本发明涉及无方向性电磁钢板。
背景技术：
无方向性电磁钢板例如被用于发动机的铁心，对于无方向性电磁钢板，在与其板面平行的所有方向(以下，有时称为“板面内的所有方向”)上要求优异的磁特性例如低铁损及高磁通密度。迄今为止提出了各种技术，但难以在板面内的所有方向上得到充分的磁特性。例如，即使在板面内的某个特定的方向上得到充分的磁特性，也有可能在其他的方向上得不到充分的磁特性。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开平3-126845号公报
专利文献2：日本特开2006-124809号公报
专利文献3：日本特开昭61-231120号公报
专利文献4：日本特开2004-197217号公报
专利文献5：日本特开平5-140648号公报
专利文献6：日本特开2008-132534号公报
专利文献7：日本特开2004-323972号公报
专利文献8：日本特开昭62-240714号公报
专利文献9：日本特开2011-157603号公报
专利文献10：日本特开2008-127659号公报
技术实现要素：
发明所要解决的课题
本发明的目的是提供在板面内的所有方向上能够得到优异的磁特性的无方向性电磁钢板。
用于解决课题的手段
本发明的发明者们为了解决上述课题而进行了深入研究。其结果是，弄清楚了：将化学组成、厚度及平均晶体粒径设定为适宜的情况是重要的。还弄清楚了：对于这样的无方向性电磁钢板的制造，在得到热轧钢带等供于冷轧的钢带时，控制钢液的铸造或急速凝固中的柱状晶率及平均晶体粒径，控制冷轧的压下率，控制最终退火时的通板张力及冷却速度是重要的。
本发明的发明者们基于这样的见解而进一步反复深入研究，结果想到了以下所示的发明的各方案。
(1)一种无方向性电磁钢板，其特征在于，具有下述所示的化学组成：
以质量％计、
c：0.0030％以下、
si：2.00％～4.00％、
al：0.10％～3.00％、
mn：0.10％～2.00％、
s：0.0030％以下，
选自mg、ca、sr、ba、ce、la、nd、pr、zn及cd中的一种以上：总计为0.0015％～0.0100％，
在将si含量(质量％)设定为[si]、将al含量(质量％)设定为[al]、将mn含量(质量％)设定为[mn]时，式1所表示的参数q：2.00以上，
sn：0.00％～0.40％、
cu：0.0％～1.0％、
cr：0.0％～10.0％，并且
剩余部分：fe及杂质，
其中，mg、ca、sr、ba、ce、la、nd、pr、zn或cd的硫化物或者氧硫化物中所含的s的总质量为无方向性电磁钢板中所含的s的总质量的40％以上，
{100}晶体取向强度为3.0以上，
厚度为0.15mm～0.30mm，
平均晶体粒径为65μm～100μm，
q＝[si]+2[al]-[mn](式1)。
(2)根据(1)所述的无方向性电磁钢板，其特征在于，在上述化学组成中，满足sn：0.02％～0.40％或者cu：0.1％～1.0％或者它们两者。
(3)根据(1)或(2)所述的无方向性电磁钢板，其特征在于，在上述化学组成中，满足cr：0.2％～10.0％。
发明效果
根据本发明，由于化学组成、厚度及平均晶体粒径适宜，因此在板面内的所有方向上能够得到优异的磁特性。
具体实施方式
以下，对本发明的实施方式进行详细说明。
首先，对本发明的实施方式的无方向性电磁钢板及其制造中使用的钢液的化学组成进行说明。详细内容会在下文叙述，但本发明的实施方式的无方向性电磁钢板是经由钢液的铸造及热轧或钢液的急速凝固、冷轧以及最终退火等来制造的。因此，无方向性电磁钢板及钢液的化学组成不仅考虑了无方向性电磁钢板的特性，而且考虑了这些处理。在以下的说明中，无方向性电磁钢板或钢液中所含的各元素的含量的单位即“％”只要没有特别说明，则是指“质量％”。本实施方式的无方向性电磁钢板具有下述所示的化学组成：c：0.0030％以下、si：2.00％～4.00％、al：0.10％～3.00％、mn：0.10％～2.00％、s：0.0030％以下，选自mg、ca、sr、ba、ce、la、nd、pr、zn及cd中的一种以上：总计为0.0015％～0.0100％，在将si含量(质量％)设定为[si]、将al含量(质量％)设定为[al]、将mn含量(质量％)设定为[mn]时，式1所表示的参数q：2.00以上，sn：0.00％～0.40％、cu：0.0％～1.0％、cr：0.0％～10.0％，并且剩余部分：fe及杂质。作为杂质，可例示出矿石、废料等原材料中所含的杂质、在制造工序中所含的杂质。
q＝[si]+2[al]-[mn](式1)
(c：0.0030％以下)
c会提高铁损、引起磁时效。因此，c含量越低越好。这样的现象在c含量超过0.0030％时是显著的。因此，c含量设定为0.0030％以下。c含量的降低也有助于板面内的所有方向上的磁特性的均匀提高。
