无方向性电磁钢板及其制造方法 【技术领域】
本发明涉及一种用作电器的铁心材料的无方向性电磁钢板。尤其，涉及同时要求高的冲切尺寸精度、以及高磁通密度的，适合作磁阻马达或进而要求强度的嵌入式磁铁型的DC无刷马达等的铁心坯料的无方向性电磁钢板以及其制造方法。
背景技术
无方向性电磁钢板，是主要用作电动机以及变压器等电器的铁心材料的软磁性材料。为实现这些电器的效率改善及小型化，要求电磁钢板的铁损低磁通密度高。在电动马达的域中，铁心坯料的电磁钢板的磁性的改善，即推进低铁损、高磁通密度化，且电动机自身也由以往的非同步型的AC感应马达，迅速推进更高效率的同步马达的置换、进行高性能化。
同步马达，一般，分为表面磁铁型(SPM)以及嵌入磁铁型(IPM)的DC无刷马达、和根据转子和定子的磁性的显极性产生的磁阻转矩的磁阻马达等类。其中为磁阻马达时，转矩的产生量，依赖于转子以及定子地形状、和转子/定子间的间隙以及坯料的磁通密度。因此，用于磁阻马达的铁心坯料，要求高磁同密度的同时，冲切尺寸具有高精度，比其他电动机更为重要。
进而，随着变频化的进展，为改善电动机效率以及转矩等，高速旋转化的同时有增加极数的倾向。这些都是提高工作频率的要素，所以对于作为电动机坯料的无方向性电磁钢板，不仅能改善以往的商用频率(50～60Hz)的磁性，还能改善400Hz以上的高频域中的磁性也渐成为一种必要。
至今，关于如上所述的无方向性电磁钢板的磁通密度以及铁损的改善，做了种种努力。
为减少无方向性电磁钢板的铁损，提高Si含量的方法较为普遍，有例如在最高等级的无方向性电磁钢板中添加了约3.5质量％程度的Si的情况。但是，随着Si含量的增加，确实减少铁损的同时磁通密度也被减小。
一方面，在低等级的无方向性钢板中，Si含量被控制，所以能得到较高的磁通密度，但会有铁损很高的问题。
作为这种低Si钢的铁损改善方法，在特开昭62-267421号公报中，提出了在Si量为0.6质量％以下、Al量为0.15～0.60质量％的无方向性电磁钢板中，限制所谓C、S、N及O的不纯物的量，实现阻碍结晶粒成长的主要原因的夹杂物的减少以及无害化，促进晶粒成长，达成低铁损化的技术。但是，因这些低Si钢的晶粒成长中伴有强度降低，所以会有冲切加工时的冲切表面的塌边，以及毛刺大，导致冲切性的显著低下等问题。
再者，作为调整低Si钢的硬度改善冲切性的方法，有添加0.08～0.1质量％程度的P的技术，例如在特开昭56-130425号公报中，公开了添加不足0.2的P改善冲切性的技术。此外，作为有效地添加低Si钢的P的技术，在特开平2-66138号公报中，公开了把Si量控制到0.1质量％以下，且在含有0.1～1.0质量％范围的Al的Al添加钢里，添加0.1～0.25质量％的P，通过Al和P的聚合效果改善磁性的方法。
但是，在这些技术中，根据添加P的冲切性的改善，只是针对于用硬度调整钢板的塌边的控制，而对于冲切后的尺寸精度没有进行任何考虑。
另一方面，在嵌入式磁铁型的DC无刷马达中，从高转矩化、以及小型化的观点，要求冲切精度以及高磁通密度，但是进而，为了适合转子的高速旋转，或防止被嵌入的磁铁的脱离，需要维持很高的电磁钢板的强度。如已描述过的那样从强度的观点看高级Si钢也很有利，但是从磁通密度的观点看希望实现低Si化，强度以及磁通密度的两全从来都很困难的。
【发明内容】
如上所述，在无方向性电磁钢板中的高磁通密度以及低铁损性，是在各种电动机、变压器等无方向性电磁钢板的全部的用途中所期望的共同的特性，特别作为磁阻马达型无方向性电磁钢板坯料，在其动作原理上，尤其是高磁通密度和高尺寸精度成为很重要的要素。
但是，至今，具有所谓高磁通密度且低铁损的优良的磁性，且还具有冲切性尤其是冲切中的尺寸精度的无方向性电磁钢板还未被发现。此外，进而在这些特性之外，满足嵌入式磁铁型的DC无刷马达等中要求的强度要求的无方向性电磁钢板，也未被发现。
进而，除了这些磁性以及冲切性，认为也能对应近年的电动机的高速旋转化以及多极化相伴的高频化的无方向性电磁钢板也未被发现。
本发明，是针对上述的现状开发出的，其目的在于提出了以电动机以及转子等的铁心材料，尤其是，
如磁阻马达的特别高磁通密度和高尺寸精度的铁心坯料具有最适合的，前所未有的高磁通密度—低铁损的磁性平衡，且还具有优良的冲切尺寸精度的无方向性电磁钢板，以及，
从高磁通密度和转子的高速旋转以及嵌入式磁铁的飞散防止的观点兼有重要的高强度特性，和冲切精度的电磁钢板，
以及有利的制造方法。
再者，以后，为了方便，把Si与Al的和为约0.03质量％以上、0.5质量％以下的称作低Si钢，把Si与Al的和超过0.5质量％的称作中～高Si钢。
本发明者们，经过为达成上述目的的认真研究的结果，得到了把Si及Al量减低为低Si钢级从而在本质上让其成为饱和磁通密度很高的钢的基础上，把平均结晶粒径调整为所定的范围内的同时，通过添加适量的P，不仅能够得到高磁道密度且低铁损的优良的磁性，还能格外地提高冲切尺寸精度的见解。此外，还获得了将Si以及Al的合计在0.5质量％以上～约2.5质量％的范围的控制，通过添加适量的P，提高冲切精度尺寸精度的效果的同时以维持磁通密度的状态大幅提高强度，能够达成前所未有的磁性—强度平衡的见解。
本发明，是立足于上述的见解的。
即，本发明的要旨结构为如下所述。
1.具有优良的磁性以及冲切精度的无方向性电磁钢板，其特征是，以质量百分比计含有，
C：0～0.010％
Si和/或Al：合计为0.03％以上、0.5％以下，
Mn：0.5％以下，
P：0.10％以上、0.26％以下，
S：0.015％以下以及
N：0.010％以下
余量部分为Fe以及不可避免的杂质，而且
平均结晶粒径：30μm以上、80μm以下。
2.根据上述1中所述的具有优良的磁性以及冲切精度的无方向性电磁钢板，其特征是，钢板进而，以质量百分比计含有
Sb和/或Sn：合计为0.40％以下。
3.根据上述1或2所述的具有优良的磁性以及冲切精度的无方向性钢板，其特征是，钢板进而，以质量百分比计含有
Ni：2.3％以下。
4.根据上述1、2或3所述的具有优良的磁性以及冲切精度的无方向性钢板，其特征是，钢板的板厚为0.35mm以下。
5.磁特性、冲切精度优良的电磁钢板，其特征是，以质量百分比计含有
C：0～0.010％，
Si和/或Al：合计为0.5超～2.5％，
Mn：0.5以下，
P：0.10％以上、0.26％以下，
S：0.015％以下，
N：0.010％以下、以及，必要时
Ni：2.3％以下，且，
满足以下式中表示的指数PA：
PA＝-0.2×Si+0.12×Mn-0.32×Al+0.5×Ni2+0.10×Ni+0.36……(1)
(其中，各元素含量的单位为质量％。在(2)式中也一样)
和P含量间的关系为，
P≤PA，
或者，以下式中表示的指数PF：
PF＝-0.34×Si+0.20×Mn-0.54×Al+0.24×Ni2+0.28×Ni+0.76…(2)，
PF≤0.26
中的一个，
余量部分由Fe以及不可避免的杂质构成。
6.根据上述的5所述的具有优良的强度、磁性以及冲切精度的无方向性钢板，其特征是，钢板进而，以质量百分比计含有
Sb和/或Sn：合计为0.40％以下。
再者，在以上的钢种中，作为次要的含有元素，也可以含Ca：0.01％以下、B：0.005％以下、Cr：0.1％以下、Cu：0.1％以下、Mo：0.1％以下的至少一种。
7.磁性以及冲切精度的无方向性钢板的制造方法，其特征为，对于由上述1～3的任一项的所述成分构成的钢坯，热轧，在加热温度为奥氏体单相域，且卷材卷取温度为650℃以下的条件中进行，接着进行去鳞处理后，进行1次或含中间退火的2次以上的冷轧后，在700℃以上的铁氧体单相域中进行最终退火。
8.磁性以及冲切精度的无方向性钢板的制造方法，其特征为，对于由上述1～3的任一项的所述成分构成的钢板，热轧，在加热温度为奥氏体单相域，且卷材卷取温度为650℃以下的条件中进行后，热轧板退火，当Ni含量为0％(无添加)～1.0质量％时，在900℃以上的铁氧体单相域或Ac3点以上的奥氏体单相域中进行，另一方面Ni含量超过1.0质量％、2.3质量％以下时，在Ac3点以上的奥氏体单相域中进行，接着进行去鳞处理后，进行1次或含中间退火的2次以上的冷轧后，在700℃以上的铁氧体单相域中进行最终退火。
