CN202180023598.4无取向性电磁钢板、铁芯、冷轧钢板、无取向性电磁钢板的制造方法及冷轧钢板的制造方法

权利要求

1.一种无取向性电磁钢板，其特征在于，

具有如下化学组成：

以质量％计含有：

C：0.0100％以下、

Si：1.50％～4.00％、

sol.Al：0.0001％～1.00％、

S：0.0100％以下、

N：0.0100％以下、

从Mn、Ni、Cu构成的组中选择的1种以上：总计2.5％～5.0％、

Co：0％～1.0％、

Sn：0％～0.40％、

Sb：0％～0.40％、

P：0％～0.400％、以及

从Mg、Ca、Sr、Ba、Ce、La、Nd、Pr、Zn、Cd构成的组中选择的1种以上：总计0％～0.010％，且

以质量％计，将Mn含量设为[Mn]、Ni含量设为[Ni]、Cu含量设为[Cu]、Si含量设为[Si]、sol.Al含量设为[sol.Al]、P含量设为[P]时，满足以下(1)式，且

剩余部分由Fe和杂质构成；

以SEM－EBSD测定距表面1/2板厚深度的与轧制面平行的面时，将{hkl}＜uvw＞取向的晶粒相对于全部视野的面积率记为Ahkl－uvw时，A411－011在15.0％以上；

平均晶体粒径为50μm～150μm，

(2×[Mn]+2.5×[Ni]+[Cu])－([Si]+2×[sol.Al]+4×[P])≧1.50％···(1)。

2.如权利要求1所述的无取向性电磁钢板，其特征在于，

以SEM－EBSD测定表面，制作
的ODF时，在

Φ＝20°中在
具有最大强度，且在
Φ＝0～90°中在Φ＝5～35°具有最大强度。

3.如权利要求1或2所述的无取向性电磁钢板，其特征在于，

以所述SEM－EBSD测定距所述表面1/2板厚深度的与轧制面平行的面时，特定取向相对全部视野的面积率满足以下(2)式和(3)式双方，

A411－011/A411－148≧1.1···(2)，

A411－011/A100－011≧2.0···(3)。

4.一种无取向性电磁钢板，其特征在于，具有如下化学组成：

以质量％计含有：

C：0.0100％以下、

Si：1.50％～4.00％、

sol.Al：0.0001％～1.00％、

S：0.0100％以下、

N：0.0100％以下、

从Mn、Ni、Cu构成的组中选择的1种以上：总计2.5％～5.0％、

Co：0％～1.0％、

Sn：0％～0.40％、

Sb：0％～0.40％、

P：0％～0.400％、以及

从Mg、Ca、Sr、Ba、Ce、La、Nd、Pr、Zn、Cd构成的组中选择的1种以上：总计0％～0.010％，且

以质量％计，将Mn含量设为[Mn]、Ni含量设为[Ni]、Cu含量设为[Cu]、Si含量设为[Si]、sol.Al含量设为[sol.Al]、P含量设为[P]时，满足以下(1)式，且

剩余部分由Fe和杂质构成；

以SEM－EBSD测定距表面1/2板厚深度的与轧制面平行的面时，具有α纤维的结晶取向的晶粒相对于全部视野的面积率A
_sα在20.0％以上；

以所述SEM－EBSD测定并制成ODF时的{100}＜011＞取向的ODF强度在15.0以下；

将以所述SEM－EBSD测定时的相对于全部视野的GOS的个数平均值记为Gs时，所述Gs在0.8以上3.0以下，

(2×[Mn]+2.5×[Ni]+[Cu])－([Si]+2×[sol.Al]+4×[P])≧1.50％···(1)。

5.一种含有权利要求1～3任一项所述的无取向性电磁钢板的铁芯。

6.一种含有权利要求4所述的无取向性电磁钢板的铁芯。

7.一种用于权利要求1～4中任一项所述的无取向性电磁钢板的制造的冷轧钢板，其特征在于，

具有如下化学组成：

以质量％计含有：

C：0.0100％以下、

Si：1.50％～4.00％、

sol.Al：0.0001％～1.00％、

S：0.0100％以下、

N：0.0100％以下、

从Mn、Ni、Cu构成的组中选择的1种以上：总计2.5％～5.0％、

Co：0％～1.0％、

Sn：0％～0.40％、

Sb：0％～0.40％、

P：0％～0.400％、以及

从Mg、Ca、Sr、Ba、Ce、La、Nd、Pr、Zn、Cd构成的组中选择的1种以上：总计0％～0.010％，且

以质量％计，将Mn含量设为[Mn]、Ni含量设为[Ni]、Cu含量设为[Cu]、Si含量设为[Si]、sol.Al含量设为[sol.Al]、P含量设为[P]时，满足以下(1)式，且