(si：2.00％～4.00％)
si会增大电阻、减少涡流损耗而降低铁损、增大屈服比而提高对铁心的冲裁加工性。si含量低于2.00％时，无法充分得到这些作用效果。因此，si含量设定为2.00％以上。另一方面，si含量超过4.00％时，磁通密度降低、因硬度的过度上升而导致冲裁加工性降低、冷轧变得困难。因此，si含量设定为4.00％以下。
(al：0.10％～3.00％)
al会增大电阻而减少涡流损耗、降低铁损。al还有助于磁通密度b50相对于饱和磁通密度的相对大小的提高。这里，所谓磁通密度b50是指在5000a/m的磁场中的磁通密度。al含量低于0.10％时，无法充分得到这些作用效果。因此，al含量设定为0.10％以上。另一方面，al含量超过3.00％时，磁通密度降低、使屈服比降低而使冲裁加工性降低。因此，al含量设定为3.00％以下。
(mn：0.10％～2.00％)
mn会增大电阻而减少涡流损耗、降低铁损。如果含有mn，则由一次再结晶得到的织构容易成为与板面平行的面为{100}面的晶体(以下，有时称为“{100}晶体”)发达的织构。{100}晶体是适于板面内的所有方向上的磁特性的均匀提高的晶体。另外，mn含量越高，则mns的析出温度变得越高，析出来的mns变得越大。因此，mn含量越高，则阻碍最终退火中的再结晶及晶粒生长的粒径为100nm左右的微细mns越难以析出。mn含量低于0.10％时，无法充分得到这些作用效果。因此，mn含量设定为0.10％以上。另一方面，mn含量超过2.00％时，在最终退火中晶粒不会充分生长，铁损增大。因此，mn含量设定为2.00％以下。
(s：0.0030％以下)
s不是必需元素，例如在钢中作为杂质而含有。s通过微细mns的析出而阻碍最终退火中的再结晶及晶粒生长。因此，s含量越低越好。这样的铁损增加在s含量超过0.0030％时是显著的。因此，s含量设定为0.0030％以下。
(选自mg、ca、sr、ba、ce、la、nd、pr、zn及cd中的一种以上：总计为0.0015％～0.0100％)
mg、ca、sr、ba、ce、la、nd、pr、zn及cd在钢液的铸造或急速凝固时与钢液中的s反应而生成硫化物或氧硫化物或者它们两者的析出物。以下，有时将mg、ca、sr、ba、ce、la、nd、pr、zn及cd总称为“粗大析出物生成元素”。粗大析出物生成元素的析出物的粒径为1μm～2μm左右，远远大于mns、tin、aln等微细析出物的粒径(100nm左右)。因此，这些微细析出物附着在粗大析出物生成元素的析出物上，从而难以阻碍最终退火中的再结晶及晶粒生长。粗大析出物生成元素的含量总计低于0.0015％时，无法充分得到这些作用效果。因此，粗大析出物生成元素的含量总计设定为0.0015％以上。另一方面，粗大析出物生成元素的含量总计超过0.0100％时，硫化物或氧硫化物或者它们两者的总量变得过量，阻碍最终退火中的再结晶及晶粒生长。因此，粗大析出物生成元素的含量总计设定为0.0100％以下。
(参数q：2.00以上)
式1所表示的参数q低于2.00时，由于可能产生铁素体-奥氏体相变(α-γ相变)，因此在钢液的铸造或急速凝固时，暂且生成的柱状晶由于α-γ相变而被破坏、平均晶体粒径变小。另外，在最终退火时还有可能产生α-γ相变。因此，参数q低于2.00时，无法得到所期望的磁特性。因此，参数q设定为2.00以上。
sn、cu及cr不是必需元素，是也可以在无方向性电磁钢板中有限度地适当含有规定量的任选元素。
(sn：0.00％～0.40％、cu：0.0％～1.0％)
sn及cu使适于磁特性提高的结晶通过一次再结晶而发达。因此，如果包含sn或cu或者它们两者，则容易通过一次再结晶得到适于板面内的所有方向上的磁特性的均匀提高的{100}晶体发达的织构。sn会抑制最终退火时的钢板的表面的氧化及氮化、抑制晶粒的大小的不均。因此，也可以含有sn或cu或者它们两者。为了充分得到上述这些作用效果，优选设定为sn：0.02％以上或cu：0.1％以上或者它们两者。另一方面，sn超过0.40％时，上述作用效果饱和而徒增成本、在最终退火中晶粒的生长被抑制。因此，sn含量设定为0.40％以下。cu含量超过1.0％时，钢板脆化而使热轧及冷轧变得困难、最终退火的退火生产线的通板变得困难。因此，cu含量设定为1.0％以下。
(cr：0.0％～10.0％)
cr会降低高频铁损。高频铁损的降低有助于旋转机的高速旋转化，高速旋转化有助于旋转机的小型化及高效率化。cr会使电阻增大、减少涡流损耗、降低高频铁损等铁损。cr会使应力敏感性降低，还有助于减轻伴随在形成铁心时所导入的压缩应力而产生的磁特性的降低及伴随在高速旋转时起作用的压缩应力而产生的磁特性的降低。因此，也可以含有cr。为了充分得到上述这些作用效果，优选设定为cr：0.2％以上。另一方面，cr含量超过10.0％时，磁通密度降低、成本变高。因此，cr含量设定为10.0％以下。