9.具有优良的强度、磁性以及冲切精度的无方向性钢板的制造方法，其特征为，对于上述的5或6的钢坯，热轧加热温度为1000℃～1200℃，热轧卷取温度为650℃以下的温度中进行热轧，接着进行去鳞处理后，进行1次或含中间退火的2次以上的冷轧后，进行最终退火。
再者，在上述9的电磁钢板的制造方法中，也可以在热轧后进行热轧板退火。
此外，在上述7、8或9中的任一项的电磁钢板的制造方法中，可以在最终退火后，进行形成绝缘覆膜的处理。
【附图说明】
图1为表示涉及屈服强度和冲切直径间关系的Si含量以及P含量的影响的图表。
图2为表示涉及屈服强度和冲切异向性间关系的Si含量以及P含量的影响的图表。
图3为表示涉及平均结晶粒径和冲切直径间关系的Si含量以及P含量的影响的图表。
图4为表示涉及平均结晶粒径和冲切异向性间关系的Si含量以及P含量的影响的图表。
图5为表示涉及平均结晶粒径和铁损间关系的Si含量以及P含量的影响的图表。
图6为表示涉及平均结晶粒径和磁通密度间关系的Si含量以及P含量的影响的图表。
图7为表示涉及铁损和磁通密度间关系的Si含量以及P含量的影响的图表。
图8为表示涉及层状裂纹产生的Si含量以及P含量的影响的图表。
图9为表示涉及层状裂纹产生的Si含量以及Ni含量的影响的图表。
图10为表示涉及P含量和冲切直径间关系的Si含量以及添加Ni的影响的图表。
图11为表示涉及P含量和冲切异向性间关系的Si含量以及添加Ni的影响的图表。
图12为表示涉及拉伸强度和磁通密度间关系的P含量的影响的图表。
图13为表示板厚和高频铁损间关系的图表。
图14为表示板厚和磁通密度间关系的图表。
【具体实施方式】
以下，对于导致本发明的实验结果进行说明。再者，以下所示的成分组成的％都表示‘质量％’。
[实验1]
首先，为明确无方向性电磁钢板的钢成分和冲切尺寸精度间的关系，以C：0.0016～0.0028％、Mn：0.20～0.22％、Al：0.0007～0.0014％、N：0.0012～0.0022％以及Sb：0.03％的大致一定的成分作为基本组成，并分别在实验室中熔炼出了P量定为0.02％，把Si量在0.03～1.49％的范围变化的钢，以及Si量定为0.11％，而把P量在0.02～0.29％的范围变化的钢。然后，将这些钢材，以1100℃加热60min后，热轧至板厚：2mm，以600℃进行2小时的卷材的保温后，进行自然冷却。然后，以900℃经6秒钟的热轧板退火后，酸洗，冷轧至板厚：0.5mm后，以700～900℃的各种温度进行最终退火，变化各种重结晶的粒径。其后，在此最终退火板上，涂上平均膜厚：0.6μm的半有机绝缘覆膜制作培烧样品，用于冲切试验。
再者，平均结晶粒径是观察与压延方向平行的，板厚方向截面，并根据Jeffries法求得的当量圆直径。
冲切试验，采用直径：21mmφ的圆形金属模进行，间隙为板厚的8％。测量与压延方向成0°、45°、90°、135°角的4方向的，冲切圆形直径(内径)，求出其4点的平均值径的同时，测量4点中的最大径和最小径之差，作为冲切各向异性的指标。
将所得的结果，整理出与根据压延方向切出的拉伸实验片(JIS 5号)求出的屈服强度(YP)的关系表示为图1、图2。
由图1、2中明确得知，全部的，YP低的软质的材料，对于金属模直径来讲冲切径之差很大，随着YP的上升冲切径接近于金属模尺寸，尺寸精度具有改善的倾向。可认为这是如以往所知的那样，由于强度上升抑制冲切时的塌陷变形的效果。
但是，在此应注意的是，通过P的添加进行强度调整的试料，与Si量的变化而强度产生变化的以往型的电磁钢板比较而言，在同程度的强度级中也能显现出优良的尺寸精度，且在较低YP域中与金属模的尺寸差也能被控制(图1)。
此外，改变了Si量的钢，只是伴随强度上升的冲切直径接近金属模，而如图2中所示，最大径与最小径之差所表现出的各向异性仍然很大。对此，通过P量增加而达到强度上升的钢，冲切形状的各向异性也被改善了。
将这些关系整理为与最终退火板的平均晶粒径的关系，便是图3、图4。
由图3、4明确得知，改变了Si量的钢，若粒径变大冲切尺寸精度以及冲切各向异性会恶化，相对于此添加0.13％以上的P的钢，即使晶粒径变大冲切尺寸精度以及冲切各项异性也会在良好的水平上。
通过使得含一定量以上的P而有效改善冲切尺寸精度以及冲切各向异性的理由，其详细内容不大明确，但是，
(1)通过添加P强度上升，冲切时的塌陷变形被缓解的效果，
(2)通过适量添加已知的对于钢来讲是脆化元素的P，加速了冲切时的断裂极限的效果，以及
(3)具有由P的添加引起的最终退火的结构组织中的{100}<uvw>方位增加的倾向，认为这是通过缓解各向异性的效果等综合作用的结果。
继而，对从磁性方面研究的结果进行说明。
发明者们，通过极力限制改善铁损的降低饱和磁通密度的Si以及Al的含量，将高磁通密度的钢作为坯料，对于制造条件和磁性的关系进行详细的研究。
图5中，表示对于各钢材的板厚：0.5mm的样品，调查最终退伙板的晶粒直径和商用频率域的铁损(W15/50：频率50Hz、最大磁通密度1.5T相当的值)间的关系的结果。
由图中明确得知，若为低Si就会减少电阻所以不利于铁损，但因铁损根据晶粒直径而变大，所以把粒径变为30μm以上就能稳定地成为低铁损。此外，确认了作为低Al而减少电阻时，也同样的，把粒径变为约30μm以上对低铁损化是有效的。
但是，至今，如本发明的低Si、Al构成的属于低等级的无方向性电磁钢板时，通常最终退火板的平均结晶粒径被限制在15～25μm程度。其理由是，如图3、4的0.11％Si-0.07％P钢(图中的●印)的例子所示，若使晶粒成长时由强度降低导致的冲切性的恶化变得显著的缘故。
与此相反，提高P添加量的钢，即使把平均结晶粒径变为约30μm以上，也能维持良好的冲切尺寸精度。
继而，在图6中，表示对各钢中的平均结晶粒径和磁通密度间的关系，此外在图7中，则表示对铁损和磁通密度间的关系调查的结果。在这里，B50为磁力5000A/m中的磁通密度。
添加Si的试料，虽能改善铁损但磁通密度的降低很严重。相对而言，添加P的试料，晶粒的成长而铁损被改善后也能维持很高的磁通密度。
但是，P为脆化元素，如本发明那样P添加量很多时，主要在冷轧工序中会产生边裂及层裂等缺陷。本发明者们认真调查了这种现象，研究并证明了若在热轧过程中加热坯时的温度在铁氧体/奥氏体共存域时，在铁氧体粒与奥氏体粒之间引起P的分配，在铁氧体粒中发生显著的P的偏析，钢的脆化就被促进的事实。为防止这种脆化现象，在本发明的钢板制造中，将用于热轧的坯加热温度，变为奥氏体单相域(或者如有可能为铁氧体单相)是很重要的。
再者，因P是铁氧体形成元素，所以有缩小坯加热温度附近的奥氏体单相域的作用，但在低Si钢的成分范围内，坯加热温度若为1000～1200℃便能成为奥氏体单相。
如以上所述，明确了在低Si钢中添加约0.1％以上的P是非常有效的事实。因此，讨论了在含0.5％以上的Si的钢板中也有效地添加P的方法。
[实验2]
熔炼作为C：0.0013～0.0026、Mn：0.18～0.23％、Al：0.0001～0.0011％、N：0.0020～0.0029％的大致稳定的成分，把Si量改变至0.60～2.42以及把P量改变至0.04～0.29％的各种的钢，以1100度加热60分钟后，热轧至板厚2mm，酸洗后冷轧至板厚0.50mm。其结果，根据钢的构成在轧制后的钢板内部发生了与板面平行的层状的断裂，发生了不良。其结果表示为图8。
将层状断裂发生部分根据EPMA变换分析后，观察到断裂发生部分是P偏析或浓化的部分。所以详细研究这种P的偏析条件后，得知在热轧过程中，钢片(坯)加热时作为铁氧体和奥氏体相的2相域中被持均热的条件，铁氧体相中被分配了P从而浓化的事实。
即，明确了在中～高钢域中由于作为铁氧体形成元素的Si、Al量很多，所以奥氏体单相域便更加缩小，其结果，在以往的加热温度中容易成为铁氧体/奥氏体2相域的问题。
此外，P若超过0.26％，任何的构成条件也会发生层状断裂。
因此，用研究设备制作具有各种Si、Mn、Al、P量的钢，调查在约为1000～1200℃的温度域中，抑制P的偏析使得不发生轧制不良的条件。再者，上述的坯加热温度，从钢中存在的碳化物·氮化物·硫化物等的析出稳定化的观点看是很适合的温度。