剩余部分由Fe和杂质构成；

以SEM－EBSD测定距表面1/2板厚深度的与轧制面平行的面时，具有α纤维的结晶取向的晶粒相对于全部视野的面积率A
_aα在15.0％以上，

(2×[Mn]+2.5×[Ni]+[Cu])－([Si]+2×[sol.Al]+4×[P])≧1.50％···(1)。

8.一种无取向性电磁钢板的制造方法，其特征在于，具有：

热轧工序，对于钢材，以在Ar3温度以上的温度下进行精轧的最终道次的方式进行热轧，从而获得热轧钢板；

冷却工序，冷却所述热轧工序后的所述热轧钢板；

冷轧工序，对所述冷却工序后的所述热轧钢板进行冷轧，从而获得冷轧钢板；

中间退火工序，对所述冷轧钢板进行中间退火；

表皮光轧工序，对所述中间退火工序后的所述冷轧钢板进行表皮光轧，从而获得无取向性电磁钢板；以及

精加工退火工序，对所述表皮光轧工序后的所述无取向性电磁钢板以750℃以上Ac1温度以下的退火温度、2小时以上的退火时间进行精加工退火，

在所述冷却工序中，从精轧的最终道次起经过0.10秒以上后开始冷却，并在3秒后设为300℃以上Ar1温度以下，从而使其相变，

且将所述表皮光轧工序中的压下率设为5～20％，

其中，所述钢材具有如下化学组成：

以质量％计含有：

C：0.0100％以下、

Si：1.50％～4.00％、

sol.Al：0.0001％～1.00％、

S：0.0100％以下、

N：0.0100％以下、

从Mn、Ni、Cu构成的组中选择的1种以上：总计2.5％～5.0％、

Co：0％～1.0％、

Sn：0％～0.40％、

Sb：0％～0.40％、

P：0％～0.400％、以及

从Mg、Ca、Sr、Ba、Ce、La、Nd、Pr、Zn、Cd构成的组中选择的1种以上：总计0％～0.010％，且

以质量％计，将Mn含量设为[Mn]、Ni含量设为[Ni]、Cu含量设为[Cu]、Si含量设为[Si]、sol.Al含量设为[sol.Al]、P含量设为[P]时，满足以下(1)式，且

剩余部分由Fe和杂质构成，

(2×[Mn]+2.5×[Ni]+[Cu])－([Si]+2×[sol.Al]+4×[P])≧1.50％···(1)。

9.一种无取向性电磁钢板的制造方法，其特征在于，具有：

热轧工序，对于钢材，以在Ar3温度以上的温度下进行精轧的最终道次的方式进行热轧，从而获得热轧钢板；

冷却工序，冷却所述热轧工序后的所述热轧钢板；

冷轧工序，对所述冷却工序后的所述热轧钢板进行冷轧，从而获得冷轧钢板；

中间退火工序，对所述冷轧钢板进行中间退火；以及

表皮光轧工序，对所述中间退火工序后的所述冷轧钢板进行表皮光轧，从而获得无取向性电磁钢板，

在所述冷却工序中，从精轧的最终道次起经过0.10秒以上后开始冷却，并在3秒后设为300℃以上Ar1温度以下，从而使其相变，

且将所述表皮光轧工序中的压下率设为5～20％，

其中，所述钢材具有如下化学组成：

以质量％计含有：

C：0.0100％以下、

Si：1.50％～4.00％、

sol.Al：0.0001％～1.00％、

S：0.0100％以下、

N：0.0100％以下、

从Mn、Ni、Cu构成的组中选择的1种以上：总计2.5％～5.0％、

Co：0％～1.0％、

Sn：0％～0.40％、

Sb：0％～0.40％、

P：0％～0.400％、以及

从Mg、Ca、Sr、Ba、Ce、La、Nd、Pr、Zn、Cd构成的组中选择的1种以上：总计0％～0.010％，且

以质量％计，将Mn含量设为[Mn]、Ni含量设为[Ni]、Cu含量设为[Cu]、Si含量设为[Si]、sol.Al含量设为[sol.Al]、P含量设为[P]时，满足以下(1)式，且