接下来，对本发明的实施方式的无方向性电磁钢板中的s的形态进行说明。在本实施方式的无方向性电磁钢板中，粗大析出物生成元素的硫化物或氧硫化物中所含的s的总质量为无方向性电磁钢板中所含的s的总质量的40％以上。这样一来，粗大析出物生成元素在钢液的铸造或急速凝固时与钢液中的s反应而生成硫化物或氧硫化物或者它们两者的析出物。因此，粗大析出物生成元素的硫化物或氧硫化物中所含的s的总质量相对于无方向性电磁钢板中所含的s的总质量的比例高是指：在无方向性电磁钢板中包含充分量的粗大析出物生成元素、在该析出物上有效地附着有mns等微细析出物。因此，上述比例越高，则最终退火中的再结晶及晶粒生长越得以促进，可得到越优异的磁特性。并且，上述比例低于40％时，最终退火中的再结晶及晶粒生长不充分，得不到优异的磁特性。
接下来，对本发明的实施方式的无方向性电磁钢板的织构进行说明。在本实施方式的无方向性电磁钢板中，{100}晶体取向强度为3.0以上。{100}晶体取向强度低于3.0时，会产生磁通密度的降低及铁损的增加、产生与板面平行的方向间的磁特性的不均。{100}晶体取向强度可以通过x射线衍射法或电子背散射衍射(electronbackscatterdiffraction：ebsd)法进行测定。由于x射线及电子射线的从试样的反射角等在每个晶体取向上不同，因此可以以无规取向试样为基准并通过其反射强度等求出晶体取向强度。
接下来，对本发明的实施方式的无方向性电磁钢板的平均晶体粒径进行说明。本实施方式的无方向性电磁钢板的平均晶体粒径为65μm～100μm。平均晶体粒径低于65μm或者超过100μm时，铁损w10/800高。这里，所谓铁损w10/800是1.0t的磁通密度、800hz的频率下的铁损。
接下来，对本发明的实施方式的无方向性电磁钢板的厚度进行说明。本实施方式的无方向性电磁钢板的厚度例如为0.15mm～0.30mm。如果厚度超过0.30mm，则无法得到优异的高频铁损。因此，厚度设定为0.30mm以下。如果厚度低于0.15mm，则稳定性低的无方向性电磁钢板的表面的磁特性与稳定性高的内部的磁特性相比成为主导性。另外，如果厚度低于0.15mm，则最终退火的退火生产线的通板变得困难，对于一定大小的铁心所需要的无方向性电磁钢板的数目增加，导致伴随工时数的增加而引起的生产率的降低及制造成本的上升。因此，厚度设定为0.15mm以上。
接下来，对本发明的实施方式的无方向性电磁钢板的磁特性进行说明。本实施方式的无方向性电磁钢板例如可以呈现出下述所表示的磁特性：环形磁测定中的磁通密度b50：1.67t以上，并且铁损w10/800：在将无方向性电磁钢板的厚度表示为t(mm)时为30×[0.45+0.55×{0.5×(t/0.20)+0.5×(t/0.20)2}]w/kg以下。
在环形磁测定中，将从无方向性电磁钢板中采集的环状试样例如外径为5英寸(12.70cm)、内径为4英寸(10.16cm)的环状试样进行励磁，使磁通在试样的全周中流动。通过环形磁测定而得到的磁特性成为反映了板面内的所有方向的结构的特性。
接下来，对实施方式的无方向性电磁钢板的第1制造方法进行说明。在该第1制造方法中，进行钢液的铸造、热轧、冷轧、最终退火等。
在钢液的铸造及热轧中，进行具有上述化学组成的钢液的铸造来制作板坯等钢锭，进行该热轧，得到以板坯等钢锭中的柱状晶作为起始铸造组织的热轧晶体组织的比例以面积分率计为80％以上、并且平均晶体粒径为0.1mm以上的钢带。
柱状晶具有对于无方向性电磁钢板的磁特性、特别是板面内的所有方向上的磁特性的均匀提高而言优选的{100}<0vw>织构。所谓{100}<0vw>织构是指与板面平行的面为{100}面且轧制方向为<0vw>取向的晶体发达的织构(v及w为任意的实数(v及w均为0的情况除外)。柱状晶的比例低于80％时，无法通过最终退火得到{100}晶体发达的织构。因此，柱状晶的比例设定为80％以上。柱状晶的比例可以通过显微镜观察来特定。在第1制造方法中，为了将柱状晶的比例设定为80％以上，例如将凝固时的铸坯的一个表面与另一个表面之间的温度差设定为40℃以上。该温度差可以通过铸型的冷却结构、材质、模具锥度、模具熔剂等来控制。在这样的柱状晶的比例成为80％以上的条件下对钢液进行铸造的情况下，容易生成mg、ca、sr、ba、ce、la、nd、pr、zn或cd的硫化物或氧硫化物或者它们两者，mns等微细硫化物的生成得以抑制。
钢带的平均晶体粒径越小，则晶粒的数目越多、晶体晶界的面积越广。在最终退火的再结晶中，晶体从晶粒内及晶体晶界生长时，从晶粒内生长的晶体为对于磁特性优选的{100}晶体，而从晶体晶界生长的结晶为对于{111}<112>结晶等的磁特性不优选的结晶。因此，钢带的平均晶体粒径越大，则在最终退火中对磁特性优选的{100}晶体越容易发达，特别是在钢带的平均晶体粒径为0.1mm以上的情况下，容易得到优异的磁特性。因此，钢带的平均晶体粒径设定为0.1mm以上。钢带的平均晶体粒径可以通过热轧的开始温度及卷取温度等来调整。在将开始温度设定为900℃以下、并且将卷取温度设定为650℃以下的情况下，钢带中所含的晶粒成为未再结晶且沿轧制方向延伸的晶粒，因此可得到平均晶体粒径为0.1mm以上的钢带。