首先，在坯加热温度为奥氏体单相域或铁氧体单相域的条件下，由于不发生由相分配引起的偏析，因此认为添加量P其值若少于所定量便可以避免层状断裂。根据前述实验，需要把P的添加量变为约0.26％以下。
所以首先，调查中～高Si钢成为奥氏体单相的条件。
其结果，在含多于0.5％的Si+Al的钢中，P添加量若为，
P≤PA’，其中
PA’＝-0.2Si+0.12Mn-0.32Al+0.36……(1)’
(Si、Mn、Al、P的各含量表示为质量％)
的范围时，则在奥氏体单相域中。因此，满足上述条件，且限定为P≤约0.26％，能够抑制由P引起的脆化。
继而，调查中～高Si钢成为铁氧体单相的条件，同样，P添加量
若为，
P≤PF’，其中
PF’＝-0.34Si+0.20Mn-0.54Al+0.76……(2)’
(Si、Mn、Al、P的各含量表示为质量％)
的范围时则在铁氧体单相域中。因此，满足此条件，且限定为P≤约0.26％，也能够抑制由P引起的脆化。
继而，当奥氏体单相域或者铁氧体单相域中的坯加热困难时，调查了抑制P的偏析的条件。当在铁氧体/奥氏体2相域中产生P浓度的分配时，铁氧体相中的P浓度也变成上述PF’，但是调查的结果显示，把此PF’变为约0.26以下，可以避免由P引起的脆化。
整理上述的2相域中的脆化避免条件、以及铁氧体单相域中的脆火避免条件，可归纳为P≤约0.26％且PF’≤约0.26。
归纳以上的关系，避免由P引起的脆化的条件，就变成P≤约0.26％，且，P≤PA’或PF’≤约0.26。
根据以上结果，得知若P添加量在约0.26％以内，且热轧加热时在奥氏体单相或铁氧体单相域加热的条件，可以制造成没有冷轧后的层状断裂等缺陷，进而，即使是在铁氧体/奥氏体2相加热的条件也可以制造向铁氧体相的P分配量低的，Si、Al量较高的成分系。
进而，还研究了各种即使添加约0.1％以上的P在热轧时的坯加热温度域(1000～1200℃附近)变成奥氏体或铁氧体的单相组织钢的构成。
其结果，适合于磁性的改善以及强度确保的元素的Ni的添加，在添加P钢中对扩大热轧温度附近的奥氏体域的目的也是有效的。
[实验3]
调查了以C：0.0013～0.0026％、Mn：0.18～0.23％、Al：0.0007～0.0013％、N：0.0014～0.0025％以及P：0.16～0.18％的大致一定的成分为基本构成，把Si量变为0.95～2.44％、Ni量变至0～2.20％的试样，与实验2一样压延至0.50mm，从而获得的冷轧钢板的层状断裂的发生状况。其结果表示为图9。
在Ni无添加时断裂的1.1～1.5％Si钢，通过Ni的添加可能成为不发生断裂的冷轧。另一方面，得知也会有Ni无添加时压延的1.95％Si钢以及2.4％Si钢中通过Ni的增加发生断裂的情况，所以Ni的效果也存在适合域。
若加入Ni的影响扩张前述式，得知在含高于0.5％的Si+Al的钢中，P添加量为约0.26％以下，且，若是
P≤PA，其中
PA＝-0.2Si+0.12Mn-0.32Al+0.05Ni2+0.10Ni+0.36……(1)的范围时，1000～1200℃的坯加热温度便在奥氏体单相域中，若是
PF≤约0.26，且
PF＝-0.34Si+0.20Mn-0.54Al+0.24Ni2+0.28Ni+0.76≤P……(2)
的范围时，即使是2相域或铁氧体单相域也因P的浓化程度减少，在任何情况下都可以避免P引起的脆化。
再者，在上述的2个式中，Si、Mn、Al、P、Ni的各含量表示为质量％。此外，PF以及PA的技术性意义，与前述的PF’以及PA’相同。
[实验4]
对于实验2以及3中压延到0.50mm的冷轧钢板，进行最终退火后，涂上平均膜厚为0.6μm的半有机绝缘覆膜，进行焙烧。对这些样品，根据实验1所述的方法进行冲切试验，调查冲切径和其各向异性，其结果表示为图10以及图11。根据这些图，即使在含高于0.5％的Si+Al的钢中，含P≥0.10％的钢，总呈现出优良的冲切尺寸精度。在这里，在添加Ni钢中，添加量变化在0.38～2.20％之间。
进而把这些试样的磁通密度B50与拉伸强度TS的关系表示在图12。在这里，TS与实验1一样通过拉伸试验求得，磁通密度也由实验1的方法测量。
含约0.1％以上的P的钢与以往的中～高Si构成(即Si+Al＞0.5％)的电磁钢板比较呈现出优良的B50-TS平衡。尤其是随着的P添加量的增大，TS增大但磁通密度不见得降低，反而有上升的倾向。这是因为，通过对于以往的电磁钢板通常进行的Si、Al的强磁形体以外的合金元素的添加的钢板的强化，较磁通密度的降低的相伴而言是一种特性。
这些特性对于有电动机的高转矩化小型化高速旋转化要求的DC无刷马达或磁阻马达等各种旋转机(电动机、发电机)的转子坯料很适合。
根据以上的见解，作为兼容优良的磁通密度和冲切尺寸精度的条件，当钢中的Si、Al、P、Ni量，进而低Si钢时将最终退火板的平均结晶粒径规定为以下的范围。低Si钢时，Si、Al的1种或2种的合计：约0.03～0.5％。
Si以及Al，若添加到钢中会有脱氧效果，所以作为脱氧剂而单独或共同使用。为发挥其效果，需要Si、Al各自单独或两者的合计约为0.03％以上。此外，Si、Al也有增加电阻率从而改善铁损的作用，但是另一方面又导致饱和磁通密度的降低，因此把其上限规定为0.5％。中～高Si钢时，Si、Al的1种或2种的合计：0.5％超～约2.5％
当重视优良的尺寸精度的同时，也重视机械强度以及低铁损性时，Si+Al的合计量可以含有超过0.5％。如前所述，在中～高Si钢的情况下，根据P添加的效果，与以往的低P的中～高Si钢比较，可得到具有高冲切径度以及强度—磁通密度平衡的材料。但是，Si+Al的合计量若超过2.5％即使通过本发明的方法通常的冷轧也很困难，所以把其范围规定为0.5％超～约2.5％。
p：约0.10％以上、约0.26％以下
P，在本发明中是尤为重要的元素。P，如自以往已知的，具有根据其高固熔强化能可调整材料硬度的功能。尤其是低Si、低Al钢板本来是比较软质，但是在本发明中为低铁损化需要把平均粒径变为约30μm以上，所以会有钢板进一步软质化的忧虑。P，对于本发明钢板的冲切性的改善，以及抑制由钢板的强度不足引起的压陷以及毛边的增加是必需的元素。除了这种材料强度增加能以外，通过加速冲切时的断裂极限，抑制冲切时的总变形量的效果，以及增加最终退火板的结构组织中的{100}<uvw>方位，改善各向异性的效果，等综合作用来改善冲切尺寸精度。
此外，尽管增加钢板的强度但仍具有磁通密度不降低的特性，这种效果也发挥于中～高Si钢中。
为发挥这些效果，需要含有约0.10以上的P。一方面，P原本，对钢而言是脆化元素，若添加过剩容易引起边缘断裂及层状断裂，降低制造性。对于此点，在本发明中，通过在制造方法上下功夫，或添加Ni，可以使在以往很困难的高P添加钢的制造成为可能。但是，含量若超过约0.26％，即使采用本发明的制造方法也难以制造P添加钢，因此P量规定为约0.10～约0.26％的范围。
Ni：约2.3％以下(可作为选择添加)
Ni，不仅具有改善钢的结构组织提高磁通密度的效果，还兼有增加钢的电阻从而降低铁损的效果，以及通过固溶强化提高钢的强度抑制冲切加工时的压陷的效果等，因此可以有效地添加。
此外，Ni是奥氏体形成元素，因此具有扩大在适当的坯加热温度为1000～1200℃的附近的奥氏体域(状态图中的γ环路)的效果。尤其是，对于Si+Al量多于0.5％的构成的钢，对增大操作稳定性有效。若灵活应用这种效果，可以大幅度地改善如本发明积极添加作为脆化元素的P时产生的压延不稳定性。即，高钢的稳定制造点是控制热轧时的过剩的P偏析，作为其有效方法是避免坯加热温度成为铁氧体/奥氏体相域。Si含量和Al含量的合计若超过0.5％就很容易在坯加热温度中分离为2相，但根据Ni的γ域扩大效果，在这种Si、Al构成中，也能在坯加热时成为奥氏体单相。
但是，Ni含量若超过约2.3％，铁氧体(a)→奥氏体(γ)相变开始温度降低，因此会有在最终退火中引起奥氏体相变从而导致磁通密度的降低的担忧。此外，以相变温度以下的低温的最终退火温度在低Si钢中很难确保约30μm以上的平均粒径，因而铁损也将恶化。因此，使得所含Ni为2.3％以下。再者，当添加Ni时，添加约0.50％以上为好。
