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高磁通密度无取向性电磁 钢板及电动机

阅读：913发布：2020-05-21

专利汇可以提供高磁通密度无取向性电磁钢板及电动机专利检索，专利查询，专利分析的服务。并且本发明提供一种无取向性电磁钢板、以及使用该无取向性电磁钢板作为铁芯的电动机。所述无取向性电磁钢板以质量％计含有C：0.010％以下、Si：1.0～7.0％、Mn：0.001～3.0％、酸溶Al：0.0001～3.5％、P：0.01～0.2％、S：0.010％以下、N：0.010％以下，用俄歇电子能谱法分析该无取向性电磁钢板的晶间断裂面而得到的俄歇微分谱的电子能量 120eV附近的P的peak‑peak高度P120相对于电子能量700eV附近的Fe的peak‑peak高度Fe700的比例(P120/Fe700)为0.1以上，并且板厚为0.10～0.50mm。，下面是高磁通密度无取向性电磁钢板及电动机专利的具体信息内容。

权利要求

1.一种无取向性电磁钢板，其具有如下成分组成：
C：0.010质量％以下、
Si：1.0～7.0质量％、
Mn：0.001～3.0质量％、
酸溶Al：0.0001以上且小于0.01质量％、
P：0.01～0.2质量％、
S：0.010质量％以下、
N：0.010质量％以下，
余量由Fe及不可避免的杂质构成，
其中，用俄歇电子能谱法分析该无取向性电磁钢板的晶间断裂面而得到的俄歇微分谱的电子能量120eV附近的P的peak-peak高度P120相对于电子能量700eV附近的Fe的peak-peak高度Fe700的比例P120/Fe700为0.1以上，
并且，板厚为0.10～0.50mm。
2.根据权利要求1所述的无取向性电磁钢板，其中，除了上述成分组成以外，还分别含有0.01～0.1质量％的选自Sn和Sb中的一种或2种。
3.根据权利要求1或2所述的无取向性电磁钢板，其中，除了上述成分组成以外，还分别含有0.001～0.05质量％的选自Ca、REM和Mg中的一种或2种以上。
4.根据权利要求1或2所述的无取向性电磁钢板，其中，除了上述成分组成以外，还分别含有0.01～0.5质量％的选自Ni、Cu和Cr中的一种或2种以上。
5.根据权利要求3所述的无取向性电磁钢板，其中，除了上述成分组成以外，还分别含有0.01～0.5质量％的选自Ni、Cu和Cr中的一种或2种以上。
6.一种电动机，其使用了权利要求1～5中任一项所述的无取向性电磁钢板作为铁芯。

说明书全文

高磁通密度无取向性电磁 钢板及电动机

技术领域

[0001] 本发明涉及在高频区域的铁损特性优异的高磁通密度无取向性电磁钢板、以及使用该钢板作为铁芯的电动机，所述高磁通密度无取向性电磁钢板主要用于电动汽车、混合动力汽车等的驱动电动机、发电电动机的铁芯材料。

背景技术

[0002] 近年来，混合动力汽车、电动汽车的实用化正在快速发展，对于这些车上使用的驱动电动机、发电电动机而言，由于需要设置在车内有限的空间中、需要减轻车辆重量，因此希望其小型化。因此，为了使电动机小型化，由电动机的驱动电源的频率控制带来的可变速驾驶、以高于商用频率的高频区域进行高速旋转的电动机正在增加。其结果是，对于驱动电动机、发电电动机而言，为了使其即使小型化也能够发挥出足够的性能，强烈地要求其高输出化和在高频区域的高效率化。

[0003] 在这样的背景下，对于用于电动机的铁芯的无取向性电磁钢板而言，为了实现电动机的高输出化和在高频区域的高效率化，强烈地要求磁通密度较高且在高频区域的铁损较低。

[0004] 作为降低无取向性电磁钢板在高频区域的铁损的方法，降低涡流损耗是有效的，通常使用例如增加Si、Al及Mn等提高电阻率的元素的添加量的方法、以及使钢板的板厚变薄的方法。但是，对于增加提高电阻率的元素的添加量的方法而言，会使饱和磁通密度降低，另一方面，对于使板厚变薄的方法而言，由于具有产生不利于磁特性的晶体取向(集合组织)的倾向，因此无法避免磁通密度的降低，即，不降低磁通密度而降低在高频区域的铁损是困难的。

