5)如上述(1)～(4)中任一项所述的无方向性电磁钢板(如(1)～(3)所述的磁特性优良的高强度无方向性电磁钢板、如(4)所述的冲裁性和磁特性优良的时效硬化性无方向性电磁钢板)，作为成分组成还含有选自Zr、V、Sb、Sn、Ge、B、Ca、稀土类元素以及Co中的1种或者2种以上，分别含有0.1～3％的Zr和V，分别含有0.002～0.5％的Sb、Sn以及Ge，分别含有0.001～0.01％的B、Ca以及稀土类元素，含有0.2～5％的Co。
在上述(1)～(5)的各发明中，可以不使用CYS的重要条件，而是满足如下重要条件的无方向性钢板拉伸强度为下述式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为晶粒的平均粒径(mm)。
在上述各发明中，优选钢板的组成为余量由Fe和不可避免的杂质构成。
此外，在上述各发明及其优选实施方式中，优选含有0.5％以上的Ni，特别在将CTS作为重要条件时极为优选。
(6)一种磁特性优良的高强度无方向性电磁钢板的制造方法，对以质量％计含有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％以下的钢板坯实施热轧后，实施冷轧或者温轧得到最终板厚，接着实施如下的最终退火加热至Cu固溶温度+10℃以上后，冷却时使从Cu固溶温度至400℃的温度区域的冷却速度为10℃/s以上，其后以400℃以上、650℃以下的温度实施时效处理。
(7)一种磁特性优良的高强度无方向性电磁钢板的制造方法，对以质量％计含有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％以下的钢板坯实施热轧后，实施冷轧或者温轧得到最终板厚，接着实施如下的最终退火加热至Cu固溶温度+10℃以上后，冷却时使从Cu固溶温度至400℃的温度区域的冷却速度为1℃/s以上，其后以400℃以上、650℃以下的温度实施时效处理。
(8)如上述(6)或(7)所述的高强度无方向性电磁钢板的制造方法，使用下述式2所示的Ts(℃)代替“Cu固溶温度”。
Ts(℃)＝3351/(3.279-log10[％Cu])-273……(式2)(9)如(6)～(8)中任一项所述的磁特性优良的高强度无方向性电磁钢板的制造方法，钢板坯还含有选自Zr、V、Sb、Sn、Ge、B、Ca、稀土类元素以及Co中的1种或者2种以上，分别含有0.1～3％的Zr和V，分别含有0.002～0.5％的Sb、Sn以及Ge，分别含有0.001～0.01％B、Ca以及稀土类元素，含有0.2～5％的Co。
上述(6)～(9)的发明的构成可以如下述改变说法。
也就是在上述钢板坯的组成中，Ni为5％以下(包括0，也就是包括不添加)时，通过使最终退火时从Cu固溶温度或者Ts到400℃的温度区域的冷却速度为10℃/s，可以达到本发明的目的。尤其在添加0.5％以上、5％以下的Ni时，即使不将上述冷却速度限定在10℃/s以上，只要满足1℃/s以上就可以达到本发明的目的。当然在上述冷却速度在10℃/s以上时，含有0.5％以上的Ni也是有效的。
(10)一种冲裁性和磁特性优良的时效硬化性无方向性电磁钢板的制造方法，对以质量％计含有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％以下的钢板坯实施热轧后，实施冷轧或者温轧得到最终板厚，接着实施如下的最终退火加热至Cu固溶温度+10℃以上后，冷却时使从Cu固溶温度至400℃的温度区域的冷却速度为10℃/s以上。
(11)一种冲裁性和磁特性优良的时效硬化性无方向性电磁钢板的制造方法，对以质量％计含有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％以下的钢板坯实施热轧后，实施冷轧或者温轧得到最终板厚，接着实施如下的最终退火加热至Cu固溶温度+10℃以上后，冷却时使从Cu固溶温度至400℃的温度区域的冷却速度为1℃/s以上。
(12)如上述(10)或(11)所述的高强度无方向性电磁钢板的制造方法，使用下述式2所示的Ts(℃)代替“Cu固溶温度”。
Ts(℃)＝3351/(3.279-log10[％Cu])-273……(式2)(13)如(11)～(12)中任一项所述的冲裁性和磁特性优良的时效硬化性无方向性电磁钢板的制造方法，钢板坯还含有选自Zr、V、Sb、Sn、Ge、B、Ca、稀土类元素以及Co中的1种或者2种以上，分别含有0.1～3％的Zr和V，分别含有0.002～0.5％的Sb、Sn以及Ge，分别含有0.001～0.01％B、Ca以及稀土类元素，含有0.2～5％的Co。
上述(10)～(13)的发明，对于上述(6)～(9)的发明，是基于如下思想的在成品钢板的制造工序中不包括时效硬化处理，例如在需求方的层压磁芯等制造工序中进行就可以。不过不限于这样的利用方式。
上述(4)的发明也基于同样的思想。
图1表示在对1.8％Si-1.0Cu钢进行最终退火后，通过扫描透射电子显微镜(STEM)的暗视野像对在500℃下实施8小时的时效处理时的Cu析出物粒子进行观察。
图2是表示最终退火冷却速度对时效处理后的铁损的影响的图。
图3是表示最终退火冷却速度对时效处理后的拉伸强度的影响的图。
具体实施例方式
接着对本发明说明每一个构成要素。
首先说明成分组成范围和其限定理由。在本说明书中表示钢组成的％，没有特别说明都指质量％。