剩余部分由Fe和杂质构成，

(2×[Mn]+2.5×[Ni]+[Cu])－([Si]+2×[sol.Al]+4×[P])≧1.50％···(1)。

10.如权利要求8或9所述的无取向性电磁钢板的制造方法，其特征在于，

在所述冷却工序中，所述冷却工序后的所述热轧钢板的平均晶体粒径为3～10μm。

11.如权利要求8～10中任一项所述的无取向性电磁钢板的制造方法，其特征在于，

将所述冷轧工序中的压下率设为75～95％。

12.如权利要求8～11中任一项所述的无取向性电磁钢板的制造方法，其特征在于，

在所述中间退火工序中，将退火温度设为Ac1温度以下。

13.一种冷轧钢板的制造方法，其特征在于，具有：

热轧工序，对于钢材，以在Ar3温度以上的温度下进行精轧的最终道次的方式进行热轧，从而获得热轧钢板；

冷却工序，冷却所述热轧工序后的所述热轧钢板；

冷轧工序，对所述冷却工序后的所述热轧钢板进行冷轧，从而获得冷轧钢板；以及

中间退火工序，对所述冷轧钢板进行中间退火，

在所述冷却工序中，从精轧的最终道次起经过0.10秒以上后开始冷却，并在3秒后设为300℃以上Ar1温度以下，从而使其相变，

其中，所述钢材具有如下化学组成：

以质量％计含有：

C：0.0100％以下、

Si：1.50％～4.00％、

sol.Al：0.0001％～1.00％、

S：0.0100％以下、

N：0.0100％以下、

从Mn、Ni、Cu构成的组中选择的1种以上：总计2.5％～5.0％、Co：0％～1.0％、

Sn：0％～0.40％、

Sb：0％～0.40％、

P：0％～0.400％、以及

从Mg、Ca、Sr、Ba、Ce、La、Nd、Pr、Zn、Cd构成的组中选择的1种以上：总计0％～0.010％，且

以质量％计，将Mn含量设为[Mn]、Ni含量设为[Ni]、Cu含量设为[Cu]、Si含量设为[Si]、sol.Al含量设为[sol.Al]、P含量设为[P]时，满足以下(1)式，且

剩余部分由Fe和杂质构成，

(2×[Mn]+2.5×[Ni]+[Cu])－([Si]+2×[sol.Al]+4×[P])≧1.50％···(1)。

14.如权利要求13所述的冷轧钢板的制造方法，其特征在于，

在所述冷却工序中，所述冷却工序后的所述热轧钢板的平均晶体粒径为3～10μm。

15.如权利要求13或14所述的冷轧钢板的制造方法，其特征在于，将所述冷轧工序中的压下率设为75～95％。

16.如权利要求13～15中任一项所述的冷轧钢板的制造方法，其特征在于，

在所述中间退火工序中，将退火温度设为Ac1温度以下。

说明书

无取向性电磁钢板、铁芯、冷轧钢板、无取向性电磁钢板的制造方法及冷轧钢板的制造方法

技术领域

本发明涉及无取向性电磁钢板、铁芯、冷轧钢板、无取向性电磁钢板的制造方法及冷轧钢板的制造方法。

本申请基于2020年04月10日在日本申请的特愿2020－070883号主张优先权，并将其内容援引于此。

背景技术

电磁钢板作为电机设备的铁芯(铁芯)素材而被使用。电机设备例如为：搭载于汽车上的驱动电机、或以用于空调或冰箱为代表的各种压缩机用电机、进而家庭用或工业用的发电机等。在这些电机设备中，要求高能效、小型化以及高输出化。因此，对作为电机设备的铁芯而被使用的电磁钢板，也要求低铁损及高磁通密度。存在有控制织构作为获得低铁损及高磁通密度的解决方案，迄今为止，提出有使如下组织(α纤维)发育的技术，该组织(α纤维)在钢板板面内具有易磁化轴，利于提高磁特性，且能够通过钢板制造的必须工序——热轧和冷轧中的轧制加工从而比较容易地提高集聚。具体来说，被形成为＜110＞方向与轧制方向(RD)大致平行的组织。

专利文献1～3中，均公开有使{100}＜011＞取向发育的方法，并记载有降低相变温度，热轧后骤冷从而使组织微细化。

具体来说，专利文献1中记载有：在热轧后3秒以内以200℃/sec以上的冷却速度冷却至250℃以下，热轧与冷轧之间不进行退火，使冷轧的累积压下率在88％以上。由此，能够制造在钢板板面内在{100}＜011＞取向集聚的电磁钢板。

另外，专利文献2中，公开有含有Al为0.6质量％以上3.0质量％以下的电磁钢板的制造方法，通过与专利文献1中记载的方法相同的工序，能够制造在钢板板面内{100}＜011＞取向集聚的电磁钢板。

另一方面，专利文献3中记载有：使热轧的精轧温度在Ac3相变点以上，在热轧后3秒以内将钢板温度冷却至250℃，或使精轧温度在Ac3相变点－50℃以下，以放冷以上的冷却速度冷却。另外，专利文献3记载的制造方法在进行2次冷轧间夹有中间退火，热轧和第1次冷轧之间不进行退火，且第2次冷轧的累积压下率设为5～15％。由此，能够制造在钢板板面内在{100}＜011＞取向集聚的电磁钢板。

专利文献1～3中记载的任一方法，在制造钢板板面内在{100}＜011＞取向集聚的电磁钢板时，使热轧的精轧温度在Ac3温度以上的情况下，之后需要骤冷。若进行骤冷，则热轧后的冷却负荷会变高。考虑到作业稳定性的情况下，优选为能够抑制实施冷轧的轧制机的负荷。