关于粗大析出物生成元素，优选的是，预先投入到炼钢工序中的铸造前的最后的钢包的底部，在该钢包中注入包含粗大析出物生成元素以外的元素的钢液，使粗大析出物生成元素溶解于钢液中。由此，能够使粗大析出物生成元素难以从钢液中飞散，另外，能够促进粗大析出物生成元素与s的反应。炼钢工序中的铸造前的最后的钢包例如为连续铸造机的中间包正上方的钢包。
如果将冷轧的压下率设定为超过90％，则在最终退火时，阻碍磁特性的提高的织构例如{111}<112>织构容易发达。因此，冷轧的压下率设定为90％以下。如果将冷轧的压下率设定为低于40％，则有可能变得难以确保无方向性电磁钢板的厚度的精度及平坦度。因此，冷轧的压下率优选设定为40％以上。
通过最终退火，产生一次再结晶及晶粒生长，将平均晶体粒径设定为65μm～100μm。通过该最终退火，可得到适于板面内的所有方向上的磁特性的均匀提高的{100}晶体发达的织构。在最终退火中，例如将保持温度设定为900℃～1000℃，将保持时间设定为10秒钟～60秒钟。
如果将最终退火的通板张力设定为超过3mpa，则具有各向异性的弹性应变变得容易残存在无方向性电磁钢板内。由于具有各向异性的弹性应变使织构发生变形，因此即使得到{100}晶体发达的织构，其也会发生变形，板面内的磁特性的均匀性降低。因此，最终退火的通板张力设定为3mpa以下。在将最终退火的950℃～700℃下的冷却速度设定为超过1℃/秒的情况下，具有各向异性的弹性应变也变得容易残存在无方向性电磁钢板内。因此，最终退火的950℃～700℃下的冷却速度设定为1℃/秒以下。
像这样操作，可以制造本实施方式的无方向性电磁钢板。在最终退火之后，也可以通过涂布及烧结而形成绝缘被膜。
接下来，对实施方式的无方向性电磁钢板的第2制造方法进行说明。在该第2制造方法中，进行钢液的急速凝固、冷轧、最终退火等。
在钢液的急速凝固中，使具有上述化学组成的钢液在移动更新的冷却体的表面处急速凝固，得到柱状晶的比例以面积分率计为80％以上、并且平均晶体粒径为0.1mm以上的钢带。
在第2制造方法中，为了将柱状晶的比例设定为80％以上，例如使钢液的注入到移动更新的冷却体的表面处的温度比凝固温度高25℃以上。特别是在使钢液的温度比凝固温度高40℃以上的情况下，可以将柱状晶的比例设定为几乎100％。在这样的柱状晶的比例成为80％以上的条件下使钢液凝固的情况下，容易生成mg、ca、sr、ba、ce、la、nd、pr、zn或cd的硫化物或氧硫化物或者它们两者，mns等微细硫化物的生成得以抑制。
在第2制造方法中，钢带的平均晶体粒径也设定为0.1mm以上。钢带的平均晶体粒径可以通过在急速凝固时注入到冷却体的表面处时的钢液的温度、冷却体的表面处的冷却速度等来进行调整。
在急速凝固时，关于粗大析出物生成元素，优选的是，预先投入到炼钢工序中的铸造前的最后的钢包的底部，在该钢包中注入包含粗大析出物生成元素以外的元素的钢液，使粗大析出物生成元素溶解于钢液中。由此，能够使粗大析出物生成元素难以从钢液中飞散，另外，能够促进粗大析出物生成元素与s的反应。炼钢工序中的铸造前的最后的钢包例如为使其急速凝固的铸造机的中间包正上方的钢包。
冷轧及最终退火只要在与第1制造方法同样的条件下进行即可。
像这样操作，可以制造本实施方式的无方向性电磁钢板。在最终退火之后，也可以通过涂布及烧结而形成绝缘被膜。
这样的本实施方式的无方向性电磁钢板在板面内的所有方向上呈现出均匀的优异磁特性，被用于旋转机、中小型变压器及电气安装件等电气设备的铁心中。另外，本实施方式的无方向性电磁钢板还可以有助于旋转机的高效率化及小型化。
以上，对本发明的适宜的实施方式进行了详细说明，但本发明并不限于所述例子。只要是具有本发明所属的技术领域的普通知识的人，则在权利要求书中记载的技术思想的范畴内，显然可以想到各种变更例或修正例，关于这些，当然也应理解为属于本发明的技术范围内。
实施例
接下来，对于本发明的实施方式的无方向性电磁钢板，在示出实施例的同时进行具体说明。以下所示的实施例只不过是本发明的实施方式的无方向性电磁钢板的一个例子，本发明的无方向性电磁钢板并不限于下述的例子。
(第1试验)
在第1试验中，对具有表1中所示的化学组成的钢液进行铸造而制作板坯，进行该板坯的热轧而得到了钢带。表1中的空栏表示该元素的含量低于检测极限，剩余部分为fe及杂质。表1中的下划线表示该数值脱离了本发明的范围。接着，进行钢带的冷轧及最终退火而制作了各种无方向性电磁钢板。然后，测定了各无方向性电磁钢板的粗大析出物生成元素的硫化物或氧硫化物中所含的s的总质量相对于该无方向性电磁钢板中所含的s的总质量的比例rs、{100}晶体取向强度i、厚度t及平均晶体粒径r。将其结果示于表2中。表2中的下划线表示该数值脱离了本发明的范围。