C0.02％以下如果C量超过0.02％，则由于磁时效，铁损显著劣化，因而限制在0.02％以下。优选在0.01％以下、或者在0.005％以下，更为优选在0.003％以下，从而可以使磁时效引起的铁损劣化大致为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作为脱氧剂是有用的，此外通过增加电阻而使电磁钢板的铁损降低的效果很大。而且通过固溶强化而有助于提高强度，作为脱氧剂添加0.05％以上效果显著。为了降低铁损以及固溶强化而含有0.5％以上，更优选含有1.2％以上。然而如果超过4.5％，则钢板的轧制性的劣化剧烈，因而将其含量限制在4.5％以下。更为优选在4.2％以下。
Mn3％以下Mn是通过固溶强化而提高强度的有效元素，而且也是改善高温脆性的有效元素，优选含有0.05％以上。然而过剩添加会导致铁损劣化，因而将其含量限制在3％以下。也可以是3.0％以下。较为优选Mn量在2.0％以下。更为优选0.1～1.5％，进而优选1.0％以下。
Al3％以下Al作为脱氧剂而有效，对改善铁损有作用，优选含有0.5ppm以上，较为优选含有0.1％以上。然而过剩添加会导致轧制性的降低和冲裁性的降低，因而优选将其添加量控制在3％以下。也可以在3.0％以下。
由于在4.0％以下时轧制性的降低并不显著，因而例如在实施时效硬化处理前进行冲裁加工的用途上，可以将4.0％作为上限。
更为优选在2.5％以下。
P0.5％以下P即使较少量添加也能得到很大的固溶强化能，因而对高强度化极为有效，优选含有0.01％以上。另一方面，过剩含有会引起基于偏析的脆化，导致晶界裂纹或者轧制性降低，因而将其含量限制在0.5％以下。也可以在0.50％以下。较为优选在0.2％以下。
另一方面，通过积极地降低P可以提高在高温以及低温时的轧制性。从这一点出发，P含量不足0.01％也可以。此时，如果可能，不添加P也就是为0％也可以，但P一般作为不可避免的杂质而含在铁矿石或者铁水中，因而通过制造工序中的脱磷处理而降低。P的降低量可以根据脱磷处理条件、处理成本等决定，但一般P含量的下限值为0.005％左右。
Cu0.2％以上4％以下Cu通过时效处理而形成微细析出物，从而几乎不伴随铁损(磁滞损耗)的劣化而引起强度的大幅提高。为了得到该效果，需要为0.2％以上。也就是在不足0.2％时，即使本发明的其他的构成要素(组成、制造条件等)都满足，也不能得到充分的析出量。另一方面，如果超过4％则形成粗大的析出物，因而铁损劣化变大，同时强度上升也降低。因此使Cu的含量在0.2％以上，并在4％以下。上限值也可以为4.0％以下。
优选下限值为0.3％，更为优选下限值为0.5％、0.7％或者0.8％。特别在添加0.5％以上时，可以稳定地得到强化。
此外，优选上限值为3.0％以下，更为优选2.0以下。
Ni5％以下Ni不是必需的元素，可以不添加，也就是下限值可以为0％。此外，作为不可避免的杂质而少量含有也没有问题。
然而，Ni是通过固溶强化而对高强度化有效的元素，此外也是改善磁特性的元素，因而优选含有0.1％以上。
此外，如果将Ni添加于本发明这样的含Cu钢中，则会影响Cu的固溶析出状态，具有通过时效而使极为微细的Cu析出物稳定地析出的效果。也就是在Si钢、特别在高Si钢中容易促进Cu析出物的成长，认为这是发生时效硬化不足以及磁特性劣化的原因，但如果存在Ni，则可以抑制Cu析出物的粗大化，容易得到提高时效析出强化能的效果。其结果，可以大幅提高基于Cu时效析出的高强度化效果，缓和必要的工序条件。为了得到该效果，极为优选添加0.5％以上。
而且，Ni具有减少被称为鳞状折叠的热轧板缺陷，改善钢板成品率的效果。虽然添加0.1％以上就产生此效果，还是优选添加0.5％以上。
然而，如果超过5％，则以上各效果饱和，而只会导致成本提高，因而使其上限为5％。上限值也可以为5.0％。较为优选的上限值为3.5％，更为优选3.0％。
此外，为了得到上述各效果进而优选下限值为1.0％。
本发明的无方向性电磁钢板的基本组成如上，在上述成分外，还可以单独或者复合添加作为改善磁特性而公知的Zr、V、Sb、Sn、Ge、B、Ca、稀土类元素以及Co。然而其添加量应该是不损害本发明目的的程度。具体地，Zr和V为0.1～3％，或者为0.1～3.0％，优选为0.1～2.0％；Sb、Sn以及Ge为0.002～0.5％，优选为0.005～0.5％，更优选为0.01～0.5％；B、Ca以及稀土类元素为0.001～0.01％，Co为0.2～5％，或者为0.2～5.0％，优选为0.2～3.0％。
由于Co的强化能高一些，因而例如在实施时效硬化处理前进行冲裁加工的用途上，优选从上述组中去掉Co，而为选自Zr、V、Sb、Sn、Ge、B、Ca、稀土类元素中的1种或者2种以上。Ni也属于改善磁特性的元素，因而可以加到该组中，特别是由于另外具有显著效果，因而另加说明。
优选上述元素之外的余量为Fe(铁)以及不可避免的杂质。作为不可避免的杂质的S和N，从铁损的观点出发希望分别约在0.01％以下。
特别是如果S的残留量多，则形成CuS析出物，抑制最终退火中的晶粒成长，使铁损劣化。因而优选S量至多也在0.02％以下。
其他的不可避免的杂质还有O，大约在0.02％以下，优选在0.01％以下。
此外，作为广义上的不可避免的杂质，优选因制造情况不同而可能混入的Nb、Ti、Cr分别在约0.005％以下、约0.005％以下、约0.5％以下。