在低Si钢中，最终退火板的平均粒径：约30μm以上、约80 μm以下在本发明的低Si、低Al无方向性电磁钢板中为获得良好的铁损特性，如图5中所示，需要把最终退火板的平均粒径变成约30μm以上。但是，即使作为超过约80μm的粒径也无法期望得到这种以上的铁损改善效果，此外属于本发明的钢都是相变钢且适合于重结晶退火的铁氧体单相域大致为700～900℃的范围，与高Si构成的铁氧体单相钢比较而言是低温，因此过速的使粒成长在连续短时间退火设备的生产性这一点上是不利的，所以把80μm作为上限。
再者，在中～高Si钢中，由根据合金具有电阻的向上效果，容易获得较低铁损，因此不刻意限定粒径，可以是通常的范围。一般为20～200μm程度。
继而，本发明者们，研究了对于随着电动机的高速旋转化以及极数增加等产生的，近年被重视起来的，在高频域中的改善磁性的方法。其结果，板厚减低是有效的，尤其在低Si钢中其效果尤为显著的事实。以下介绍导出其结果的实验。
[实验5]
图13中，表示了对于0.11％Si-0.18％P钢和0.95％Si-0.02％P钢以及2.0％Si-0.5％Al钢在400Hz中的铁损的板厚依赖性进行调查的结果。
如图所示，可知任一项试样都根据板厚的减少而降低涡流损耗，因此高频铁损有被改善的倾向，且根据板厚减少的高频铁损的改善效果中低Si钢的更为显著。
但是，至今的无方向性电磁钢板的板厚以0.50mm为主流，其以上的板厚减低只适用于作为电阻率元素的Si及Al的含量很高的高等级的一部分，没发现有适用于Si及Al的含量很少的无方向性电磁钢板的产品例。
此外，图14中，表示了对于这些坯料的磁通密度的板厚依赖性进行调查的结果。
如图所示，若减低板厚，虽有磁通密度稍微降低的倾向，但其降低为极少，且任一个板厚中，低Si钢的项具有格外高的磁通密度。尤其是对于电车(EV)以及混合式电车(HEV)的驱动型马达等的用途，研究出高速旋转型的磁阻马达，在这样用途中，则高磁通密度且高频中的低铁损性被重视，但是相对于此，本发明所示的可把低Si、低Al的本质上磁通密度很高的钢板变薄的程序可进行对应处理。
如图13所示，板厚减低的效果在变为约0.35mm以下时显著，约为0.30mm以下时更为显著。再者，板厚，越薄越有利于涡流损耗的减低，因此板厚的下限没被设定，但是另一方面磁芯的累计工时增大从而导致成本变高，且还有层叠磁芯的重合变困难等弊病，所以提供于一般的生产时希望将下限定为0.10mm程度。
以下，对于本发明中的Si、Al、P以及Ni以外的成分的限定理由进行说明。
C：0～约0.010％
C为，通过时效效果作用，钢板制造后，随时间的推移恶化磁性(铁损)的元素，其程度是C含量若超过约0.010％就变显著，所以C含量限制在0.010％以下。再者，关于这种时效恶化特性，C量越少越好，因此在本发明中对于C量是包括了实际为零(小于分析界限值)的情况。
Mn：约0.5％以下
Mn，S把作为MnS固定，具有抑制由FeS引起的热轧中的脆化的效果。此外，随着Mn含量的增加，增加电阻率改善铁损。但是其另一方面，Mn含量的增加会导致磁通密度的降低，所以把Mn含量的上限定为约0.5％。
S：约0.015％以下
S为，不可避免的杂质，如上所述当作为FeS析出时，不仅成为热轧脆性的原因，在细化析出时恶化粒成长，所以从铁损减低的观点来看尽量减低更为有利。且，S量若超过约0.015％铁损的恶化部分显著变大，因此将其上限定为约0.015％。但是其另一方面，S也具有改善冲切时的剪断面形状的效果，所以减低成何种程度是根据用途而定。
N：约0.010％以下
N为，是不可避免的混入的杂质，当作为AlN细化析出时，恶化阻碍铁损的粒成长，因此限定为约0.010％以下。
以上，对于必要成分以及抑制成分进行了说明，但在本发明中，除此之外作为改善磁性成分，可以适当含有以下所述的元素。
Sb以及/或Sn：合计为约0.40％以下
Sb、Sn，偏在于晶界，在钢的重结晶过程中通过抑制自晶粒边界的{111}方位的重结晶核的生成，具有改善磁通密度以及铁损的效果。为获得这种效果，在单独使用或并用的任一情况下都要求含有合计为约0.01％的量。虽然如此，含量过剩其效果也能达到饱和，反而含量超过0.40％会产生脆化后冷热轧时的断裂，所以单独使用或并用的任一情况中都要求含合计为约0.40％以下的量。
对另外的次要的含有元素进行说明。
在本发明中，作为脱氧剂，且作为杂质存在的S作为与Mn共同有效地俘获的元素可以使得在约0.01％以下的范围内含Ca。此外，为缓解变形矫正退火时的氧化、氮化可以添加约0.005％以下的B、约0.1％以下的Cr。
此外，除此之外，把众所周知的Cu、Mo等元素作为不破坏磁性的元素添加也不会破坏本发明的效果，但是从添加成本方面考虑，各种元素的含量约为0.1％以下更好。
对于其他成分，例如Ti、Nb、V等碳氮化物形成元素可以允许含有少量，但是极少的状况有利于维持低铁损。
再者，在中～高Si中，如前所述，在坯加热温度中把成分设计为奥氏体相或铁氧体相的任一种的单相，或奥氏体/铁氧体的2相状态时，进行设计使得至P易浓化的铁氧体相的P的分配浓化量被抑制，抑制P的过剩的局部偏析，可以稳定地制造高P添加钢。
具体讲，为抑制适合于钢中存在的碳化物、氮化物、硫化物等的析出稳定化的板加热温度(约1000～1200℃)中的，P的过量的局部偏析，
以下式中表示的指数PA：
PA＝-0.2Si+0.12Mn-0.32Al+0.05Ni2+0.10Ni+0.36……(1)
和P含量间的关系，是否满足
P≤PA，或者，
在以下式中表示的指数PF：
PF＝-0.34Si+0.20Mn-0.54Al+0.24Ni2+0.28Ni+0.76≤P…(2)
为
PF≤约0.26
(Si、Mn、Al、Ni、P的单位是质量％)
更好。在这里PA为实验性的求出在各种的Si、Mn、Al、Ni构成中在约1000～1200℃的温度域中是奥氏体单相的上限的P含量的项，PF为实验性的求出成为铁氧体单相的下限的P含量的项。
继而，对于本发明的制造条件进行说明。
将上述的调整为适合成分构成的熔钢，根据转炉精炼法或电炉熔解法等熔制后，通过连接铸造法或造块—分块压延法制坯。
接着，这种坯，加热后，提供于热轧压延。在此，为钢中存在的碳化物、氮化物、硫化物等的析出稳定化，坯加热温度是约1000～1200℃为好。此外，如前所述，坯加热时的相状态对于P的过量的局部偏析的抑制极为重要。
P为铁氧体形成元素，因此具有缩小坯加热温度附近的奥氏体单相域的作用，但是为低Si钢时，在本发明的成分范围中，坯加热温度若为约1000～1200℃便可以成为奥氏体单相。此外是中～高Si钢时，若是满足前述P≤PA的成分系，可以在坯加热温度约为1000～1200℃的范围内成为奥氏体单相。进而，当中～高Si钢时，满足PF≤约0.26的成分系时，变成铁氧体/奥氏体共存域，至铁氧体相的P的偏析程度，也只停留于可以避免脆化的水平上。此外，在铁氧体单相域中加热时，若P含量约为0.26％以内就可以没有层状断裂地制造。
热轧后的卷材卷取温度，在本发明中，是确保高P钢的制造性的重要因素。即，若卷材卷取温度高，在卷材冷却中生成铁磷化物(Fe3P)，降低热轧板的弯曲性以及压延性，因此要求卷材卷取温度为约650℃以下，更好为约600℃以下，进而更好为约550℃以下的以尽量的低温进行卷取。此外，将卷取后的卷材通过浸于水槽，或喷水等方法，加速冷却卷材的方法也很有效。
继而，热轧卷材，通过酸洗等方法去鳞后，提供到冷轧压延，但是为了进一步提高磁性，也可以进行热轧板退火。
在此，Si含量和Al含量的合计为0.5％以下的，低Si钢中，热轧板退火温度避开铁氧体/奥氏体共存域(2相域)为好。这是因为，在2相域的退火中很难进行晶粒成长，不能提高磁通密度等磁性的缘故。以下，以不同Ni量对于低Si钢中适合的热轧板退火温度进行说明。
当Ni无添加钢或Ni量为1.0％以下的有较少Ni含量时，对无方向性电磁钢板与近常、进行热轧板退火时一样，可以在约900℃以上的铁氧体单相域中进行退火。此外，也可以将退火温度变为更高温，可以作到Ac3点以上的奥氏体单相域(希望是1050～1100℃程度)。重要的是避开为两者的中间域的相域中的退火(尤其是950℃附近)。