[0005] 另一方面，对于提高无取向性电磁钢板的磁通密度的方法也提出了若干个技术方案。例如，专利文献1中提出了如下的技术：使P含量为0.07～0.20质量％，使Si含量为0.17～3.0质量％，以冷却速度较慢的装箱退火进行热轧板退火，控制最终退火时的集合组织，由此来谋求高磁通密度化。但是，在将该方法应用于实际生产时，存在在轧制工序等中容易发生板破裂等不良情况，而不得不停止生产线、使成品率降低等问题。另外，在以热轧板退火设为装箱退火时，与连续退火相比，存在制造成本增加的问题。

[0006] 另外，专利文献2中提出了如下的技术：使含有Si：1.5～4.0质量％和Mn：0.005～11.5质量％的钢原材料的Al含量为0.017质量％以下来谋求高磁通密度化。但是，由于该方法采用了室温下的1次冷轧法，因此无法充分地获得磁通密度的提高效果。关于这一点，虽然在使上述冷轧为将板温加热至200℃左右进行的温轧时可实现磁通密度的提高，但存在需要用于温轧的设备的应对及严格的工序管理等问题。而且，虽然可以使用在中间夹有中间退火的两次以上的冷轧法，但存在制造成本增加的问题。

[0007] 另外，专利文献3中提出了通过向以重量％计为C：0.02％以下、Si或Si+Al：4.0％以下、Mn：1.0％以下、P：0.2％以下的坯料中添加Sb、Sn来谋求高磁通密度化的技术。

[0008] 现有技术文献

[0009] 专利文献

[0010] 专利文献1：日本专利3870893号公报

[0011] 专利文献2：日本专利4126479号公报

[0012] 专利文献3：日本专利2500033号公报

发明内容

[0013] 发明要解决的课题

[0014] 如以上所说明的那样，对于上述现有技术而言，生产性良好且廉价地制造高磁通密度且在高频区域的铁损特性优异的无取向性电磁钢板是困难的。

[0015] 本发明是鉴于现有技术中的上述问题而完成的，其目的在于稳定且廉价地提供高磁通密度且在高频区域的铁损特性优异的无取向性电磁钢板、以及提供使用了该钢板作为铁芯的电动机。

[0016] 解决课题的方法

[0017] 发明人等为了解决上述课题，着眼于无取向性电磁钢板的晶界的性状对磁特性造成的影响而进行了深入研究。结果发现，提高存在于晶界上的P(磷)量对于降低在高频区域的铁损是有效的，且不会导致磁通密度的降低。本发明基于上述新的发现而完成。

[0018] 即，本发明提供一种无取向性电磁钢板，其具有如下成分组成：C：0.010质量％以下、Si：1.0～7.0质量％、Mn：0.001～3.0质量％、酸溶Al(Sol.Al)：0.0001～3.5质量％、P：0.01～0.2质量％、S：0.010质量％以下、N：0.010质量％以下，且余量由Fe及不可避免的杂质构成，其中，用俄歇电子能谱法分析该无取向性电磁钢板的晶间断裂面而得到的俄歇微分谱的电子能量120eV附近的P的peak-peak高度P120相对于电子能量700eV附近的Fe的peak-peak高度Fe700的比例(P120/Fe700)为0.1以上，并且板厚为0.10～0.50mm。