本发明的对象，不论是未进行时效硬化处理，还是已经进行了时效硬化处理，根本上都是无方向性电磁钢板。无方向性电磁钢板虽然一般是铁素体单相钢，但具有种种的组成和组织，对这些没有特别的限定。在本发明中也可以在发明的范围内自由进行组成·组织的设计，但优选铁损值小的，优选以W15/50计时为约6W/kg以下。
此外，下述的Cu析出物主要大致由Cu单质构成，但如果析出物极为微细，则可能在Cu中含有Fe的固溶体。也包括这种情况而统称为Cu析出物。
也可能由于制造条件不同而在晶界上发现粗大的Cu析出物，对于析出量以及平均粒子大小，只将实质上有助于强化的晶粒内析出物作为对象。
在本发明的时效硬化处理前的无方向性电磁钢板中，重要的是钢板中的Cu在钢中以充分的量、并以固溶状态存在。如果在时效处理前已经有大量的微细Cu析出物存在，则其硬度变大，冲裁性劣化，而且冲裁后的时效处理带来的屈服强度的上升也变小。另一方面，如果在时效处理前的结晶组织中有粗大的Cu析出物存在，则不仅其铁损劣化，而且Cu在时效处理中的析出，重合于已经析出的粗大的Cu析出物上而发生，成为Cu析出物更加粗大化，铁损显著劣化的原因。
在使Cu为0.20～4.0％、优选为0.5～2.0％的钢中，通过进行500℃×10h的时效退火，可以在钢中使平均粒子大小为5nm左右的微细Cu析出物析出。更为具体地，可以使平均粒子大小以球相当直径计为1nm以上、20nm以下的Cu析出物，以相对钢板整体的体积率计，析出0.2％以上、2％以下。其详细在时效后的钢板的记述中说明。
时效前的固溶Cu优选固溶量在0.2％以上，更为优选在0.4％以上、0.5％以上，或者在0.8％以上。Cu固溶量的上限当然是钢中的Cu含量，最大Cu固溶量与最大Cu含量相等。
上述微细Cu的析出的结果，至少可以使屈服应力上升100MPa，在良好的条件下可以上升150MPa左右。特别是在Cu量为最适当的0.5％以上、2.0％以下，或者优选Cu量在0.7％以上(更为确实地说是在0.8％以上)、2.0％以下时，屈服应力可以上升150MPa～250MPa。
这样的强度上升的结果，优选时效后的屈服应力YS(MPa)为下式1表达的CYS以上。
CYS＝180+5600[％C]+95[％Si]+50[％Mn]+37[％Al]+435[％P]+25[％Ni]+22d-1/2……(式1)在此，各元素项的系数表示每1％的各元素的固溶强化量，d表示成品的平均结晶粒径(直径mm)。d的测定方法如下。通过光学显微镜对样品进行观察，该样品是使用硝酸乙醇腐蚀液等对沿轧制方向的板厚截面(所谓的轧制方向截面)进行蚀刻而得到的，通过观察视野面积和视野内的晶粒数算出晶粒的平均面积。接着把与该面积对应的圆相当直径作为d。
平均结晶粒径d越小强度越高，但铁损劣化。因此根据求得的强度、铁损特性调整结晶粒径d。虽然适当的结晶粒径也依赖于铁损程度，但一般为约20～约200μm。
通过这样强化，例如可以使作为转子部件的层压板的屈服应力为450MPa以上。基于上述机构的屈服强度的上升并不伴随大的铁损值的劣化(铁损值的增大)，例如铁损的劣化量以W15/50计为1.5W/kg以下，Cu例如为3％以下较少时，则停留在1.0W/kg以下。
此外，本发明的时效效果处理前的无方向性电磁钢板，进行时效硬化处理的结果，希望拉伸强度TS(MPa)为以下式3所表达的CTS以上。此重要条件，如上所述对成分范围以及Cu的固溶·析出状况进行控制，使时效后的Cu析出变得适当而可以大致达到。
CTS＝5600[％C]+87[％Si]+15[％Mn]+70[％Al]+430[％P]+37[％Ni]+22d-1/2+230……(式3)各项的主旨，除了致力的对象为拉伸强度，其他都与式1相同。
在本发明的时效硬化处理后的高强度无方向性电磁钢板中，重要之处在于钢板中的Cu在钢中微细析出。即使Cu以固溶状态(未析出状态)存在，也不能实现高强度化。另一方面，没有微细化至规定的尺寸范围内的Cu析出物，不仅使铁损劣化，而且对高强度化的帮助也很小。因此，重要之处在于，不使铁损劣化并使Cu作为微细化至有助于高强度化的规定尺寸范围内的Cu微细析出物而存在。
优选的Cu析出状态，如上所述，是使平均粒子大小以球相当直径计为1nm以上、20nm以下的Cu析出物，以相对钢板整体的体积率计，在晶粒内析出0.2％以上、2％以下的状态。优选Cu析出物的粒子大小在约20nm以下。
一般地如果Cu析出物的体积率大，并且平均粒子大小较小，则平均粒子间距离变小。因此，基于时效的强度上升变大。然而，即使体积率大，平均粒子大小很大时也不能期待大的强度上升，不仅如此，还可能因粗大的析出粒子而抑制磁壁移动。可以稳定地实现充分的强化体积率的优选范围为约0.2％以上、约2％以下。此外，优选以球相当直径计，该平均粒子大小为约1nm以上、约20nm以下。
在发明者们的研究中，Cu析出物的平均粒子大小(球相当直径)以及体积率可以通过下述的测定以及统计处理而算出。但只要理论上可以得到相同的结果，就不限定于本方法。
预先求出样品厚度，对约400×400(nm)2的区域的扫描透射电子显微镜像(暗视野像)进行多个视野摄影，通过图像处理识别Cu析出物粒子，并通过各粒子的外观形状算出圆相当直径，将其假定为各粒子的球相当直径，算出各粒子的体积。
通过使用扫描透射电子显微镜附带的能量分散型X射线分光装置(EDX)进行分析，而识别观察到的粒子是否为Cu析出物。具体地，将粗度为1nm以下的电子束照射于析出层，在得到的EDX光谱中，确认Cu明显地比周围的母相稠化。
对图像识别的各粒子，假定为球状形态而积算体积，求出粒子体积的总和。用粒子数去除粒子体积的总和，求出平均体积，由该平均体积逆算出球相当直径，作为上述平均粒子大小。全部测定各视野内的Cu析出物粒子，最低也测定10个以上的粒子而选定视野数。