另一方面，为使磁特性提高，也提出了使从{100}取向旋转20°的{411}取向发育的技术。专利文献4～7中，均公开了使{411}取向发育的技术，且记载有优化热轧板的粒径，强化热轧板的织构的α纤维。

具体来说，专利文献4中记载有，对{211}取向的集聚度比{411}取向的集聚度更高的热轧板进行冷轧，使冷轧的累积压下率在80％以上。由此，能够制造钢板板面内在{411}取向集聚的电磁钢板。

另外，专利文献5和6中记载有，将钢坯加热温度设为700℃以上1150℃以下、精轧的开始温度设为650℃以上850℃以下、精轧的结束温度设为550℃以上800℃以下，进而使冷轧的累积压下率在85～95％。由此，能够制造在钢板表面内于{100}取向和{411}取向集聚的电磁钢板。

另一方面，在专利文献7的无取向性电磁钢板的制造方法中，记载有：若通过薄带连铸法等在热轧卷的钢板上使α纤维向钢板表层附近发育，则在其后的热轧板退火中{h11}＜1/h12＞取向、尤其是{100}＜012＞～{411}＜148＞取向重结晶。

现有技术文献

专利文献

专利文献1:日本国特开2017－145462号公报

专利文献2:日本国特开2017－193731号公报

专利文献3:日本国特开2019－178380号公报

专利文献4:日本国专利第4218077号公报

专利文献5:日本国专利第5256916号公报

专利文献6:日本国特开2011－111658号公报

专利文献7:日本国特开2019－183185号公报

发明内容

发明要解决的技术问题

本发明人们对所述技术进行了研究后发现，根据专利文献1～3，若强化{100}＜011＞取向以改善磁特性，则热轧之后的骤冷是必要的，但却存在制造负荷高的问题。进而，将强化{100}＜011＞取向的钢板作为铆接芯的素材使用时，无法从素材获得所期待的铁芯特性。对该原因进行研究后认为其原因在于{100}＜011＞取向相对应力的磁特性的变化——具体来说是压缩应力发生作用时的磁特性的劣化(应力感受性)变大。

另外还发现，在专利文献4～7的技术中{411}取向虽然发育，但向面内取向的＜011＞取向的集聚很弱，作为α纤维的特征——从钢板轧制方向起45°方向的磁特性未充分提高。面内取向未向＜011＞取向集聚，即与α纤维的偏移大，是影响向作为面取向的{411}取向集聚的主要原因，也可能是磁特性无法充分提高的原因。

本发明鉴于所述的问题点，以制造负荷不变高的制造方法为前提，旨在提供：能够获得应力感受性和45°方向的优秀磁特性的无取向性电磁钢板；采用该无取向性电磁钢板的铁芯；用于制造该无取向性电磁钢板的冷轧钢板；以及无取向性电磁钢板的制造方法和冷轧钢板的制造方法。

用于解决技术问题的技术手段

本发明人们为解决所述问题进行了深入研究。结果发现，控制化学组成、与轧制面平行的面的{411}＜011＞取向的晶粒的比例、以及平均晶体粒径十分重要。另外，在控制这些因素的情况下，优化热轧后的粒径和冷轧时的压下率显然也十分重要。具体来说明确了以下事实：以α－γ相变类的化学组成为前提，热轧后在预定的条件下冷却从而优化粒径，并在预定的压下率下冷轧，控制中间退火的温度在预定的范围内，并在合适的压下率下实施第2次冷轧后施行退火，通过这样，使通常难以发育的{411}＜011＞取向晶粒变得更易发育。本发明人们基于这样的见解进一步深入研究，得出了如下所示的多种发明方式。

[1]本发明的一种方式的无取向性电磁钢板，具有如下化学组成：以质量％计含有：C：0.0100％以下、Si：1.50％～4.00％、sol.Al：0.0001％～1.00％、S：0.0100％以下、N：0.0100％以下、从Mn、Ni、Cu构成的组中选择的1种以上：总计2.5％～5.0％、Co：0％～1.0％、Sn：0％～0.40％、Sb：0％～0.40％、P：0％～0.400％、以及从Mg、Ca、Sr、Ba、Ce、La、Nd、Pr、Zn、Cd构成的组中选择的1种以上：总计0％～0.010％，且以质量％计，将Mn含量设为[Mn]、Ni含量设为[Ni]、Cu含量设为[Cu]、Si含量设为[Si]、sol.Al含量设为[sol.Al]、P含量设为[P]时，满足以下(1)式，且剩余部分由Fe和杂质构成；以SEM－EBSD测定距表面1/2板厚深度的与轧制面平行的面时，将{hkl}＜uvw＞取向的晶粒相对于全部视野的面积率记为Ahkl－uvw时，A411－011在15.0％以上；平均晶体粒径为50μm～150μm。