表1
表2
然后，测定了各无方向性电磁钢板的磁特性。在该测定中，使用了外径为5英寸、内径为4英寸的环形试验片。即，进行了环形磁测定。将其结果示于表3中。表3中的下划线表示该数值不在所期望的范围内。即，铁损w10/800的栏的下划线表示为式2所表示的评价基准w0(w/kg)以上。
w0＝30×[0.45+0.55×{0.5×(t/0.20)+0.5×(t/0.20)2}](式2)
表3
如表3中所示的那样，就试样no.11～no.20而言，由于化学组成在本发明的范围内，比例rs、{100}晶体取向强度i、厚度t及平均晶体粒径r在本发明的范围内，因此在环形磁测定中得到了良好的结果。
就试样no.1而言，由于比例rs过低，因此铁损w10/800大。就试样no.2而言，由于{100}晶体取向强度i过低，因此铁损w10/800大。就试样no.3而言，由于厚度t过小，因此铁损w10/800大。就试样no.4而言，由于厚度t过大，因此铁损w10/800大。就试样no.5而言，由于平均晶体粒径r过小，因此铁损w10/800大。就试样no.6而言，由于平均晶体粒径r过大，因此铁损w10/800大。就试样no.7而言，由于s含量过高，因此铁损w10/800大。就试样no.8而言，由于粗大析出物生成元素的总含量过低，因此铁损w10/800大。就试样no.9而言，由于粗大析出物生成元素的总含量过高，因此铁损w10/800大。就试样no.10而言，由于参数q过小，因此铁损w10/800大。
(第2试验)
在第2试验中，对以质量％计含有c：0.0023％、si：3.46％、al：0.63％、mn：0.20％、s：0.0003％及pr：0.0034％、剩余部分为fe及杂质的钢液进行铸造而制作板坯，进行该板坯的热轧，得到了厚度为1.4mm的钢带。在铸造之时调整铸坯的两表面间的温度差而使钢带的起始原材料即板坯的柱状晶的比例发生变化以及调整热轧的开始温度及卷取温度而使钢带的平均晶体粒径发生变化。表4中示出了两表面间的温度差、柱状晶的比例及钢带的平均晶体粒径。接着，以78.6％的压下率进行冷轧，得到了厚度为0.30mm的钢板。之后，在950℃下进行30秒钟的连续最终退火，得到了无方向性电磁钢板。然后，测定了各无方向性电磁钢板的粗大析出物生成元素的硫化物或氧硫化物中所含的s的总质量相对于该无方向性电磁钢板中所含的s的总质量的比例rs、{100}晶体取向强度i、厚度t及平均晶体粒径r。其结果也示于表4中。表4中的下划线表示该数值脱离了本发明的范围。
表4
然后，测定了各无方向性电磁钢板的磁特性。在该测定中，使用了外径为5英寸、内径为4英寸的环形试验片。即，进行了环形磁测定。将其结果示于表5中。表5中的下划线表示该数值不在所期望的范围内。即，铁损w10/800的栏的下划线表示为评价基准w0(w/kg)以上，磁通密度b50的栏的下划线表示为低于1.67t。
表5
如表5中所示的那样，就使用了起始原材料即板坯的柱状晶的比例适宜的钢带的试样no.33而言，由于比例rs、{100}晶体取向强度i、厚度t及平均晶体粒径r在本发明的范围内，因此在环形磁测定中得到了良好的结果。
就使用了起始原材料即板坯的柱状晶的比例过低的钢带的试样no.31而言，由于比例rs及{100}晶体取向强度i过低，因此铁损w10/800大，磁通密度b50低。就使用了起始原材料即板坯的柱状晶的比例过低的钢带的试样no.32而言，由于{100}晶体取向强度i过低，因此铁损w10/800大，磁通密度b50低。
(第3试验)
在第3试验中，对具有表6中所示的化学组成的钢液进行铸造而制作板坯，进行该板坯的热轧，得到了厚度为1.2mm的钢带。剩余部分为fe及杂质，表6中的下划线表示该数值脱离了本发明的范围。在铸造之时调整铸坯的两表面间的温度差而使钢带的起始原材料即板坯的柱状晶的比例发生变化以及调整热轧的开始温度及卷取温度而使钢带的平均晶体粒径发生变化。两表面间的温度差设定为53℃～64℃。表7中示出了柱状晶的比例及钢带的平均晶体粒径。接着，以79.2％的压下率进行冷轧，得到了厚度为0.25mm的钢板。之后，在920℃下进行45秒钟的连续最终退火，得到了无方向性电磁钢板。然后，测定了各无方向性电磁钢板的粗大析出物生成元素的硫化物或氧硫化物中所含的s的总质量相对于该无方向性电磁钢板中所含的s的总质量的比例rs、{100}晶体取向强度i、厚度t及平均晶体粒径r。其结果也示于表7中。表7中的下划线表示该数值脱离了本发明的范围。
表6
表7
然后，测定了各无方向性电磁钢板的磁特性。在该测定中，使用了外径为5英寸、内径为4英寸的环形试验片。即，进行了环形磁测定。将其结果示于表8中。表8中的下划线表示该数值不在所期望的范围内。即，磁通密度b50的栏的下划线表示为低于1.67t。