一方面，当Ni量为1.0～2.3％的Ni含量较多时，因退火中的奥氏体生成温度降低从而在900℃程度的退火温度中也可以变成2相域，降低磁通密度。虽然如此，900℃以下的铁氧体单相域中的退火中因晶粒成长性不足，不能得到充分的磁通密度。因此，在这种成分析中的热轧板退火条件，限定为Ac3点以上的奥氏体单相域(希望是1050～1100℃程度)。
再者，为中～高Si钢时若为如前所述的细粒也容易得到低铁损，因此退火中的晶粒成长没有低Si钢重要。因此，不刻意限定热轧板退火温度，但通常是700～1100℃的范围内为好。
继而，得到的卷材，去鳞后，冷轧或温轧中进行1次压延，或进行夹有中间退火的2次以上的冷轧(或温轧)的压延，完成所定的板厚。
然后，进行最终退火，但是当低Si钢时，将这种最终退火在700℃以上的铁氧体单相域中进行。这样的理由是，最终退火温度小于700℃时，难以稳定地将平均粒径成长为约30μm以上，另一方面若超过铁氧体单相域生成奥氏体时，结构组织就会恶化，从而导致磁通密度以及铁损的恶化的原故。
再者，为中～高Si钢时，如前所述在退火中的晶粒成长没有低Si钢重要，因此没有刻意限定最终退火温度，但通常是700～1100℃的范围内为好。
再者，热轧板以及冷轧板的铁氧体单相温度域、或奥氏体单相温度域，预先构成的钢板在各种温度域中进行加热—水冷而得到的组织可以通过光学显微镜等观察而确定。或者，作为其他方法，可以根据Thermo-CalcTM等的热力学计算软件求出的计算状态图，预先估计。
最终退火后，与一般的无方向性电磁钢板一样，可以进行绝缘覆膜的附加。附加方法没有刻意限定，但是经处理液的涂抹后，进行培烧处理的方法为好。
再者，得到的卷材，进行所需的大小、尺寸的切割加工后，在用户那里进行变成马达定子、以及转子的形状的冲切加工后，层叠，成为产品。或者，根据具体情况，冲切后，进行变形矫正退火(通常为750℃×1～2h)后成为产品。
(实施例)
[实施例1]
将表1所示的成分构成的熔钢，在实验室熔铸后，通过热轧变为板厚：30mm的板料。继而，以1100℃加热60min后，热轧至板厚：2mm，以600℃进行2h的卷材相当的均热保持后，进行空冷。然后，以950℃进行的热轧板退火后，经酸洗后，进行至0.50mm厚的冷轧(1次冷轧)，在700～900℃的各种温度中进行最终退火，把再结晶粒径改变为各种值。再者，在冷轧时，P含量超过本发明的范围的钢J在冷轧过程中发生很多与板面平行的层状断裂，因此停止以下的处理，不进行评价。
再者，No.56～59在热轧后，不进行热轧板退火，而是在800℃中以兼有中间退火的2次冷轧法冷轧得出的。
继而，制作给所得的最终退火板涂平均膜厚：0.6μm的半有机绝缘覆膜的样品，提供与各种试验。
冲切试验，采用直径：21mmφ的圆形金属模而进行，间隙为板厚的8％。测量与压轧方向成0°、45°、90°、135°角的4方向的，冲切圆形直径(内径)，求出其4点的平均直径。此外，取出4点中的最大径和最小径之差，作为冲切各向异性的指标。
磁性，采用切割为180mm×30mm的与压延方向成0°以及90°的长方形状试验片，根据爱布斯坦氏法测量。
屈服应力(YP)，使用与压延方向平行地切割的JIS5号试验片以速度10mm/min的条件进行拉伸试验的，采用上屈服点。
将所得结果表示为表2以及表3。
表1 钢 序 号 成分组成(mass％) C Si Al Mn S P N Sb Sn A 0.0027 0.03 0.0008 0.21 0.0040 0.02 0.0015 0.030 ＜0.001 B 0.0026 0.10 0.0008 0.22 0.0035 0.02 0.0020 0.032 ＜0.001 C 0.0019 0.53 0.0012 0.22 0.0023 0.02 0.0018 0.030 ＜0.001 D 0.0019 0.95 0.0007 0.20 0.0033 0.02 0.0012 0.030 ＜0.001 E 0.0022 1.48 0.0014 0.21 0.0041 0.02 0.0022 0.033 ＜0.001 F 0.0016 0.11 0.0015 0.20 0.0074 0.07 0.0019 0.030 ＜0.001 G 0.0017 0.11 0.0008 0.21 0.0036 0.13 0.0022 0.031 ＜0.001 H 0.0023 0.11 0.0011 0.22 0.0022 0.18 0.0014 0.030 ＜0.001 I 0.0028 0.11 0.0006 0.22 0.0075 0.25 0.0018 0.031 ＜0.001 J 0.0016 0.11 0.0014 0.21 0.0060 0.29 0.0016 0.032 ＜0.001
表2 No. 钢 序号 粒径 (μm) B50 (T) W15/50 (W/kg) YP (MPa) 冲切直径 (mm) 冲切直径 Max-min (μm) 备注 1 2 3 4 5 6 A ″ ″ ″ ″ ″ 11.3 20.5 28.2 31.9 42.8 61.3 1.818 1.811 1.807 1.804 1.797 1.785 9.79 6.85 5.90 5.45 5.09 4.62 311 243 214 204 182 160 20.979 20.963 20.959 20.957 20.952 20.950 17 21 28 29 25 34 比较例 ″ ″ ″ ″ ″ 7 8 9 10 11 12 B ″ ″ ″ ″ ″ 10.8 20.3 26.8 31.5 46.2 78.2 1.808 1.806 1.801 1.796 1.786 1.775 10.23 6.85 5.99 5.52 4.94 4.50 322 249 223 210 183 152 20.981 20.968 20.961 20.959 20.954 20.945 16 14 18 19 23 26 比较例 ″ ″ ″ ″ ″ 13 14 15 16 17 C ″ ″ ″ ″ 9.3 16.0 33.6 59.4 78.9 1.786 1.782 1.771 1.764 1.757 10.95 7.57 5.22 4.43 4.25 375 305 236 198 183 20.985 20.980 20.970 20.964 20.957 9 14 13 17 31 比较例 ″ ″ ″ ″ 18 19 20 21 22 23 D ″ ″ ″ ″ ″ 12.2 23.5 27.2 42.8 55.5 64.9 1.772 1.767 1.764 1.758 1.754 1.746 8.57 5.88 5.54 4.56 4.25 4.20 368 297 284 249 233 224 20.990 20.977 20.976 20.968 20.964 20.962 15 12 14 12 15 16 比较例 ″ ″ ″ ″ ″ 24 25 26 27 28 E ″ ″ ″ ″ 18.2 26.8 31.7 45.6 66.8 1.755 1.752 1.749 1.741 1.726 6.48 5.20 4.68 4.18 3.90 361 324 310 284 261 20.990 20.986 20.983 20.980 20.976 16 15 13 14 17 比较例 ″ ″ ″ ″