(2×[Mn]+2.5×[Ni]+[Cu])－([Si]+2×[sol.Al]+4×[P])≧1.50％···(1)

[2]所述[1]记载的无取向性电磁钢板中，以SEM－EBSD测定表面从而制作
的ODF时，也可以是在
Φ＝20°之中
具有最大强度，且在
Φ＝0～90°之中Φ＝5～35°具有最大强度。

[3]在所述[1]或[2]记载的无取向性电磁钢板中，通过所述SEM－EBSD测定距所述表面1/2板厚深度的与轧制面平行的面时，特定取向相对于全部视野的面积率满足以下(2)式及(3)式双方亦可。

A411－011/A411－148≧1.1···(2)

A411－011/A100－011≧2.0···(3)

[4]在本发明的其他方式的无取向性电磁钢板中，具有如下化学组成：以质量％计含有：C：0.0100％以下、Si：1.50％～4.00％、sol.Al：0.0001％～1.00％、S：0.0100％以下、N：0.0100％以下、从Mn、Ni、Cu构成的组中选择的1种以上：总计2.5％～5.0％、Co：0％～1.0％、Sn：0％～0.40％、Sb：0％～0.40％、P：0％～0.400％、以及从Mg、Ca、Sr、Ba、Ce、La、Nd、Pr、Zn、Cd构成的组中选择的1种以上：总计0％～0.010％，且以质量％计，将Mn含量设为[Mn]、Ni含量设为[Ni]、Cu含量设为[Cu]、Si含量设为[Si]、sol.Al含量设为[sol.Al]、P含量设为[P]时，满足以下(1)式，且剩余部分由Fe和杂质构成；以SEM－EBSD测定距表面1/2板厚深度的与轧制面平行的面时，具有α纤维的结晶取向的晶粒相对于全部视野的面积率A
_sα在20.0％以上；以所述SEM－EBSD测定并制成ODF时的{100}＜011＞取向的ODF强度在15.0以下；将以所述SEM－EBSD测定时的相对于全部视野的GOS的个数平均值记为Gs时，所述Gs在0.8以上3.0以下。

(2×[Mn]+2.5×[Ni]+[Cu])－([Si]+2×[sol.Al]+4×[P])≧1.50％···(1)

[5]本发明的其他方式的铁芯含有[1]～[3]的任一项记载的无取向性电磁钢板。

[6]本发明的其他方式的铁芯含有[4]记载的无取向性电磁钢板。

[7]本发明的其他方式的冷轧钢板是用于[1]～[4]中的任一项记载的无取向性电磁钢板的制造的冷轧钢板，具有如下化学组成：以质量％计含有：C：0.0100％以下、Si：1.50％～4.00％、sol.Al：0.0001％～1.00％、S：0.0100％以下、N：0.0100％以下、从Mn、Ni、Cu构成的组中选择的1种以上：总计2.5％～5.0％、Co：0％～1.0％、Sn：0％～0.40％、Sb：0％～0.40％、P：0％～0.400％、以及从Mg、Ca、Sr、Ba、Ce、La、Nd、Pr、Zn、Cd构成的组中选择的1种以上：总计0％～0.010％，且以质量％计，将Mn含量设为[Mn]、Ni含量设为[Ni]、Cu含量设为[Cu]、Si含量设为[Si]、sol.Al含量设为[sol.Al]、P含量设为[P]时，满足以下(1)式，且剩余部分由Fe和杂质构成；以SEM－EBSD测定距表面1/2板厚深度的与轧制面平行的面时，具有α纤维的结晶取向的晶粒相对于全部视野的面积率A
_aα在15.0％以上。

(2×[Mn]+2.5×[Ni]+[Cu])－([Si]+2×[sol.Al]+4×[P])≧1.50％···(1)

[8]本发明的其他方式的无取向性电磁钢板的制造方法具有：热轧工序，对于钢材，以在Ar3温度以上的温度下进行精轧的最终道次的方式进行热轧，从而获得热轧钢板；冷却工序，冷却所述热轧工序后的所述热轧钢板；冷轧工序，对所述冷却工序后的所述热轧钢板进行冷轧，从而获得冷轧钢板；中间退火工序，对所述冷轧钢板进行中间退火；表皮光轧工序，对所述中间退火工序后的所述冷轧钢板进行表皮光轧，从而获得无取向性电磁钢板；以及精加工退火工序，对所述表皮光轧工序后的所述无取向性电磁钢板以750℃以上Ac1温度以下的退火温度、2小时以上的退火时间进行精加工退火，在所述冷却工序中，从精轧的最终道次起经过0.10秒以上后开始冷却，并在3秒后设为300℃以上Ar1温度以下，从而使其相变，且将所述表皮光轧工序中的压下率设为5～20％，其中，所述钢材具有如下化学组成：以质量％计含有：C：0.0100％以下、Si：1.50％～4.00％、sol.Al：0.0001％～1.00％、S：0.0100％以下、N：0.0100％以下、从Mn、Ni、Cu构成的组中选择的1种以上：总计2.5％～5.0％、Co：0％～1.0％、Sn：0％～0.40％、Sb：0％～0.40％、P：0％～0.400％、以及从Mg、Ca、Sr、Ba、Ce、La、Nd、Pr、Zn、Cd构成的组中选择的1种以上：总计0％～0.010％，且以质量％计，将Mn含量设为[Mn]、Ni含量设为[Ni]、Cu含量设为[Cu]、Si含量设为[Si]、sol.Al含量设为[sol.Al]、P含量设为[P]时，满足以下(1)式，且剩余部分由Fe和杂质构成。