对于平均粒子大小，有所谓的基于圆相当直径的评价方法，也就是对通过上述观察得到的各粒子的圆相当直径直接取其算术平均值，作为平均粒子大小。在本发明中，将球相当直径作为粒子大小，但即使是圆相当直径，作为数值也是很接近的值，因而可以用作暂定的评价。
如果观察区域过薄，则析出粒子脱落的频率高，而如果过厚，则扫描透射电子显微镜像中的析出粒子难以识别，因而将观察区域的厚度限定在30nm～60nm的范围而进行。此外，一般由含Cu钢制成的扫描透射电子显微镜样品，在表面电沉积Cu粒子，由于其影响，具有评价为析出量过大的倾向。为了防止这种倾向，在观察时使用通过氩离子进行过表面净化处理的样品。在图1中表示含有1.8％Si以及1.0％Cu的本发明的时效后的钢板的扫描透射电子显微镜暗视野像的例子。发白的粒子是通过时效而析出的Cu。
如上所述，析出量以及平均粒子大小的测定，只将晶粒内析出物作为对象。
Cu析出物越微细越有助于高强度化，如果钢中的Cu析出物的粒子大小不到约1nm，则强度的上升效果饱和，而且扫描透射电子显微镜的测定变得困难，也可能在把成品组织调整至这样的微小范围时产生障碍。因此，特别从工业生产的观点出发，优选将平均粒子大小控制在约1nm以上的范围内。
另一方面，如果平均粒子超过20nm，则对高强度化的帮助减少，而且具有铁损的劣化变大的倾向，因而优选将平均粒子大小限定在约20nm以下。
此外，如上所述，优选时效处理后的本发明钢板的屈服应力YS(MPa)为如下式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，优选时效硬化处理后的本发明钢板的拉伸强度TS(MPa)为以下式3所表达的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]为了制造本发明铁损优良的高强度无方向性电磁钢板，首先，在转炉或者电炉等中，将熔炼至上述规定成份的钢，通过连铸或者铸锭后的开坯轧制制成钢板坯。钢板坯的组成与目标成品板的组成相同就可以。
接着，对得到的板坯进行热轧，根据需要实施热轧坂退火。
对得到的热轧钢板(或者热轧退火板)，进行一次冷轧，或者进行夹着中间退火的两次以上的冷轧，得到成品板厚。在这里，也可以至少对其一部分进行温轧来代替冷轧。到此为止的加工工序是一个例子，主要通过适当的铸造以及加工工序，只要制成具有上述成分，具有规定成品板厚的钢板就可以。例如铸造成通常的热轧板程度的厚度，根据需要实施热处理，其后可以实施冷轧或者温轧。
在本发明中，由于可以不提高原材料的Si量而在后工程中得到高强度化，因而可以不依赖温轧而通过冷轧进行制造。由于温轧具有改善集合组织，提高铁损以及磁通密度的效果，因而也可以采用温轧。
优选至少在最终冷轧(或者温轧前，下同)前，采取防止粗大Cu析出物残留的措施，以得到稳定的时效特性。如果在最终冷轧前粗大Cu析出物大量残留，则在其后最终退火工序中，为了使粗大Cu析出物确实地再固溶，需要较长的处理时间。
作为防止冷轧前粗大Cu析出物残留的处理，例如有使热轧中的卷曲温度在约600℃以下，优选在约550℃以下的方法。
作为其他的方法，有如下的方法在热轧后至最终冷轧之间，在规定的条件下，施加热轧板退火·中间退火等退火。在此退火中，加热至Cu固溶温度+约10℃以上，使粗大Cu析出物固溶后，从Cu固溶温度至400℃以约5℃/s以上的冷却速度进行冷却。
在此，作为Cu固溶温度，可以根据热力学数据算出钢中的Cu实质上充分固溶的温度，也可以通过实验确认钢中的Cu实质上固溶与否而求出。
作为一例，根据“Das Kupfer-Eisen Zustandsdiagramm im Bereichvon 650bis 1050℃”(G.Salje以及M.Feller-Kniepmeier；Z.Metallkde，69(1978)pp.167～169)，Cu固溶温度可以近似通过下式2求出。
Ts(℃)＝3351/(3.279-log10[％Cu])-273……(式2)因此，在上述热轧板退火中，加热至Ts+约10℃以上后，只要从Ts至400℃以约5℃/s以上速度进行冷却就可以。在此，[％Cu]是以质量％表达的钢中的Cu含量。
冷却速度是指该温度区间内的平均冷却速度。
只要以上述条件进行退火处理，就不问热轧时的卷取温度。当然也可以使卷取温度为约600℃以下，优选在约550℃以下而并用上述退火处理。
在热轧板退火中进行上述退火处理一般在成本上是有利的。在上述条件下实施热轧板退火后，可以使中间退火的条件为与上述热轧板退火相同的条件，而确实地进行粗大的Cu析出物的固溶。
对通过冷轧、温轧等得到成品板厚的钢板，其后实施最终退火。在最终退火后，根据需要进行绝缘被膜的涂布以及干燥·烧结处理。
也可以在例如最终退火前等，根据需要进行脱碳退火、渗硅等成分调整处理。
上述最终退火，由于使Cu固溶，因而使退火温度为{Cu固溶温度+约10℃}以上。退火温度不足(Cu固溶温度+约10℃)时，在退火前存在的粗大Cu析出物或者在最终退火过程中析出的Cu析出物残留在成品中，因而铁损劣化。此外，在其后的时效退火中，固溶Cu消耗于上述粗大Cu析出物的成长，而且由于固溶Cu量本身并不充足，因而得不到基于时效硬化的高强度。
例如上述，也可以使用通过下述近似式2而求得的Ts来代替实际的Cu固溶温度。