[0019] 本发明的无取向性电磁钢板的特征在于，在上述成分组成中，酸溶Al为0.0001～0.01质量％。

[0020] 本发明的无取向性电磁钢板的特征在于，除了上述成分组成以外，还分别含有0.01～0.1质量％的选自Sn和Sb中的一种或2种。

[0021] 另外，本发明的无取向性电磁钢板的特征在于，除了上述成分组成以外，还分别含有0.001～0.05质量％的选自Ca、REM和Mg中的一种或2种以上。

[0022] 另外，本发明的无取向性电磁钢板的特征在于，除了上述成分组成以外，还分别含有0.01～0.5质量％的选自Ni、Cu和Cr中的一种或2种以上。

[0023] 另外，本发明涉及使用上述任一项所述的无取向性电磁钢板作为铁芯的电动机。

[0024] 发明的效果

[0025] 根据本发明，能够生产性良好且廉价地提供一种高磁通密度且在高频区域的铁损特性优异的无取向性电磁钢板。附图说明

[0026] 图1是说明俄歇微分谱的Fe和P的peak-peak高度(Fe700，P120)的图。

[0027] 图2是示出最终退火后热处理的处理时间与铁损W10/800的关系的图。

[0028] 图3是示出最终退火后热处理的处理时间与磁通密度B50的关系的图。

[0029] 图4是示出最终退火后热处理的处理时间与P120/Fe700的关系的图。

[0030] 图5是示出P120/Fe700与铁损W10/800的关系的图。

具体实施方式

[0031] 发明人等认为，像现有技术那样仅改善钢板的化学成分组成及最终退火工序之前的工序条件，难以既保持高磁通密度又降低在高频区域的铁损，因而对最终退火板附加新的热处理进行了研究。但是，考虑到增加新工序会增加制造成本，一般来说，使用者会着眼于对无取向性电磁钢板实施的去应力退火，对去应力退火条件的变更能否改善磁特性进行了研究。需要说明的是，在无取向性电磁钢板的制造工序中，最终退火以1000℃左右的温度、10秒钟左右的均热时间来进行处理，但上述去应力退火通常以750℃左右的温度、2小时左右的均热时间来进行处理。

[0032] 其中，决定无取向性电磁钢板的磁特性的重要因素之一是结晶粒径，结晶粒径大时，涡流损耗增加，磁滞损耗降低，反之，结晶粒径小时，具有涡流损耗减少，磁滞损耗增加的倾向。因此，无取向性电磁钢板中通常存在适当的结晶粒径。

[0033] 另外，上述结晶粒径的尺寸也可以称为晶界的密度，晶界密度小(结晶粒径大)时，涡流损耗增加，磁滞损耗降低，反之，晶界密度大(结晶粒径小)时，涡流损耗减少，磁滞损耗增加。因此，无取向性电磁钢板中存在适当的晶界密度，可以说晶界密度是决定钢板的磁特性的重要因素。

[0034] 因此，对于上述“晶界密度”，发明人等着眼于“晶界”而不是“密度”，认为是否可通过控制某些因素改变晶界所具有的性状来提高磁特性。而且，作为上述改变晶界的性状的因素，着眼于P(磷)。这是因为，P是引起晶界脆化的元素，可认为P在晶界发生偏析时，会对晶界的性质带来某种改变，另外，如专利文献1所记载的那样，P在连续退火时不发生晶界偏析，而在装箱退火中发生晶界偏析，因此可认为能够对P的偏析进行控制。

[0035] 因此，发明人等进行了以下实验。

[0036] 在含有C：0.002质量％、Si：3质量％、Mn：0.5质量％、S：0.002质量％、酸溶Al：1质量％、N：0.002质量％及Sn：0.03质量％的钢中，使P含量分别为0.005质量％(钢A)和0.1质量％(钢B)这两个水平，制造了钢坯，将上述钢坯再加热至1100℃，然后进行热轧，制成板厚2.0mm的热轧板，在实施了1000℃×30秒钟的热轧板退火后，进行酸洗，冷轧，制成板厚
0.30mm的冷轧板。

[0037] 由如上所述得到的冷轧板沿轧制方向(L)和轧制直角方向(C)切出铁损试验片尺寸的试样，以1050℃实施最终退火。这里，铁损试验片尺寸的试样的切出在最终退火之前实施是为了在最终退火中消除剪切应力。当然，在大量生产的实际生产中，通常可以不进行上述处理。

[0038] 接着，对上述最终退火后的试样实施在温度700℃下保持30分钟、1小时、5小时、10小时、50小时及100小时的热处理(以下，也将该热处理称为“最终退火后热处理”)，然后测定了磁特性。需要说明的是，在上述磁特性的测定中，磁通密度B50(磁化力5000A/m时的磁通密度)和铁损W10/800(磁通密度1.0T、频率800Hz下励磁时的铁损)按照JIS C2552进行测定。