(2×[Mn]+2.5×[Ni]+[Cu])－([Si]+2×[sol.Al]+4×[P])≧1.50％···(1)

[9]本发明的其他方式的无取向性电磁钢板的制造方法中具有：热轧工序，对于钢材，以在Ar3温度以上的温度下进行精轧的最终道次的方式进行热轧，从而获得热轧钢板；冷却工序，冷却所述热轧工序后的所述热轧钢板；冷轧工序，对所述冷却工序后的所述热轧钢板进行冷轧，从而获得冷轧钢板；中间退火工序，对所述冷轧钢板进行中间退火；以及表皮光轧工序，对所述中间退火工序后的所述冷轧钢板进行表皮光轧，从而获得无取向性电磁钢板，在所述冷却工序中，从精轧的最终道次起经过0.10秒以上后开始冷却，并在3秒后设为300℃以上Ar1温度以下，从而使其相变，且将所述表皮光轧工序中的压下率设为5～20％，其中，所述钢材具有如下化学组成：以质量％计含有：C：0.0100％以下、Si：1.50％～4.00％、sol.Al：0.0001％～1.00％、S：0.0100％以下、N：0.0100％以下、从Mn、Ni、Cu构成的组中选择的1种以上：总计2.5％～5.0％、Co：0％～1.0％、Sn：0％～0.40％、Sb：0％～0.40％、P：0％～0.400％、以及从Mg、Ca、Sr、Ba、Ce、La、Nd、Pr、Zn、Cd构成的组中选择的1种以上：总计0％～0.010％，且以质量％计，将Mn含量设为[Mn]、Ni含量设为[Ni]、Cu含量设为[Cu]、Si含量设为[Si]、sol.Al含量设为[sol.Al]、P含量设为[P]时，满足以下(1)式，且剩余部分由Fe和杂质构成。

(2×[Mn]+2.5×[Ni]+[Cu])－([Si]+2×[sol.Al]+4×[P])≧1.50％···(1)

[10]所述[8]或[9]记载的无取向性电磁钢板的制造方法中，在所述冷却工序中，所述冷却工序后的所述热轧钢板的平均晶体粒径可以为3～10μm。

[11]所述[8]～[10]中任一项记载的无取向性电磁钢板的制造方法中，所述冷轧工序时的压下率可以为75～95％。

[12]所述[8]～[11]中任一项记载的无取向性电磁钢板的制造方法中，在所述中间退火工序中，退火温度可以为Ac1温度以下。

[13]在本发明的其他方式的冷轧钢板的制造方法中，具有：热轧工序，对于钢材，以在Ar3温度以上的温度下进行精轧的最终道次的方式进行热轧，从而获得热轧钢板；冷却工序，冷却所述热轧工序后的所述热轧钢板；冷轧工序，对所述冷却工序后的所述热轧钢板进行冷轧，从而获得冷轧钢板；以及中间退火工序，对所述冷轧钢板进行中间退火，在所述冷却工序中，从精轧的最终道次起经过0.10秒以上后开始冷却，并在3秒后设为300℃以上Ar1温度以下，从而使其相变，其中，所述钢材具有如下化学组成：以质量％计含有：C：0.0100％以下、Si：1.50％～4.00％、sol.Al：0.0001％～1.00％、S：0.0100％以下、N：0.0100％以下、从Mn、Ni、Cu构成的组中选择的1种以上：总计2.5％～5.0％、Co：0％～1.0％、Sn：0％～0.40％、Sb：0％～0.40％、P：0％～0.400％、以及从Mg、Ca、Sr、Ba、Ce、La、Nd、Pr、Zn、Cd构成的组中选择的1种以上：总计0％～0.010％，且以质量％计，将Mn含量设为[Mn]、Ni含量设为[Ni]、Cu含量设为[Cu]、Si含量设为[Si]、sol.Al含量设为[sol.Al]、P含量设为[P]时，满足以下(1)式，且剩余部分由Fe和杂质构成。