Ts(℃)＝3351/{3.279-log10[％Cu]}-273……(式2)在只含有Cu，不含有Ni时，具体地说，为Ni含量不足0.5％(不包括0)的钢板时，在最终退火的冷却过程中，为了抑制Cu的析出，从Cu固溶温度(或者Ts)至400℃以约10℃/s以上的速度进行冷却。优选在从退火温度或者900℃(任意低温的一方)至400℃的温度区域使冷却速度为约10℃/s以上。
上述冷却速度不足约10℃/s时，还是会析出粗大的Cu，使铁损劣化，并使其后的时效退火不能得到充分的强度上升。此外，由于Cu的再析出，屈服强度提高，而冲裁性劣化。
另一方面，含有Cu的同时，还含有0.5％以上的Ni时，只要在上述温度区域的冷却速度为约1℃/s以上，就能抑制冷却中的粗大析出，在其后的时效处理时也不会伴随铁损的大幅劣化，并得到充分的强度上升。此外，由于较低维持时效处理前的强度，因而冲裁性也良好。也就是复合添加Cu和Ni而进行时效处理时，与不添加Ni时相比，可以在较多的最终退火条件下得到稳定的特性。
因此，对于含有0.5％以上Ni的钢组成，在最终退火的冷却过程中，将从Cu固溶温度(或者Ts)至400℃的温度区域的冷却速度限制为约1℃/s。也就是优选在从退火温度或者900℃(低温的一方)至400℃的温度区域使冷却速度约1℃/s以上。
在本发明中，希望最终退火后的钢组织实质上为铁素体单相。如果在冷却中，在一部分组织中产生马氏体相变，则由于结晶组织的微细化、相变时变形的残留而使磁特性劣化。这些的不良影响，通过其后的时效热处理也难以完全消除。
为了使钢组织为铁素体单相，在从上述的Cu固溶温度(或者Ts)至400℃的温度区域的冷却中，优选避免过度的急冷。具体冷却速度根据钢的组成而决定，但是一般优选在约50℃/s以下。更优选的冷却速度为不足30℃/s。
以上所述的冷却速度是指上述温度范围中的平均冷却速度。
上述最终退火，其本来目的在于，除去轧制导致的变形，并为了得到需要的铁损特性而通过再结晶得到适当的结晶粒径。适当的结晶粒径如上所述，一般为约20～约200μm，因此优选使最终退火的温度为650℃以上，优选为约700℃以上。另一方面，如果退火温度超过1150℃，则变成粗大晶粒，容易引起晶界裂纹，此外，由于伴随钢板表面氧化·氮化而产生的铁损劣化变大，优选其上限为1150℃。
最终退火中，上述加热温度下的保持时间优选为1～300s。
满足以上条件而制造的钢板是如下的钢板具有[时效硬化前钢板的组织、特性值]各项所述的特征，具有充分的固溶Cu，且粗大Cu析出物少。
优选通过至少在500℃下进行10h的时效硬化处理，可以得到上述CYS(式1)或者CTS(式2)的值以上的强度，可以得到铁损降低较少的钢板。
本发明的钢板，在此状态下，屈服强度较低(主要依赖于Si含量，含有0.3％Si时大致为200MPa，含有3.5％Si时大致为450MPa)，冲裁性优良。
对上述的钢板，在其后实施时效处理。此时效处理的实施时期，可以在绝缘被膜涂布烧结前、烧结后、在冲压冲裁等加工后等任一时机实施。当然从冲裁性的观点出发，优选在时效前的状态下运出，使用者进行冲裁加工后再实施时效处理，但也可以在运出前的任意时刻进行时效处理，作为高强度且低铁损的钢板而运出。
使用本发明的无方向性电磁钢板组装转子时，例如可以从无方向性电磁钢板上冲裁出转子用层压材料后，立即附加进行时效处理的工序，或者组装转子后附加进行时效处理的工序。
在时效处理中，并不限定于在上文中用作指标的500℃·10小时的处理条件，只要是下述的条件范围内，就可以得到上述适当的微细Cu析出物的分布(平均粒子大小以及体积率)，此外，可以不使铁损较大劣化而在时效后得到CYS(式1)或者CTS(式2)以上的强度。
时效处理在约400℃、以上约650℃以下的温度进行。也就是不足400℃时，微细Cu的析出不充分，不能得到高强度。另一方面，如果超过650℃，由于Cu析出物变得粗大，因而铁损劣化，强度上升量也减少。更为优选的温度范围为约450℃以上、约600℃以下。适当的时效时间依存于处理温度，但约20s以上约1000h以下、优选约10min～约1000h比较合适。
实施例1将具有表1所示的成分组成，余量由铁以及不可避免的杂质构成的钢在转炉中进行熔炼，通过连续铸造制成板坯。接着通过热轧将该板坯制成板厚2.2mm的热轧板，在500℃下进行卷取。
将此热轧板通过冷轧制成最终板厚为0.5mm的冷轧板后，在表1所示的退火条件下进行最终退火。此时，使从通过式2算出的Ts至400℃的平均冷却速度为20℃/s。从900℃(在钢No.8、10中的退火温度)至400℃的区域的冷却速度也大致相同。
其后形成绝缘被膜。得到的钢板的组成与表1所示的板坯组成相同。
测定上述钢板(时效前)的平均结晶粒径d，并评价铁损W15/50(1)、冲裁性、屈服应力YS(1)。
接着，在500℃下对该钢板实施10h的时效处理后，通过铁损W15/50(2)以及屈服应力YS(2)对时效处理后的特性进行评价。通过从钢板采取的样品的扫描透射电子显微镜观察，对Cu析出物的析出量(体积率)和其平均粒子大小进行评价。
如上所述，平均结晶粒径d通过钢板截面的光学显微镜观察作为圆相当直径而求出。此外，铁损，从轧制方向以及轧制垂直方向采取相同数量的试验片，通过爱泼斯坦试验法，按照JIS C 2250而测定。此外，冲裁性通过从钢板冲裁环状样品(外径20mm×外径30mm)时的毛刺高度为30μm时的冲裁次数而测定。屈服强度在钢板的轧制方向和其垂直方向通过拉伸试验(十字头速度10mm/分)而测定，取该值的平均值而求得。