表3 No . 钢 序号 粒径 (μm) B50 (T) W15/50 (W/kg) YP (MPa) 冲切直径 (mm) 冲切直径 Max-min (μm) 备注 29 30 31 32 33 F ″ ″ ″ ″ 8.6 26.5 33.4 52.0 59.7 1.813 1.811 1.809 1.802 1.797 11.80 5.99 5.45 4.77 4.75 377 246 227 196 188 20.989 20.975 20.973 20.966 20.960 7 11 10 14 16 比较例 ″ ″ ″ ″ 34 35 36 37 38 39 G ″ ″ ″ ″ ″ 11.3 16.2 26.5 33.6 43.8 75.2 1.817 1.815 1.814 1.812 1.808 1.804 9.69 7.70 5.95 5.40 4.95 4.45 363 320 271 252 233 201 20.995 20.993 20.989 20.988 20.986 20.984 8 5 6 4 5 7 比较例 ″ ″ 发明例 ″ ″ 40 41 42 43 44 45 46 47 H ″ ″ ″ ″ ″ ″ 11.3 14.8 23.0 25.6 35.6 40.2 56.8 77.6 1.822 1.819 1.819 1.819 1.816 1.814 1.813 1.811 9.66 8.10 6.34 6.02 5.26 5.05 4.62 4.41 384 351 305 295 269 260 237 220 20.995 20.996 20.995 20.994 20.993 20.933 20.992 20.991 3 4 5 6 4 4 3 6 比较例 ″ ″ ″ 发明例 ″ ″ ″ 48 49 50 51 52 53 54 I ″ ″ ″ ″ ″ ″ 10.8 13.5 26.8 32.5 40.8 56.4 60.5 1.826 1.824 1.821 1.820 1.818 1.817 1.816 9.93 8.55 5.77 5.15 4.94 4.59 4.53 420 391 321 305 288 267 263 20.994 20.995 20.996 20.994 20.993 20.994 20.992 3 4 5 4 5 4 4 比较例 ″ ″ 发明例 ″ ″ ″ 55 J 由于冷轧断裂没有评价 比较例 56 57 B ″ 19.8 39.4 1.784 1.761 7.98 5.22 260 199 20.965 20.953 16 21 比较例 ″ 58 59 H ″ 18.2 35.6 1.795 1.816 7.81 5.26 335 269 20.993 20.993 6 4 比较例 发明例
P含量不满足本发明的适合范围，且根据Si量以及粒径的变化而变化强度的钢A～F(No.1～33、56、57)中，随着YP的增加冲切径有接近金属型径的倾向，但用最大径与最小径之差表示的冲切尺寸的各向异性为1 0～20μm比较大。此外，若Si量增加会有磁通密度降低的问题。
相对于此，如本发明的，作为低Si、Al组成含0.10以上的P的钢G～H，即使YP为350MPa以下的较低的值也能形成良好的冲切径，且冲切尺寸的各向异性也很小。此外，从磁性方面，这些钢种中平均粒径控制为30μm以上的(NO.37，38，39，44，45，46，47，51，52，53，54，59)都能得出，稳定的低铁损且高磁通密度。
[实施例2]
将表4所示的成分构成的熔钢，在实验室熔铸后，通过与实施例1相同的热轧变为板厚：3mm的热轧板后，以1100℃经30s热轧板退火后，经酸洗后，冷轧至0.50mm厚度。继而，在700℃以上且铁氧体单相域的各种温度中进行最终退火，把再结晶粒径变化为各种值。
继而，制作与实施例1一样涂有半有机绝缘覆膜的样品，提供于各种试验。
把所得的结果表示为表5。
在此，钢K～M，根据减低Si的Al进行脱氧，而钢N、O的组以及钢Q、R的组熔制为能够评价Ni添加的影响的状态。
表4钢序号 成分组成(mass％) C Si Al Mn S Ni P N Sb Sn K 0.0011 0.01 0.32 0.25 0.0032 - 0.05 0.0020 ＜0.001 0.044 L 0.0009 0.01 0.33 0.24 0.0039 - 0.16 0.0021 ＜0.001 0.046 M 0.0019 0.02 0.31 0.22 0.0018 - 0.24 0.0024 ＜0.001 ＜0.001 N 0.0033 0.21 0.23 0.15 0.0028 - 0.16 0.0012 0.060 ＜0.001 O 0.0024 0.21 0.24 0.18 0.0016 1.23 0.16 0.0018 0.055 ＜0.001 P 0.0088 0.35 0.0011 0.35 0.0046 - 0.05 0.0031 ＜0.001 ＜0.001 Q 0.0082 0.34 0.0007 0.33 0.0040 - 0.19 0.0019 ＜0.001 ＜0.001 R 0.0080 0.35 0.0011 0.33 0.0051 0.95 0.19 0.0018 ＜0.001 ＜0.001
表5 No 钢 序号 粒径 (μm) B50 (T) W15/50 (W/kg) YP (MPa) 冲切直径 (mm) 冲切直径 Max- min(μm)备注 1 2 K ″ 36.1 61.3 1.777 1.769 4.95 4.27 211 177 20.959 20.950 18 26比较例比较例 3 4 5 L ″ ″ 26.5 34.2 47.0 1.789 1.785 1.785 5.57 4.98 4.47 283 262 240 20.982 20.985 20.982 8 7 9比较例发明例发明例 6 7 8 M ″ 12.5 35.2 70.2 1.777 1.774 1.768 8.63 4.88 4.06 396 294 250 20.995 20.991 20.992 6 8 9比较例发明例发明例 9 10 11 N ″ ″ 28.7 36.2 58.1 1.786 1.785 1.779 5.38 4.89 4.26 289 270 239 20.990 20.989 20.989 8 9 9比较例发明例发明例 12 13 14 15 O ″ ″ ″ 6.8 22.7 32.1 48.2 1.807 1.803 1.803 1.797 12.96 5.28 4.37 3.70 484 329 299 270 20.995 20.992 20.992 20.995 2 2 3 7比较例比较例发明例发明例 16 17 18 P ″ ″ 43.0 60.4 72.0 1.768 1.766 1.769 4.88 4.50 4.38 218 197 187 20.966 20.959 20.961 16 18 21比较例比较例比较例 19 20 21 Q ″ ″ 18.4 44.8 75.1 1.766 1.766 1.775 6.99 4.76 4.29 348 273 243 20.987 20.977 20.984 7 8 8比较例发明例发明例 22 23 24 R ″ ″ 22.6 39.7 56.8 1.778 1.784 1.781 5.07 3.75 3.30 359 313 290 20.990 20.992 20.991 4 5 5比较例发明例发明例
满足本发明的钢构成，且把平均粒径均衡化为30μm以上的项，都具有优良的冲切尺寸精度，且不仅冲切各向异性变小，磁性也很优良。特别的，分别比较钢N和钢O、以及钢Q和钢R，确认在添加Ni的钢O以及钢R中有磁通密度的显著提高。
[实施例3]
将表1的钢F、表4的钢N以及钢O中所示组成的熔钢，在实验室熔铸后，通过与实施例1相同的热轧变为板厚：2mm的热轧板后，以1100℃经30s热轧板退火后，经酸洗后，通过冷轧完成0.50～0.2mm的各种厚度。继而，在700℃以上且铁氧体单相域的各种温度中进行最终退火，把再结晶粒径控制在35～45μm间。
继而，制作与实施例1一样涂有半有机绝缘覆膜的样品，提供于各种试验。此外，对于这些样品调查了400Hz中的高频铁损。
所得的结果兼记于表6。
表6 No. 钢 序 号 板厚 (mm) 粒径 (μm) B50 (T) W15/50 (W/kg) W15/400 (W/kg) YP (MPa) 冲切直径 (mm) 冲切直径 Max-min (μm) 备注 1 2 3 F ″ ″ 0.50 0.35 0.20 38.2 37.1 42.8 1.807 1.804 1.803 4.84 3.78 3.41 171 98 58 217 219 209 20.968 20.983 20.989 14 12 11比较例 ″ ″ 4 5 6 N ″ ″ 0.50 0.35 0.20 42.0 37.9 41.3 1.785 1.783 1.783 4.48 3.39 3.08 141 71 42 259 267 261 20.988 20.993 20.995 8 7 5发明例 ″ ″ 7 8 9 O ″ ″ 0.50 0.35 0.20 37.4 43.5 35.2 1.802 1.797 1.798 3.86 3.05 2.78 89 48 29 288 277 292 20.992 20.995 20.995 4 3 4发明例 ″ ″