表8
如表8中所示的那样，就使用了化学组成、起始原材料即板坯的柱状晶的比例及平均晶体粒径适宜的钢带的试样no.44而言，由于比例rs、{100}晶体取向强度i、厚度t及平均晶体粒径r在本发明的范围内，因此在环形磁测定中得到了良好的结果。
就使用了平均晶体粒径过低的钢带的试样no.41及no.42而言，由于{100}晶体取向强度i过低，因此磁通密度b50低。就试样no.43而言，由于粗大析出物生成元素的总含量过低，因此磁通密度b50低。就试样no.45而言，由于粗大析出物生成元素的总含量过高，平均晶体粒径r过小，因此磁通密度b50低。
(第4试验)
在第4试验中，对具有表9中所示的化学组成的钢液进行铸造而制作板坯，进行该板坯的热轧，得到了表10中所示的厚度的钢带。表9中的空栏表示该元素的含量低于检测极限，剩余部分为fe及杂质。在铸造之时调整铸坯的两表面间的温度差而使钢带起始原材料即板坯的柱状晶的比例发生变化以及调整热轧的开始温度及卷取温度而使钢带的平均晶体粒径发生变化。两表面间的温度差设定为49℃～76℃。表10中还示出了柱状晶的比例及钢带的平均晶体粒径。接着，以表10中所示的压下率进行冷轧，得到了厚度为0.20mm的钢板。之后，在930℃下进行40秒钟的连续最终退火，得到了无方向性电磁钢板。然后，测定了各无方向性电磁钢板的粗大析出物生成元素的硫化物或氧硫化物中所含的s的总质量相对于该无方向性电磁钢板中所含的s的总质量的比例rs、{100}晶体取向强度i、厚度t及平均晶体粒径r。其结果也示于表10中。表10中的下划线表示该数值脱离了本发明的范围。
表9
表10
然后，测定了各无方向性电磁钢板的磁特性。在该测定中，使用了外径为5英寸、内径为4英寸的环形试验片。即，进行了环形磁测定。将其结果示于表11中。表11中的下划线表示该数值不在所期望的范围内。即，铁损w10/800的栏的下划线表示为评价基准w0(w/kg)以上，磁通密度b50的栏的下划线表示为低于1.67t。
表11
如表11中所示的那样，就使用了化学组成、起始原材料即板坯柱状晶的比例及平均晶体粒径适宜的钢带、以适宜的压下量进行了冷轧的试样no.51～no.55而言，由于比例rs、{100}晶体取向强度i、厚度t及平均晶体粒径r在本发明的范围内，因此在环形磁测定中得到了良好的结果。在含有适量的sn或cu的试样no.53及no.54中，得到了特别优异的磁通密度b50。在含有适量的cr的试样no.55中，得到了特别优异的铁损w10/800。
就过于提高了冷轧的压下率的试样no.56而言，由于{100}晶体取向强度i过低，因此铁损w10/800大，磁通密度b50低。
(第5试验)
在第5试验中，对以质量％计含有c：0.0014％、si：3.03％、al：0.28％、mn：1.42％、s：0.0017％及sr：0.0038％、剩余部分为fe及杂质的钢液进行铸造而制作板坯，进行该板坯的热轧，得到了厚度为0.8mm的钢带。在铸造之时将铸坯的两表面间的温度差设定为61℃而将钢带的起始原材料即板坯的柱状晶的比例设定为90％，调整热轧的开始温度及卷取温度而将钢带的平均晶体粒径设定为0.17mm。接着，以81.3％的压下率进行冷轧，得到了厚度为0.15mm的钢板。之后，在970℃下进行20秒钟的连续最终退火，得到了无方向性电磁钢板。在最终退火中，使通板张力及950℃～700℃的冷却速度发生变化。表12中示出了通板张力及冷却速度。然后，测定了各无方向性电磁钢板的粗大析出物生成元素的硫化物或氧硫化物中所含的s的总质量相对于该无方向性电磁钢板中所含的s的总质量的比例rs、{100}晶体取向强度i、厚度t及平均晶体粒径r。其结果也示于表12中。
表12
然后，测定了各无方向性电磁钢板的磁特性。在该测定中，使用了外径为5英寸、内径为4英寸的环形试验片。即，进行了环形磁测定。将其结果示于表13中。
表13
如表13中所示的那样，就试样no.61～no.64而言，由于化学组成在本发明的范围内，比例rs、{100}晶体取向强度i、厚度t及平均晶体粒径r在本发明的范围内，因此在环形磁测定中得到了良好的结果。在将通板张力设定为3mpa以下的试样no.62及no.63中，弹性应变各向异性低，得到了特别优异的铁损w10/800及磁通密度b50。在将950℃～700℃的冷却速度设定为1℃/秒以下的试样no.64中，弹性应变各向异性更低，得到了更优异的铁损w10/800及磁通密度b50。需要说明的是，在弹性应变各向异性的测定中，从各无方向性电磁钢板中切取出各边的长度为55mm、两边与轧制方向平行、两边与垂直于轧制方向的方向(板宽方向)平行的平面形状为四边形的试样，测定了因弹性应变的影响而变形后的各边的长度。然后，求出了与轧制方向垂直的方向的长度比轧制方向的长度大多少。
(第6试验)