(2×[Mn]+2.5×[Ni]+[Cu])－([Si]+2×[sol.Al]+4×[P])≧1.50％···(1)

[14]所述[13]记载的冷轧钢板的制造方法，在所述冷却工序中，所述冷却工序后的所述热轧钢板的平均晶体粒径可以为3～10μm。

[15]所述[13]或[14]记载的冷轧钢板的制造方法，所述冷轧工序时的压下率可以为75～95％。

[16]所述[13]～[15]中任一项记载的冷轧钢板的制造方法，在所述中间退火工序中，退火温度可以为Ac1温度以下。

发明效果

根据本发明的所述方式可以提供：具备应力感受性和45°方向的优秀磁特性的无取向性电磁钢板；应用该无取向性电磁钢板的铁芯、用于制造此无取向性电磁钢板的冷轧钢板、无取向性电磁钢板的制造方法和冷轧钢板的制造方法。

具体实施方式

以下对本发明的一种实施方式的无取向性电磁钢板(本实施方式的无取向性电磁钢板)、铁芯(本实施方式的铁芯)、冷轧钢板(本实施方式的冷轧钢板)、以及它们的制造方法进行详细说明。

首先，对本实施方式的无取向性电磁钢板及其制造所使用的(素材)钢材的化学组成进行说明。在以下的说明中，无取向性电磁钢板或钢材含有的各元素的含量的单位“％”，在未特殊说明的情况下表示“质量％”。另外，以“～”表示的数值范围表示：包含“～”前后记载的数值作为下限值和上限值的范围。

本实施方式的无取向性电磁钢板和冷轧钢板是在一定程度上可能发生铁素体一奥氏体相变(以下称α-γ相变)的化学组成(即使不是整体相变为γ，在加热时也会有一定量的γ产生的化学组成)，具有如下的化学组成，含有：C：0.0100％以下、Si：1.50％～4.00％、sol.Al：0.0001％～1.00％、S：0.0100％以下、N：0.0100％以下、从Mn、Ni、Cu构成的组中选择的1种以上：总计2.5％～5.0％、Co：0％～1.0％、Sn：0％～0.40％、Sb：0％～0.40％、P：0％～0.400％、以及从Mg、Ca、Sr、Ba、Ce、La、Nd、Pr、Zn和Cd构成的组中选择的1种以上：总计0％～0.010％，且剩余部分由Fe和杂质构成。进一步地，Mn、Ni、Cu、Si、sol.Al和P的含量满足后述的预定条件。作为杂质，例如为：矿石或废料等原材料中含有的杂质、制造工序中含有的杂质。

(C：0.0100％以下)

C是通过微细的碳化物析出从而影响晶粒成长，使铁损变高，并引起磁时效的元素。因此，C含量越低越好。该现象在C含量超过0.0100％时显著。故C含量设为0.0100％以下。C含量优选为0.0050％以下，更优选为0.0025％以下。C含量的下限虽不做特殊限定，但考虑到精炼时的脱碳处理的成本，优选使C含量在0.0005％以上。

(Si：1.50％～4.00％)

Si是使电阻增加，涡流损耗减少，降低铁损，增大屈服比，并提高铁芯的冲裁加工性的元素。Si含量不足1.50％时，无法充分获得这些作用效果。因此，Si含量设为1.50％以上。

另一方面，若Si含量超过4.00％，磁通密度会降低，且硬度的过度提高带来冲裁加工性降低，从而冷轧变得困难。因此，Si含量设为4.00％以下。

(sol.Al：0.0001％～1.00％)

sol.Al是使电阻增大，涡流损耗减少，并降低铁损的元素。sol.Al是利于提高磁通密度B50相对于饱和磁通密度的相对大小的元素。在此，磁通密度B50是指5000A/m的磁场中的磁通密度。sol.Al含量在小于0.0001％时，无法充分获得这些作用效果。另外，Al也有制钢中促进脱硫的效果。因此，sol.Al含量设为0.0001％以上。

另一方面，sol.Al含量超过1.00％时，磁通密度会降低。因此，sol.Al含量设为1.00％以下。

(S：0.0100％以下)

S不是必须元素，例如在钢中作为杂质而被含有。S作为微细的MnS析出，从而影响退火中的重结晶及晶粒的成长。因此，S含量越低越好。这种对重结晶及晶粒成长的阻害带来的铁损增加和磁通密度降低，在S含量超过0.0100％时显著。因此，S含量设为0.0100％以下。S含量的下限虽不做特殊限定，但考虑到精炼时脱硫处理的成本，优选使S含量在0.0003％以上。

(N：0.0100％以下)

N通过TiN或AlN等微细的析出物的形成从而使磁特性劣化。因此，N含量越低越好。像这样磁特性的劣化在N含量超过0.0100％超时显著，因此N含量设为0.0100％以下。N含量的下限虽不做特殊限定，但考虑到精炼时的脱氮处理的成本，优选为使N含量在0.0010％以上。