此外，Cu析出物的评价，通过扫描透射电子显微镜观察而如下进行。首先，电子显微镜观察用样品，从钢板的厚度中心部作为与轧制面平行的平板而采取，使用过氧酸-甲醇类的电解液的电解研磨使其薄膜化，然后为了样品表面的净化，实施5分钟的氩离子溅射，而做好准备，通过在观察视野中扫描直径1nm以下的电子束的扫描透射模式而进行观察，对容易识别析出物的暗视野各取3个视野。如果观察区域过薄，则析出粒子的脱落速度变大，如果过厚，则扫描透射电子显微镜像中的析出物粒子的识别困难，因而将观察区域的样品厚度限定在30～60nm的范围。在此，样品厚度由电子能损失光谱来估计。对这样得到的所有的400nm×400nm的暗视野像，通过图像处理对Cu析出物粒子进行识别，以体积率从观察对象体积中的全部析出物体积算出析出量，并用识别的粒子数去除全部析出物体积，由得到的平均析出物体积求出析出物的球相当直径，作为平均粒子大小。
将这些评价结果在表2表示。
表1
表2
如表1所示，把成分组成控制在本发明范围内的钢板，在时效后都具有高强度，并且都是铁损优良的钢板。在这些钢板中，作为强化因子的Cu析出物的析出量以及平均粒子大小在本发明范围内。而且在这些发明钢中，基于时效硬化处理的屈服强度的增加量都在150MPa以上，而且铁损值的劣化量在0.5W/kg以下。
本发明的钢板，时效后的拉伸强度都在CTS以上。
与此相对，在几乎不含有Cu、低Si成分类的以往钢(比较例No.10)以及高Si成分类的以往钢(比较例No.11)中，虽然能得到良好的铁损，但是与同等Si量的发明钢相比强度低。此外，过剩含有Cu的钢(比较例No.7)，与含有等量Si的发明钢相比，从时效前铁损就很差，而且时效后强度上升也低。
实施例2将表3所示的各钢通过转炉进行熔炼，通过连铸制成板坯，板坯的余量都为铁和不可避免的杂质。
将此板坯通过热轧制成板厚1.8mm的热轧板，在500℃下卷取后，对热轧板实施800℃×5h的热轧板退火，其后通过一次冷轧法制成板厚0.35mm的冷轧板。
接着对此冷轧板以表4所示的条件进行最终退火，接着形成绝缘被膜，进行表4所示的时效处理。在此，冷却速度为通过式2算出的Ts至400℃之间的平均冷却速度。
钢板的组成与板坯组成相同。此外，从最后退火温度至400℃的区域中的冷却速度也与表4所记载的冷却速度大致相同。
对如此得到的钢板，与实施例1相同地评价平均结晶粒径d、时效处理前后的铁损W15/50以及屈服应力YS(MPa)、和时效处理后的Cu析出物的析出量(体积率)和平均粒子大小。将此评价结果表示于表4。
如表4所示，将钢组成、最终退火条件以及时效处理条件控制在本发明范围内的钢板，可以将Cu析出物的析出量以及平均粒子大小控制在规定的范围内，在钢板(时效后)中可以得到优良的铁损和高强度。
本发明的钢板，时效后的拉伸强度都在CTS以上。此外，在这些发明钢中，基于时效硬化处理的屈服强度的增加量都在150MPa以上，而且铁损值的劣化量在0.7W/kg以下。
然而，在不添加Cu的以往钢b、d(比较例No.10、19)中，虽然得到优良的铁损，但是不能得到基于Cu析出的高强度。
此外，在最终退火温度过低时(比较例No.1、11)，由于退火中的Cu的固溶不充分，因而基于时效的Cu的析出量不充分，不能得到高强度。此外，最终退火冷却速度过缓时(比较例No.4、14)，由于Cu析出物大小较大，因而不仅铁损劣化，还不能得到高强度。
而且，时效温度过低时(比较例No.5、15)，Cu析出量不充分，不能得到高强度，时效温度过高时(比较例No.9、18)，Cu析出物粗大化显著，铁损劣化，也不能得到高强度。
表3
表4
实施例3将Si3％、Mn0.2％以及Al0.3％作为基本成分，预备改变Cu以及Ni含量的钢板坯。各板坯的组成如表5所示，余量为铁和不可避免的杂质。
对各板坯实施热轧，制成板厚2.0mm，在550℃下进行卷取。接着不进行退火，或者在1000℃下进行300s的热轧板退火，至少使从Ts(根据式2)至400℃之间的平均冷却速度为20℃/s而进行冷却。
其后，进行酸洗以及最终板厚为0.35mm的冷轧。在950℃下实施30s均热保持的最终退火后，在使900℃～400℃的温度区域的冷却速度为6℃/s的条件下进行冷却。从Ts至400℃的冷却速度也大致相同。
其后涂布烧结绝缘被膜，然后在550℃下进行5h的热处理得到时效。
对这样得到的钢板评价平均结晶粒径、铁损特性以及机械特性。钢板的成分组成与板坯阶段大致相同。铁损使用等量的轧制方向和压制垂直方向上的样品，通过爱泼斯坦法进行评价。机械特性通过从轧制方向和轧制垂直方向切出的样品的平均情况进行评价。各种研究的详细情况与实施例1相同。在图5表示其结果。
此外，作为以往公知的通过固溶强化、晶粒微细化、析出强化等得到高张力的电磁钢板，试制以下所示样品。
也就是作为利用固溶强化的例子，如表6所示，对含有C0.002％、Si4.5％、Mn0.2％、P0.01％、Al0.6％、W1.0％、以及Mo1.0％，余量由铁和不可避免的杂质构成的钢板坯进行热轧，在900℃下进行30s的热轧板退火，然后在400℃下进行温轧，得到0.35mm的厚度，进行950℃×30s的最终退火。
此外，作为利用固溶强化以及晶粒微细化的例子，如表6所示，对含有C0.005％、Si3％、Mn0.2％、P0.05％以及Ni4.5％，余量由铁和不可避免的杂志构成的钢进行热轧，接着进行冷轧，得到0.35mm的厚度，然后在800℃下进行30s的最终退火。