[0039] 另外，将磁测定后的试样在用液氮冷却至-150℃以下，然后在真空中折断，用俄歇电子能谱法(AES)对存在于晶间断裂的晶界面上的P的偏析量进行了分析。需要说明的是，晶界面上的P量用图1所示的俄歇微分谱的电子能量120eV附近的P的peak-peak高度P120相对于电子能量700eV附近的Fe的peak-peak高度Fe700的比例(P120/Fe700)来定量地评价。这里，上述俄歇微分谱是指将俄歇图谱进行微分而得到的图谱，在俄歇电子能谱法中，大多使用微分谱来进行评价。

[0040] 图2和图3分别示出了在700℃下的最终退火后热处理的处理时间对铁损W10/800和磁通密度B50带来的影响。由这些图可知，对于P含量为0.1质量％的钢B而言，最终退火后热处理的处理时间延长时，虽然铁损W10/800降低，但磁通密度B50没有变化，也就是说，能够降低铁损W10/800且不使磁通密度B50变差。

[0041] 另外，图4示出了在700℃下的最终退火后热处理的处理时间对P120/Fe700带来的影响。由该图可知，对于P含量为0.1质量％的钢B而言，最终退火后热处理的处理时间延长时，P120/Fe700也增加，也就是说，对于钢B而言，随着最终退火后热处理的处理时间增加，在晶界面上、即在晶界处发生偏析的P量大幅增加。

[0042] 另外，图5示出了P120/Fe700对铁损W10/800带来的影响。由该图可知，P120/Fe700增加时，W10/800降低，也就是说，能够通过使在晶界处偏析的P量增加来降低铁损W10/800。

[0043] 对于其原因尚未明确，但认为如下所述。

[0044] 如上所述，P是晶界脆化元素，由于P的晶界偏析而使晶界的某些性状发生变化，磁畴结构或晶界处的电阻发生了变化，结果改善了磁特性。例如，可认为P的晶界偏析使晶界的强度减弱、即晶界的金属键减弱，因此妨碍了晶界的自由电子的迁移。

[0045] 本发明基于上述新的发现而完成。

[0046] 接着，对本发明的无取向性电磁钢板(产品板)中的成分组成进行说明。

[0047] C：0.010质量％以下

[0048] C(碳)是引起磁时效而使铁损增加的元素，因此优选尽量降低。特别是C超过0.010质量％时，铁损的增加变得明显，因此将其上限设为0.010质量％。优选为0.0030质量％以下。需要说明的是，其下限没有特别限定，但越少越好。

[0049] Si：1.0～7.0质量％

[0050] Si(硅)通常作为脱氧剂而添加，对于电磁钢板而言，是提高钢的电阻率而对降低铁损有效的重要元素，因此在本发明中需要添加1.0质量％以上，优选为1.5质量％以上，更优选为2.0质量％以上，进一步优选为3.0质量％以上。另一方面，添加Si超过7.0质量％时，不仅磁通密度降低，而且制造性降低，以至于在冷轧中产生龟裂，因此将其上限设为7.0质量％，优选为4.5质量％以下。

[0051] Mn：0.001～3.0质量％

[0052] Mn(锰)具有改善钢的热加工性、防止产生表面缺陷的效果。另外，虽然不如Si、Al，但也具有提高电阻率而降低铁损的效果。为了获得这样的效果，需要添加0.001质量％以上。另一方面，Mn的添加量增多时，原料成本增高，因此将其上限设为3.0质量％，优选为2.5质量％以下。

[0053] P：0.01～0.2质量％

[0054] P(磷)是通过如上所述在晶界偏析而具有降低在高频区域的铁损且不会降低磁通密度的效果。为了获得这样的效果，需要含有0.01质量％以上。另外，P还具有改善集合组织、提高磁通密度的效果，为了获得该效果，也需要含有0.01质量％以上的P，优选为0.02质量％以上。但是，添加过多的P会导致轧制性降低，因此将其上限设为0.2质量％，优选为0.1质量％以下。

[0055] S：0.010质量％以下

[0056] S(硫)会形成析出物、夹杂物而使产品的磁特性变差，因此越少越好，在本发明中，将其上限设为0.010质量％，优选为0.005质量％以下。需要说明的是，对于S的下限没有特别限定，但越少越好。