在第6试验中，对具有表14中所示的化学组成的钢液通过双辊法使其急速凝固而得到了钢带。表14中的空栏表示该元素的含量低于检测极限，剩余部分为fe及杂质。表14中的下划线表示该数值脱离了本发明的范围。接着，进行钢带的冷轧及最终退火而制作了各种无方向性电磁钢板。然后，测定了各无方向性电磁钢板的粗大析出物生成元素的硫化物或氧硫化物中所含的s的总质量相对于该无方向性电磁钢板中所含的s的总质量的比例rs、{100}晶体取向强度i、厚度t及平均晶体粒径r。将其结果示于表15中。表15中的下划线表示该数值脱离了本发明的范围。
表14
表15
然后，测定了各无方向性电磁钢板的磁特性。在该测定中，使用了外径为5英寸、内径为4英寸的环形试验片。即，进行了环形磁测定。将其结果示于表16中。表16中的下划线表示该数值不在所期望的范围内。即，铁损w10/800的栏的下划线表示为式2所表示的评价基准w0(w/kg)以上。
w0＝30×[0.45+0.55×{0.5×(t/0.20)+0.5×(t/0.20)2}](式2)
表16
如表16中所示的那样，就试样no.111～no.120而言，由于化学组成在本发明的范围内，比例rs、{100}晶体取向强度i、厚度t及平均晶体粒径r在本发明的范围内，因此在环形磁测定中得到了良好的结果。
就试样no.101而言，由于比例rs过低，因此铁损w10/800大。就试样no.102而言，由于{100}晶体取向强度i过低，因此铁损w10/800大。就试样no.103而言，由于厚度t过小，因此铁损w10/800大。就试样no.104而言，由于厚度t过大，因此铁损w10/800大。就试样no.105而言，由于平均晶体粒径r过小，因此铁损w10/800大。就试样no.106而言，由于平均晶体粒径r过大，因此铁损w10/800大。就试样no.107而言，由于s含量过高，因此铁损w10/800大。就试样no.108而言，由于粗大析出物生成元素的总含量过低，因此铁损w10/800大。就试样no.109而言，由于粗大析出物生成元素的总含量过高，因此铁损w10/800大。就试样no.110而言，由于参数q过小，因此铁损w10/800大。
(第7试验)
在第7试验中，对以质量％计含有c：0.0023％、si：3.46％、al：0.63％、mn：0.20％、s：0.0003％及nd：0.0034％、剩余部分为fe及杂质的钢液通过双辊法使其急速凝固，得到了厚度为1.4mm的钢带。此时，调整注入温度而使钢带的柱状晶的比例及平均晶体粒径发生变化。表17中示出了注入温度与凝固温度之差、柱状晶的比例及钢带的平均晶体粒径。接着，以78.6％的压下率进行冷轧，得到了厚度为0.30mm的钢板。之后，在950℃下进行30秒钟的连续最终退火，得到了无方向性电磁钢板。然后，测定了各无方向性电磁钢板的粗大析出物生成元素的硫化物或氧硫化物中所含的s的总质量相对于该无方向性电磁钢板中所含的s的总质量的比例rs、{100}晶体取向强度i、厚度t及平均晶体粒径r。其结果也示于表17中。表17中的下划线表示该数值脱离了本发明的范围。
表17
然后，测定了各无方向性电磁钢板的磁特性。在该测定中，使用了外径为5英寸、内径为4英寸的环形试验片。即，进行了环形磁测定。将其结果示于表18中。表18中的下划线表示该数值不在所期望的范围内。即，铁损w10/800的栏的下划线表示为评价基准w0(w/kg)以上，磁通密度b50的栏的下划线表示为低于1.67t。
表18
如表18中所示的那样，就使用了柱状晶的比例适宜的钢带的试样no.133而言，由于比例rs、{100}晶体取向强度i、厚度t及平均晶体粒径r在本发明的范围内，因此在环形磁测定中得到了良好的结果。
就使用了柱状晶的比例过低的钢带的试样no.131而言，由于比例rs及{100}晶体取向强度i过低，因此铁损w10/800大，磁通密度b50低。就使用了柱状晶的比例过低的钢带的试样no.132而言，由于{100}晶体取向强度i过低，因此铁损w10/800大，磁通密度b50低。
(第8试验)
在第8试验中，对具有表19中所示的化学组成的钢液通过双辊法使其急速凝固，得到了厚度为1.2mm的钢带。剩余部分为fe及杂质，表19中的下划线表示该数值脱离了本发明的范围。此时，调整注入温度而使钢带的柱状晶的比例及平均晶体粒径发生变化。使注入温度比凝固温度高29℃～35℃。表20中示出了柱状晶的比例及钢带的平均晶体粒径。接着，以79.2％的压下率进行冷轧，得到了厚度为0.25mm的钢板。之后，在920℃下进行45秒钟的连续最终退火，得到了无方向性电磁钢板。然后，测定了各无方向性电磁钢板的粗大析出物生成元素的硫化物或氧硫化物中所含的s的总质量相对于该无方向性电磁钢板中所含的s的总质量的比例rs、{100}晶体取向强度i、厚度t及平均晶体粒径r。其结果也示于表20中。表20中的下划线表示该数值脱离了本发明的范围。
表19
表20