而且，作为利用基于碳化物的析出强化的例子，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％，余量由铁以及不可避免的杂质构成的钢，在热轧后冷轧成0.35mm的厚度，实施750℃×30s的最终退火。
在所有情况下，都不进行时效处理。
表5
表6
本发明的钢板No.7～14，与具有基本组成的比较例钢板No.1相比，具有大致相同的优良的磁特性，可以得到大幅的高强度。与作为以往的高强度电磁钢板的钢板No.15～17相比，也具有大幅的低铁损或者高磁通密度性，强度-磁特性平衡优良。
本发明的钢板，时效后的屈服应力都在CYS以上。此外，本发明的钢板，Cu析出物的体积率都为0.3～1.9％，平均粒子大小都在1.5～20nm的范围内。而且在这些发明钢中，基于时效硬化处理的屈服强度的增加量都在150MPa以上，而且铁损值的劣化量在1.0W/kg以下。
实施例4对表5所示的比较钢C以及发明钢J，通过热轧制成板厚2.0mm，接着在1000℃下实施300s的热轧板退火，其后在与实施例3相同的条件下进行冷却，进行酸洗以及最终板厚为0.35mm的冷轧。在950℃下实施30s均热保持的最终退火，使900℃～400℃的温度区域的冷却速度变化为表7所示的各种条件而进行冷却。从Ts(根据式2)至400℃之间的平均冷却速度也大致与其为相同值。
其后涂布烧结绝缘被膜，制成退火板。对得到的退火板在550℃下进行5h的热处理以得到时效。对这样得到的钢板，评价平均结晶粒径、铁损特性以及机械特性。各种研究的详细内容与实施例1相同。钢板的成分组成与板坯阶段大致相同。
将其结果在表7、图2以及图3表示。
表7
如这些图以及表可知，钢C，在其冷却速度为10℃/s以上而比较快时(钢板No.18以及19)，表现了优良的磁特性和高强度，但在10℃/s以下的条件下铁损劣化，强度也具有降低的倾向。与此相对，与Cu同时添加适量的Ni的发明钢J，如钢板No.22～25所示，可以在宽泛的冷却速度条件下稳定地同时满足优良的磁特性和高强度。
本发明的钢板，时效后的屈服应力都在CYS以上。此外，本发明的钢板，Cu析出物以体积率计都为0.6～1.2％，平均粒子大小都在5～15nm的范围内。而且在这些发明钢中，基于时效硬化处理的屈服强度的增加量都在190MPa以上，而且铁损值的劣化量在0.4W/kg以下。
实施例5将具有表8所示组成，余量由铁和不可避免的杂质构成的钢通过热轧制成板厚2.0mm，接着不进行退火，或者在表9所示的温度下实施300s的的热轧板退火，在与实施例3相同的条件下进行冷却，进行酸洗并冷轧至规定板厚。
在表9的温度下实施30s均热保持的最终退火，在使900℃～400℃的温度区域的冷却速度为6℃/s的条件下进行冷却。从Ts(根据式2)至400℃的平均冷却速度也大致相同。
其后涂布烧结绝缘被膜，制成退火板。然后在表9所示的温度下对得到的退火板进行10h的时效处理。
对这样得到的钢板评价平均结晶粒径、铁损特性以及机械特性。将其结果一并记入表9。钢板的成分组成和板坯阶段大致相同。由表9可知，所有的样品在各自的钢板等级中都具有优良的磁特性和非常高的强度特性。
本发明的钢板，时效后的屈服应力都在CYS以上。此外，本发明的钢板，Cu析出物以体积率计都为0.2～0.9％，平均粒子大小都在3～8nm的范围内。而且在这些钢中，基于时效硬化处理的屈服强度的增加量都在150MPa以上，而且铁损值的劣化量也在0.4W/kg以下。
表8
表9
产业上的利用可能性根据本发明可以得到兼具优良的冲裁性和铁损、而且通过时效处理而大大提高强度的时效硬化性的无方向性电磁钢板。
而且，根据本发明，可以稳定地提供磁特性优良且具有高强度的电磁钢板。
由此，可以高效且经济地制造强度高且可靠性高的高速电动机·磁铁埋设型电动机用的转子。
权利要求
1.一种无方向性电磁钢板，以质量％计，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，屈服应力为下式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为晶粒的平均粒径(mm)。
2.一种无方向性电磁钢板，以质量％计，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，晶粒内的Cu析出物以体积率计存在0.2％以上、2％以下，并且该Cu析出物的平均粒子大小为1nm以上、20nm以下。
3.一种无方向性电磁钢板，以质量％计，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，屈服应力为下式1所示的CYS(MPa)以上，晶粒内的Cu析出物以体积率计存在0.2％以上、2％以下，并且该Cu析出物的平均粒子大小为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为晶粒的平均粒径(mm)。
4.一种无方向性电磁钢板，以质量％计，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℃下对该钢板进行10小时的时效处理后的该钢板的屈服应力为下式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为晶粒的平均粒径(mm)。
5.如权利要求1～4中任一项所述的无方向性电磁钢板，作为成分组成还含有选自Zr、V、Sb、Sn、Ge、B、Ca、稀土类元素以及Co中的1种或者2种以上，分别含有0.1～3％的Zr和V，分别含有0.002～0.5％的Sb、Sn以及Ge，分别含有0.001～0.01％的B、Ca以及稀土类元素，含有0.2～5％的Co。