[0057] 酸溶Al：0.0001～3.5质量％

[0058] Al(铝)与Si相同，通常作为钢的脱氧剂而添加，对于电磁钢板而言，是能够提高钢的电阻率而对降低在高频区域的铁损有效的元素。但是，降低了Al的钢的最终退火板的集合组织得到改善，磁通密度得到提高。因此，在本发明中，可以根据需要的铁损与磁通密度的平衡来适当确定Al的添加量。但是，在超过3.5质量％时，钢会发生脆化，因此将其上限设为以酸溶Al(可溶于酸的Al)计为3.5质量％，优选为2.0质量％以下。另一方面，对于Al的下限而言，由于为了降低至以酸溶Al计小于0.0001质量％而防止从浇包、浇口盘(tundish)混入Al，需要清洗浇包、浇口盘，从而会使成本增加，因此以酸溶Al计其下限为0.0001质量％。

[0059] 需要说明的是，在Al为0.01质量％以下时，具有P容易在晶界偏析的倾向，磁通密度进一步提高，因此优选使Al为0.01质量％以下。其理由尚不明确，但推测如下。在Al的含量较高时，具有作为杂质混入的N基本上以AlN的形式析出、作为杂质混入的Ti、Zr等以(Fe、Ti)P、(Fe、Zr)P的形式析出的倾向，这些降低了P的晶界偏析的效果。另一方面，在Al较低时，作为杂质混入的Ti、Zr等与作为杂质混入的N结合，以不含P的氮化物的形式析出，因此P的析出变得困难，晶界偏析变得容易。更优选为0.002质量％以下。

[0060] N：0.010质量％以下

[0061] N(氮)与上述C相同，是使磁特性变差的元素，因此限制在0.010质量％以下，优选为0.005质量％以下。需要说明的是，对于N的下限没有特别限定，但越少越好。

[0062] 本发明的无取向性电磁钢板除了上述必需成分以外，还可以以提高磁特性等为目的适当添加下述成分。

[0063] Sn、Sb：0.01～0.1质量％

[0064] Sn(锡)和Sb(锑)均是具有改善集合组织、抑制退火时的氮化而提高磁特性的效果的元素，因此可以单独添加，或者组合添加。为了获得这样的效果，优选分别添加0.01质量％以上的Sb、Sn。另一方面，在添加过多时，钢发生脆化而引起钢板制造中的板破裂、鳞状折叠等表面缺陷，因此优选将Sn、Sb的上限分别设为0.1质量％。更优选分别为0.02～0.08质量％的范围。

[0065] Ca、Mg、REM：0.001～0.05质量％

[0066] Ca(钙)、Mg(镁)和REM(稀土元素)是在高温下生成比MnS、Cu2S更稳定的硫化物，具有使磁特性提高的效果的元素，因此可以含有这些元素的一种或2种以上。为了获得上述效果，优选分别添加0.001质量％以上的Ca、Mg和REM。另一方面，过量含有时，其效果饱和，在经济上不利，因此优选将其上限分别设为0.05质量％。更优选分别为0.002～0.01质量％的范围。

[0067] Cu、Ni、Cr：0.01～0.5质量％

[0068] Cu(铜)、Ni(镍)和Cr(铬)是对提高钢板的电阻率而降低铁损有效的元素，因此可以含有这些元素中的一种或2种以上。为了获得上述效果，优选分别添加0.01质量％以上。另一方面，由于这些元素比Si、Al更贵，因此其添加量优选分别为0.5质量％以下。更优选分别为0.03～0.1质量％的范围。

[0069] 需要说明的是，本发明的无取向性电磁钢板的上述成分以外的余量为Fe及不可避免的杂质。但是，在不损害本发明作用效果的范围内，也不排除含有其它元素。

[0070] 接着，对本发明的无取向性电磁钢板的晶界性状进行说明。

[0071] 对于本发明的无取向性电磁钢板而言，在最终退火后或去应力退火后，需要使P在晶界的偏析量在给定量以上。即，用俄歇电子能谱法(AES)分析最终退火后或去应力退火后的钢板的晶间断裂面，需要使得到的俄歇微分谱的电子能量120eV附近的P的peak-peak高度P120相对于电子能量700eV附近的Fe的peak-peak高度Fe700的比例(P120/Fe700)为0.1以上。通过提高存在于晶界面上的P量至上述范围，能够降低在高频区域的铁损且不使磁通密度变差。