随着把板厚变薄，尤其在高频中的铁损的改善倾向很显著。此外，冲切尺寸精度也具有随板厚减低而改善的倾向，但是满足本发明的成分范围的钢N、O比比较钢F更为优良。进而，本发明钢为任一厚度，在冲切尺寸的各向异性中是优良的。
[实施例4]
将表7所示的成分构成的熔钢，在实验室熔铸后，进行1150℃×1时间的均热，然后通过热轧变为板厚薄板坯。
将所得的薄板坯，加热至如表8所示的温度(SRT)保持1小时后，热轧至2.0mm，进行580℃×1时间的卷材对应的处理，进行空冷。然后，除去一部分钢，根据如表8所示的条件进行热轧板退火。然后，经酸洗后，冷轧至0.50mm。
在冷轧时，根据冷轧中的板的状况、以及冷轧后的截面组织观察的结果，评价冷轧时的加工性。高P(≥0.10％)且不满足本发明的成分范围的钢(W、Z、a、c、d、k、以及1)，以及，虽然成分范围满足本发明，但坯加热温度(SRT)或热轧卷取温度(CT)在本发明范围以外的项(No.25、26)中，观察到很多的平行于板面的断裂，在一部分试样(No.5、19、25)中在压伸过程中分离为层状，以后的压延变得很困难。根据这些结果，很难进行工业中的稳定制造，因此没对这些试样进行以后的处理以及评价。
继而，在冷轧板上以700℃以上的各种温度进行最终退火后，涂上与实施例相同的半有机绝缘覆膜后，提供于各种试验。在这里强度与压伸方向平行地切割JIS 5号试验片，以拉伸速度10mm/s拉伸，以所得的拉伸强度(TS)进行评价。所的结果并记于表8。
表7 钢 No 钢组成C％ Si ％ Al ％ Mn ％ S ％ Ni ％ P ％ N ％ Sb ％ Sn ％ PA PA≥P PF PF≤ 0.26 式的判 断结果 S 比较钢0.0018 0.60 0.0010 0.18 0.0041 0.00 0.05 0.0022 ＜0.001 ＜0.001 0.261 OK 0.591 NG OK T 发明钢0.0011 0.60 0.0011 0.19 0.0033 0.00 0.13 0.0032 ＜0.001 ＜0.001 0.262 OK 0.593 NG OK U 发明钢0.0014 0.60 0.0006 0.22 0.0028 0.00 0.19 0.0015 ＜0.001 ＜0.001 0.266 OK 0.600 NG OK V 发明钢0.0032 0.60 0.0005 0.18 0.0032 0.00 0.26 0.0018 ＜0.001 ＜0.001 0.261 OK 0.592 NG OK W 比较钢0.0031 0.63 0.0006 0.19 0.0041 0.00 0.29 0.0021 ＜0.001 ＜0.001 0.257 NG 0.585 NG NG X 比较钢0.0011 1.02 0.0010 0.19 0.0032 0.00 0.04 0.0018 ＜0.001 0.023 0.178 OK 0.451 NG OK Y 发明钢0.0011 1.00 0.0011 0.21 0.0032 0.00 0.15 0.0020 ＜0.001 0.036 0.185 OK 0.461 NG OK Z 比较钢0.0011 0.98 0.0004 0.19 0.0032 0.00 0.21 0.0022 ＜0.001 0.025 0.187 NG 0.465 NG NG a 比较钢0.0011 1.01 0.0006 0.18 0.0032 0.00 0.25 0.0025 ＜0.001 0.032 0.179 NG 0.452 NG NG b 比较钢0.0019 1.52 0.0009 0.20 0.0050 0.00 0.04 0.0019 0.018 0.002 0.080 OK 0.283 NG OK c 比较钢0.0025 1.54 0.0011 0.19 0.0041 0.00 0.12 0.0012 0.022 ＜0.001 0.074 NG 0.274 NG NG d 比较钢0.0016 1.48 0.0008 0.22 0.0028 0.00 0.17 0.0031 0.023 ＜0.001 0.090 NG 0.300 NG NG e 发明钢0.0018 1.63 0.0007 0.18 0.0019 0.00 0.19 0.0026 0.019 ＜0.001 0.056 NG 0.242 OK OK f 发明钢0.0024 1.60 0.0006 0.18 0.0032 0.00 0.25 0.0014 0.022 ＜0.001 0.061 NG 0.252 OK OK g 比较钢0.0008 2.18 0.25 0.20 0.0008 0.00 0.03 0.0018 ＜0.001 0.035 -0.132 NG -0.076 OK OK h 发明钢0.0011 2.20 0.26 0.18 0.0004 0.00 0.13 0.0022 0.002 0.036 -0.142 NG -0.092 OK OK i 发明钢0.0016 2.11 0.25 0.18 0.0013 0.00 0.19 0.0021 ＜0.001 0.034 -0.120 NG -0.056 OK OK j 发明钢0.0017 2.08 0.27 0.19 0.0017 0.00 0.24 0.0035 ＜0.001 0.032 -0.120 NG -0.055 OK OK k 比较钢0.0024 2.11 0.27 0.22 0.0023 0.00 0.29 0.0028 ＜0.001 0.035 -0.122 NG -0.059 OK OK l 比较钢0.0026 1.50 0.0010 0.20 0.0032 0.50 0.18 0.0026 ＜0.001 0.022 0.146 NG 0.489 NG NG m 发明钢0.0033 1.45 0.0005 0.19 0.0015 1.09 0.16 0.0021 0.002 0.021 0.261 OK 0.894 NG OK n 发明钢0.0036 1.56 0.0010 0.19 0.0032 1.57 0.17 0.0019 ＜0.001 0.021 0.351 OK 1.296 NG OK o 发明钢0.0038 1.50 0.0006 0.21 0.0022 2.13 0.19 0.0025 ＜0.001 0.026 0.525 OK 1.978 NG OK