6.一种无方向性电磁钢板的制造方法，对以质量％计含有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％以下的钢板坯实施热轧后，实施冷轧或者温轧得到最终板厚，接着实施如下的最终退火加热至Cu固溶温度+10℃以上后，冷却时使从Cu固溶温度至400℃的温度区域的冷却速度为10℃/s以上，其后以400℃以上、650℃以下的温度实施时效处理。
7.一种无方向性电磁钢板的制造方法，对以质量％计含有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％以下的钢板坯实施热轧后，实施冷轧或者温轧得到最终板厚，接着实施如下的最终退火相对下式2所示的Ts加热至Ts+10℃以上后，冷却时使从Ts至400℃的温度区域的冷却速度为10℃/s以上，其后以400℃以上、650℃以下的温度实施时效处理；Ts(℃)＝3351/(3.279-log10[％Cu])-273……(式2)。
8.一种无方向性电磁钢板的制造方法，对以质量％计含有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％以下的钢板坯实施热轧后，实施冷轧或者温轧得到最终板厚，接着实施如下的最终退火加热至Cu固溶温度+10℃以上后，冷却时使从Cu固溶温度至400℃的温度区域的冷却速度为1℃/s以上，其后以400℃以上、650℃以下的温度实施时效处理。
9.一种无方向性电磁钢板的制造方法，对以质量％计含有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％以下的钢板坯实施热轧后，实施冷轧或者温轧得到最终板厚，接着实施如下的最终退火相对下式2所示的Ts加热至Ts+10℃以上后，冷却时使从Ts至400℃的温度区域的冷却速度为1℃/s以上，其后以400℃以上、650℃以下的温度实施时效处理；Ts(℃)＝3351/(3.279-log10[％Cu])-273……(式2)。
10.如权利要求6～9中任一项所述的无方向性电磁钢板的制造方法，钢板坯还含有选自Zr、V、Sb、Sn、Ge、B、Ca、稀土类元素以及Co中的1种或者2种以上，分别含有0.1～3％的Zr和V，分别含有0.002～0.5％的Sb、Sn以及Ge，分别含有0.001～0.01％的B、Ca以及稀土类元素，含有0.2～5％的Co。
11.一种无方向性电磁钢板的制造方法，对以质量％计含有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％以下的钢板坯实施热轧后，实施冷轧或者温轧得到最终板厚，接着实施如下的最终退火加热至Cu固溶温度+10℃以上后，冷却时使从Cu固溶温度至400℃的温度区域的冷却速度为10℃/s以上。
12.一种无方向性电磁钢板的制造方法，对以质量％计含有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％以下的钢板坯实施热轧后，实施冷轧或者温轧得到最终板厚，接着实施如下的最终退火相对下式2所示的Ts加热至Ts+10℃以上后，冷却时使从Ts至400℃的温度区域的冷却速度为10℃/s以上。Ts(℃)＝3351/(3.279-log10[％Cu])-273……(式2)
13.一种无方向性电磁钢板的制造方法，对以质量％计含有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％以下的钢板坯实施热轧后，实施冷轧或者温轧得到最终板厚，接着实施如下的最终退火加热至Cu固溶温度+10℃以上后，冷却时使从Cu固溶温度至400℃的温度区域的冷却速度为1℃/s以上。
14.一种无方向性电磁钢板的制造方法，对以质量％计含有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％以下的钢板坯实施热轧后，实施冷轧或者温轧得到最终板厚，接着实施如下的最终退火相对下式2所示的Ts加热至Ts+10℃以上后，冷却时使从Ts至400℃的温度区域的冷却速度为1℃/s以上；Ts(℃)＝3351/(3.279-log10[％Cu])-273……(式2)。
15.如权利要求11～14中任一项所述的无方向性电磁钢板的制造方法，钢板坯还含有选自Zr、V、Sb、Sn、Ge、B、Ca、稀土类元素以及Co中的1种或者2种以上，分别含有0.1～3％的Zr和V，分别含有0.002～0.5％的Sb、Sn以及Ge，分别含有0.001～0.01％的B、Ca以及稀土类元素，含有0.2～5％的Co。
全文摘要
在制造同时具有良好的磁特性和高强度的无方向性电磁钢板时，使成分组成为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，在最终退火时适当地使固溶Cu残留。得到的钢板通过时效处理析出微细的Cu，无磁特性劣化而强化至下式所示的CYS(MPa)以上的屈服应力CYS＝180+5600[％C]+95[％Si]+50[％Mn]+37[％Al]+435[％P]+25[％Ni]+22d
文档编号C22C38/60GK1720344SQ200380104940
公开日2006年1月11日 申请日期2003年12月3日 优先权日2002年12月5日
发明者高岛稔, 河野雅昭, 山田克美, 河野正树, 佐藤馨 申请人:杰富意钢铁株式会社