然后，测定了各无方向性电磁钢板的磁特性。在该测定中，使用了外径为5英寸、内径为4英寸的环形试验片。即，进行了环形磁测定。将其结果示于表21中。表21中的下划线表示该数值不在所期望的范围内。即，磁通密度b50的栏的下划线表示为低于1.67t。
表21
如表21中所示的那样，就使用了化学组成、柱状晶的比例及平均晶体粒径适宜的钢带的试样no.144而言，由于比例rs、{100}晶体取向强度i、厚度t及平均晶体粒径r在本发明的范围内，因此在环形磁测定中得到了良好的结果。
就使用了平均晶体粒径过低的钢带的试样no.141及no.142而言，由于{100}晶体取向强度i过低，因此磁通密度b50低。就试样no.143而言，由于粗大析出物生成元素的总含量过低，因此磁通密度b50低。就试样no.145而言，由于粗大析出物生成元素的总含量过高，平均晶体粒径r过小，因此磁通密度b50低。
(第9试验)
在第9试验中，对具有表22中所示的化学组成的钢液通过双辊法使其急速凝固，得到了表23中所示的厚度的钢带。表22中的空栏表示该元素的含量低于检测极限，剩余部分为fe及杂质。此时，调整注入温度而使钢带的柱状晶的比例及平均晶体粒径发生变化。使注入温度比凝固温度高28℃～37℃。表23中还示出了柱状晶的比例及钢带的平均晶体粒径。接着，以表23中所示的压下率进行冷轧，得到了厚度为0.20mm的钢板。之后，在930℃下进行40秒钟的连续最终退火，得到了无方向性电磁钢板。然后，测定了各无方向性电磁钢板的粗大析出物生成元素的硫化物或氧硫化物中所含的s的总质量相对于该无方向性电磁钢板中所含的s的总质量的比例rs、{100}晶体取向强度i、厚度t及平均晶体粒径r。其结果也示于表23中。表23中的下划线表示该数值脱离了本发明的范围。
表22
表23
然后，测定了各无方向性电磁钢板的磁特性。在该测定中，使用了外径为5英寸、内径为4英寸的环形试验片。即，进行了环形磁测定。将其结果示于表24中。表24中的下划线表示该数值不在所期望的范围内。即，铁损w10/800的栏的下划线表示为评价基准w0(w/kg)以上，磁通密度b50的栏的下划线表示为低于1.67t。
表24
如表24中所示的那样，就使用了化学组成、柱状晶的比例及平均晶体粒径适宜的钢带、以适宜的压下量进行了冷轧的试样no.151～no.155而言，由于比例rs、{100}晶体取向强度i、厚度t及平均晶体粒径r在本发明的范围内，因此在环形磁测定中得到了良好的结果。在含有适量的sn或cu的试样no.153及no.154中，得到了特别优异的磁通密度b50。在含有适量的cr的试样no.155中，得到了特别优异的铁损w10/800。
就过于提高了冷轧的压下率的试样no.156而言，由于{100}晶体取向强度i过低，因此铁损w10/800大，磁通密度b50低。
(第10试验)
在第10试验中，对以质量％计含有c：0.0014％、si：3.03％、al：0.28％、mn：1.42％、s：0.0017％及sr：0.0038％、剩余部分为fe及杂质的钢液通过双辊法使其急速凝固，得到了厚度为0.8mm的钢带。此时，使注入温度比凝固温度高32℃而将钢带的柱状晶的比例设定为90％，将平均晶体粒径设定为0.17mm。接着，以81.3％的压下率进行冷轧，得到了厚度为0.15mm的钢板。之后，在970℃下进行20秒钟的连续最终退火，得到了无方向性电磁钢板。在最终退火中，使通板张力及950℃～700℃的冷却速度发生变化。表25中示出了通板张力及冷却速度。然后，测定了各无方向性电磁钢板的粗大析出物生成元素的硫化物或氧硫化物中所含的s的总质量相对于该无方向性电磁钢板中所含的s的总质量的比例rs、{100}晶体取向强度i、厚度t及平均晶体粒径r。其结果也示于表25中。
表25
然后，测定了各无方向性电磁钢板的磁特性。在该测定中，使用了外径为5英寸、内径为4英寸的环形试验片。即，进行了环形磁测定。将其结果示于表26中。
表26
如表26中所示的那样，就试样no.161～no.164而言，由于化学组成在本发明的范围内，比例rs、{100}晶体取向强度i、厚度t及平均晶体粒径r在本发明的范围内，因此在环形磁测定中得到了良好的结果。在将通板张力设定为3mpa以下的试样no.162及no.163中，弹性应变各向异性低，得到了特别优异的铁损w10/800及磁通密度b50。在将950℃～700℃的冷却速度设定为1℃/秒以下的试样no.164中，弹性应变各向异性更低，得到了更优异的铁损w10/800及磁通密度b50。需要说明的是，在弹性应变各向异性的测定中，从各无方向性电磁钢板中切取出各边的长度为55mm、两边与轧制方向平行、两边与垂直于轧制方向的方向(板宽方向)平行的平面形状为四边形的试样，测定了因弹性应变的影响而变形后的各边的长度。然后，求出了与轧制方向垂直的方向的长度比轧制方向的长度大多少。
产业上的可利用性
本发明例如可以在无方向性电磁钢板的制造产业及无方向性电磁钢板的利用产业中利用。