表8 No 钢 No 钢组成 备注 SRT (℃) CT (℃) 热扎板 退火温 度(℃) B50 (T) YP (MPa) TS (MPa) 冲切 直径 (mm) 冲切直径 max- min(μm) 制造可否 PA PA≥P PF PF≤ 0.26 1 S 比较钢 比较例 1150 520 900 1.775 227 348 20.969 16 ○ 0.261 OK 0.591 NG 2 T 发明钢 发明例 1150 520 900 1.774 260 382 20.988 5 ○ 0.262 OK 0.503 NG 3 U 发明钢 发明例 1150 520 900 1.776 286 410 20.991 6 ○ 0.266 OK 0.600 NG 4 V 发明钢 发明例 1150 520 900 1.777 315 439 20.993 5 ○ 0.261 OK 0.592 NG 5 W 比较钢 比较例 1150 520 900 - - - - - 层状断裂 0.257 NG 0.585 NG 6 X 比较钢 比较例 1150 550 900 1.762 255 370 20.968 12 ○ 0.178 OK 0.451 NG 7 Y 发明钢 发明例 1150 550 900 1.764 297 415 20.992 5 ○ 0.185 OK 0.461 NG 8 Z 比较钢 比较例 1150 550 900 - - - - - 层状断裂 0.187 NG 0.465 NG 9 a 比较钢 比较例 1150 550 900 - - - - - 层状断裂 0.179 NG 0.452 NG 10 b 比较钢 比较例 1150 550 1100 1.733 291 400 20.974 15 ○ 0.080 OK 0.283 NG 11 c 比较钢 比较例 1150 550 1100 - - - - - 层状断裂 0.074 NG 0.274 NG 12 d 比较钢 比较例 1150 550 1100 - - - - - 层状断裂 0.090 NG 0.300 NG 13 e 发明钢 发明例 1150 550 1100 1.735 360 470 20.993 4 ○ 0.056 NG 0.242 OK 14 f 发明钢 发明例 1150 550 1100 1.733 383 494 20.992 3 ○ 0.061 NG 0.252 OK 15 g 比较钢 比较例 1150 580 1000 1.703 338 444 20.990 15 ○ -0.132 NG -0.076 OK 16 h 发明钢 发明例 1150 580 1000 1.708 382 489 20.995 5 ○ -0.142 NG -0.092 OK 17 i 发明钢 发明例 1150 580 1000 1.709 400 509 20.996 3 ○ -0.120 NG -0.056 OK 18 j 发明钢 发明例 1150 580 1000 1.704 419 530 20.994 3 ○ -0.120 NG -0.055 OK 19 k 比较钢 比较例 1150 580 1000 - - - - - 层状断裂 -0.122 NG -0.059 OK 20 l 比较钢 比较例 1150 550 1100 - - - - - 层状断裂 0.146 NG 0.489 NG 21 m 发明钢 发明例 1150 550 1100 1.742 353 465 20.996 3 ○ 0.261 OK 0.894 NG 22 n 发明钢 发明例 1150 550 1100 1.748 372 483 20.995 4 ○ 0.351 OK 1.296 NG 23 o 发明钢 发明例 1150 550 1100 1.751 383 495 20.996 4 ○ 0.525 OK 1.978 NG 24 Y 发明钢 发明例 1100 550 なし 1.754 312 416 20.990 6 ○ 0.185 OK 0.461 NG 25 Y 发明钢 比较例 1250 550 550 - - - - - 层状断裂 0.185 OK 0.461 NG 26 Y 发明钢 比较例 1150 700 700 - - - - - 层状断裂 0.185 OK 0.461 NG
作为本发明范围的成分，尤其添加0.1％以上的P的钢(2～4、7、13、14、16～18及21～24)中，都显示了优良的冲切尺寸精度。也就是在P添加量不满足0.1％的钢(NO.1、6、10及15)中虽然可以见到冲切直径随着Si+Al量的增加而改善的倾向，但是冲切直径的各向异性很大。一方面，明确了本发明钢冲切直径与冲切直径的各向异性共同优良。进而，这些的发明钢尽管具有P含量不满足0.1％的比较钢相同以上的磁通密度但仍很高的强度，具有优良的强度—磁通密度平衡。
[实施例5]
把表4的钢M、钢N以及钢O所示的构成的熔钢，在实验室里熔制？铸入后，通过热轧变为板厚：30mm的薄板坯。继而，在表9所示的各温(SRT)中加热60分钟后，热轧至板厚：2mm，在表所9示的各温度(CT)中进行卷材对应的1小时的均热保持后，进行空冷。然后，除去一部分钢，在表9中所示的各温度中进行60秒的热轧板退火。
对于所得的热轧钢板，在室温(23℃)中进行弯曲试验。弯曲试验，从热轧板按轧制的纵向采取100mm×30mm的试验片，扫照JIS-C2550反复进行的15mm弯曲半径的弯曲试验。在热轧板表面产生龟裂之前的次数表示为表9。
此外，坯加热时，由以下的方法调查热轧板退火时的组织(相)。薄板坯，以及热轧板，都是分别在所定温度(表9中所述)保持所定时间(坯加热：1小时、退火；60秒)后，进入水淬火冻结加热时的组织，通过光学显微镜的组织观察，鉴定了相。结果表示为表9。
上述热轧板经酸洗后，进行至0.50mm厚的冷轧(1次冷轧)，评价了是否发生脆化引起的冷轧不良(层状断裂)。对于没发生层状断裂的冷轧板，在如表9所示的各种温度中进行最终退火，继而，制作涂有与实施例1相同的半有机绝缘覆膜的样品，提供于各种试验。
所的结果表示为表9。
表9 No 钢 No 钢组成 备注 SRT (℃) 坯加热 时的组 织 CT (℃) 热轧板 退火温 度(℃) 热扎板 退火组 织 热轧板 弯曲次数 制造可否 最终退 火温度 (℃) 粒径 (μm) B50 (T) W15/50 (W/kg) YP (MPa) 1 M 发明钢 比较例 1250 α+γ 520 无 - 4 层状断裂 - - - - - 2 M 发明钢 发明例 1150 γ单相 520 无 - 30 ○ 800 46.2 1.765 4.47 275 3 M 发明钢 发明例 1050 γ单相 520 无 - 28 ○ 800 38.2 1.762 4.75 288 4 M 发明钢 比较例 950 α+γ 520 无 - 5 层状断裂 - - - - - 5 M 发明钢 比较例 1150 γ单相 720 900 α单相 3 弯曲性降低 850 45.1 1.762 6.83 288 6 N 发明钢 发明例 1150 γ单相 620 900 α单相 17 ○ 850 55.2 1.764 4.31 242 7 N 发明钢 比较例 1150 γ单相 550 960 α+γ 20 ○ 850 53.8 1.736 4.33 244 8 N 发明钢 发明例 1150 γ单相 550 1100 γ单相 22 ○ 850 52.1 1.768 4.36 246 9 N 发明钢 比较例 1150 γ单相 500 900 α单相 27 ○ 670 16.0 1.766 7.38 345 10 O 发明钢 发明例 1100 γ单相 600 1100 γ单相 26 ○ 800 36.5 1.777 4.12 290 11 O 发明钢 发明例 1100 γ单相 600 1000 γ单相 33 ○ 800 38.5 1.780 4.02 286 12 O 发明钢 比较例 1100 γ单相 550 900 α+γ 28 ○ 800 32.6 1.733 4.34 298 13 O 发明钢 比较例 1100 γ单相 550 800 α单相 24 ○ 800 36.8 1.733 4.10 289
在本发明的钢组成(低Si钢)中，当满足本发明的制造条件时(No.2、3、6、8、10以及11)，尽管是高P添加，但仍能毫无问题的制造钢板，性能也良好。
另一方，得知本发明的坯加热温度成为2相域(No.1以及4)时，由脆化引起不良容易发生冷轧不良，产品化会很困难。此外，卷材卷取温度高于650℃(No.5)时，热轧板的加工性降低，所得的电磁钢板的铁损也降低。进而，热轧板退火温度成为2相域(No.7以及12)时，以及，在添加了多于1.0质量％的Ni的钢中在α单相域中进行热轧板退化(No.3)时，所得的电磁钢板的磁通密度会降低。且进一步，最终退火温度在本发明的制造条件外，把再结晶粒径变为30μm以上时不充分的情况(No.9)，磁性也是恶化了的。
工业上利用的可能性
这样，根据本发明，可以稳定地获得具有高磁通密度且低铁损的优良磁性，且具有高冲切尺寸精度的无方向性电磁钢板，以及具有更高强度的无方向性电磁钢板。
并且，本发明的无方向性电磁钢板，适合于各种电动机的铁心坯料，其中尤其是作为高尺寸精度与高磁通密度一同被要求的磁阻马达，以及进而要求坯料强度的嵌入式磁铁型的无刷马达等的铁心坯料最适合。