[0072] 为了将P在晶界面的偏析量提高至上述范围，例如使用装箱退火(间歇退火)在700～800℃左右的温度下长时间保持最终退火、或者在700～800℃左右的温度下长时间保持去应力退火是有效的方法。需要说明的是，对于上述退火条件而言，特别是保持时间，可以根据钢中的P含量进行改变，优选预先通过实验发现使P120/Fe700≥0.1的条件。

[0073] 接下来，对本发明的无取向性电磁钢板的制造方法进行说明。

[0074] 本发明的无取向性电磁钢板可以使用适用于普通无取向性电磁钢板的制造设备和通常的制造工序来制造。即，本发明的无取向性电磁钢板的制造方法如下：首先将由转炉或电炉等熔炼后的钢用真空脱气处理设备等进行二次精炼，调整为给定的成分组成，然后通过连续铸造法或铸锭-初轧法制成钢原材料(钢坯)。

[0075] 然后，对如上所述得到的钢坯进行热轧，并且根据需要实施热轧板退火、酸洗、冷轧、最终退火，再通过绝缘被膜的涂布/烘干制成无取向性电磁钢板(产品板)。上述各工序的制造条件可以与通常的无取向性电磁钢板的制造相同，但优选设为以下的范围。

[0076] 首先，热轧后的板厚没有特别限制，从确保生产率的观点考虑，优选为1.4～2.8mm的范围，更优选为1.6～2.3mm的范围。

[0077] 接下来的热轧板退火的均热温度优选为900～1150℃的范围。均热温度小于900℃时，轧制组织残留而无法充分地获得改善磁特性的效果，另一方面，均热温度超过1150℃时，不仅晶粒粗大化而在冷轧时容易发生裂纹，而且在经济上也是不利的。

[0078] 热轧后或热轧板退火后的热轧板在其后通过一次冷轧、或者通过中间夹有中间退火的两次以上的冷轧而得到最终板厚。此时，如果采用将板温升高至200℃左右进行轧制的温轧，则对于磁通密度的提高是有效的。

[0079] 冷轧后的冷轧板的厚度(最终板厚)为0.10～0.50mm的范围。这是因为，厚度小于0.10mm时，生产率降低，另一方面，超过0.50mm时，无法充分地降低铁损。从降低铁损的观点考虑，优选为0.30mm以下，更优选为0.20mm以下。

[0080] 接着，对进行冷轧而得到最终板厚的冷轧板实施最终退火。此时，在用连续退火炉实施最终退火的情况下，优选在900～1150℃的温度下实施5～60秒钟的均热处理。在退火的均热温度小于900℃时，不能充分地进行再结晶而无法获得良好的磁特性，而且也无法充分地发挥连续退火中的板形状的矫正效果。另一方面，均热温度超过1150℃时，晶粒粗大化，特别是在高频区域的铁损增加。

[0081] 需要说明的是，在以连续退火实施最终退火时，由于P有时未充分地在晶界偏析，因此优选在700～800℃左右的温度下将上述最终退火后热处理保持2小时以上，更优选保持超过5小时。

[0082] 另一方面，在以箱式退火炉实施最终退火时，为了使P在晶界偏析，优选在700～800℃的温度下实施1～10小时的均热处理。特别是使用者未实施去应力退火时，优选以箱式退火炉实施最终退火。

[0083] 对于上述最终退火后的钢板而言，为了降低铁损，优选其后在钢板的表面实施绝缘涂敷。此时，为了确保良好的冲裁性，优选涂布含有树脂的有机涂层，另一方面，在重视焊接性的情况下，优选涂布半有机涂层或无机涂层。

[0084] 如上所述制造的本发明的无取向性电磁钢板可以未实施去应力退火而使用，或者也可以实施去应力退火后使用。另外，也可以在经过冲裁工序后实施去应力退火再使用。

[0085] 如上所述，本发明的无取向性电磁钢板具有高磁通密度、且在高频区域的铁损特性优异，因此通过将其用作混合动力汽车、电动汽车的驱动电动机、发电电动机的铁芯材料，能够实现电动机的高输出化及在高频区域的高效率化。需要说明的是，可以将磁铁埋入上述电动机的铁芯中使用。

[0086] 实施例

[0087] 熔炼具有表1所示的各种成分组成的钢a～r，进行连续铸造制成钢坯。此时，为了使铁损的比较变得容易，对钢坯的成分组成进行了调整，使得由Si、Al和Mn的含量(质量％)求出的(Si+Al+Mn/2)的值为相同程度。接着，将上述钢坯再加热至1020～1120℃的温度，然后进行热轧，制成板厚2.0mm的热轧板，以连续退火实施了1000℃×30秒钟的热轧板退火，然后进行冷轧，制成板厚0.15mm的冷轧板(冷轧卷材)。另外，由上述冷轧卷材沿轧制方向(L)和轧制直角方向(C)上切出铁损试验片尺寸的试样。

[0088] 表1

[0089]

[0090] 接下来，对上述冷轧板卷材实施了均热条件为1100℃×10秒钟的最终退火后，涂敷绝缘被膜，制成无取向性电磁钢板(产品卷材)，并且对于由上述冷轧板卷材取得的铁损试验片尺寸的试样也实施与上述最终退火相同的热处理，涂敷了绝缘被膜(以下，将其称为“A组试样”)。需要说明的是，此时的铁损试验片尺寸的试样消除了由剪断加工引起的应变。

[0091] 接着，由上述最终退火后的产品卷材沿轧制方向(L)和轧制直角方向(C)切出铁损试验片尺寸的试样(以下，将其称为“B组试样”)。需要说明的是，此时，铁损试验片尺寸的试样具有由剪断加工引起的应变，磁特性变差。

[0092] 最后，对上述A组试样和B组试样的铁损试验片尺寸的试样实施了750℃×5小时的最终退火后热处理，兼作去应力退火。需要说明的是，对上述A组试样和B组试样实施了最终退火后热处理而得到的试样分别称为“A’组试样”、“B’组试样”。

[0093] 对如上所述得到的A组试样、A’组试样、B组试样和B’组试样的各铁损试验片尺寸的试样测定了磁特性。在上述磁特性的测定中，使用轧制方向(L)和轧制直角方向(C)的试验片，按照JIS C2552测定了磁通密度B50(磁化力5000A/m时的磁通密度)和铁损W10/800(磁通密度1.0T、频率800Hz下励磁时的铁损)。

[0094] 另外，将上述磁测定后的试样用液氮冷却至-150℃，然后在真空中折断，用俄歇电子能谱法(AES)对晶间断裂面上偏析的P量进行了分析。需要说明的是，对于晶界面上的P量而言，如图1所示，通过俄歇微分谱的120eV附近的P的peak-peak高度P120相对于700eV附近的Fe的peak-peak高度Fe700的比例(P120/Fe700)来评价。

[0095] 表2中示出了A组试样、即从冷轧板开始，仅进行试验片加工→最终退火的情况下的P120/Fe700和磁特性的测定结果。

[0096] 另外，表3示出了A’组试样、即从冷轧板开始，进行试验片加工→最终退火→最终退火后热处理的情况下的P120/Fe700和磁特性的测定结果。

[0097] 需要说明的是，对于B’组试样、即冷轧板卷材→最终退火→试验片加工→最终退火后热处理的情况下的P120/Fe700和磁特性而言，所有种类的钢与表3相同，另外，对于B组试样、即冷轧板卷材→最终退火→试验片加工的情况下的磁特性而言，由于加工应变，磁特性明显较差，省略记载。

[0098] 表2

[0099]

[0100] *A：从冷轧板开始，近行铁损试验片加工→最终退火

[0101] 表3

[0102]

[0103] *A’：从冷轧板开始，进行铁损试验片加工→最终退火→最终退火后热处理[0104] 对比表2和表3可知，P在晶界偏析较多的表3的钢板与偏析较少的表2的钢板相比，不仅铁损W10/800良好，而且磁通密度B50相同，具有良好的磁特性。

[0105] 工业实用性

[0106] 本发明能够获得高磁通密度材料，因此具有降低电动机的铜损的效果，能够优选用作具有铜损比铁损增高的倾向的感应电动机用铁芯。

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