(Mn、Ni、Cu构成的组中选择的1种以上：总计2.5％～5.0％)

这些元素是使α－γ相变发生所必要的元素，因此有必要含有总计2.5％以上的这些元素的至少1种。

另一方面，若含量超过总计5.0％，则不仅成本变高，也会出现磁通密度降低的情况。因此，这些元素的至少1种的含量设为总计5.0％以下。

另外，作为发生α－γ相变、且获得良好磁特性的条件，有必要进一步满足以下的条件。即，将Mn含量(质量％)设为[Mn]、Ni含量

(质量％)设为[Ni]、Cu含量(质量％)设为[Cu]、Si含量(质量％)设为[Si]、sol.Al含量(质量％)设为[sol.Al]、P含量(质量％)设为[P]时，满足以下(1)式。

(2×[Mn]+2.5×[Ni]+[Cu])－([Si]+2×[sol.Al]+4×[P])≧1.50％···(1)

不满足所述(1)式的情况下，不发生α－γ相变，或即使发生相变点也很高，即使应用后述的制造方法，也无法获得充足的磁通密度。

(Co：0％～1.0％)

Co是提高磁通密度的元素。故可以根据需要含有。

另一方面，若Co含量过剩则成本会变高。因此，Co含量设为1.0％以下。

(Sn：0％～0.40％、Sb：0％～0.40％)

Sn或Sb改善冷轧、重结晶后的织构，从而使磁通密度提高。故可以根据需要含有这些元素。赋予磁特性等附加效果的情况下，优选为含有：从0.02％～0.40％的Sn、以及0.02％～0.40％的Sb构成的组中选择的1种以上。

另一方面，若这些元素含量过剩则钢会脆化。因此，Sn含量、Sb含量均设为0.40％以下。

(P：0％～0.400％)

P是有效保证重结晶后的钢板硬度的元素。另外，P也是对磁特性有正向影响的元素。因此可以含有。获得这些效果时，优选使P含量在0.020％以上。

另一方面，若P含量过剩则钢会脆化。因此，P含量设为0.400％以下。

(从Mg、Ca、Sr、Ba、Ce、La、Nd、Pr、Zn、和Cd构成的组中选择的1种以上：总计0％～0.010％)

Mg、Ca、Sr、Ba、Ce、La、Nd、Pr、Zn和Cd在钢液的铸造时与钢液中的S反应生成硫化物或氧硫化物或两者的析出物。以下存在将Mg、Ca、Sr、Ba、Ce、La、Nd、Pr、Zn和Cd统称为“粗大析出物生成元素”的情况。粗大析出物生成元素的析出物粒径为1μm～2μm程度，比MnS、TiN、AlN等微细析出物的粒径(100nm程度)大得多。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，从而变得难以阻碍中间退火等退火时的重结晶和晶粒的成长。为充分获得这些作用效果，优选为这些元素的总计在0.0005％以上。更优选为0.001％以上。

另一方面，这些元素的总计若超过0.010％，则硫化物或氧硫化物或两者的总量过剩，中间退火等退火时重结晶和晶粒的成长会受到影响。因此，使粗大析出物生成元素的含量在总计0.010％以下。

化学组成通过以下的方法求得。

通过钢的一般分析方法测定化学组成即可。例如，可以用ICP－AES(InductivelyCoupled Plasma－Atomic Emission Spectrometry，电感耦合等离子体原子发射光谱仪)测定化学组成。具体来说，通过将从钢板采取的试验片在基于提前制作的标准曲线的条件下于预定的测定装置中测定，从而确定化学组成。C和S用燃烧-红外线吸收法测定，N用惰性气体熔融-热导法测定即可。

表面具有绝缘被膜的情况下，通过MINITOR等机械性除去后进行分析即可。

接下来，对本实施方式的无取向性电磁钢板具有的织构进行说明。

首先，对本实施方式的无取向性电磁钢板的特定取向晶粒的面积率的测定方法进行说明。特定取向晶粒的面积率通过如下方式求得：使用OIM Analysis7.3(TSL公司制)，从在下述测定条件下观察的附有电子束背散射衍射(EBSD：Electron Back ScatteringDiffraction)的扫描电子显微镜(SEM：Scanning Electron Microscope)的测定区域中提取作为目标的特定取向(容许偏差设定为10°，以下表示为裕度10°以内)。将该提取的面积除以测定区域的面积，求出百分率，将此百分率作为特定取向晶粒的面积率。以下，存在将“具有{hkl}＜uvw＞取向(裕度10°以内)结晶取向的晶粒相对于测定区域的面积率”、“具有{hkl}取向(裕度10°以内)结晶取向的晶粒相对于测定区域的面积率”分别简称为“{hkl}＜uvw＞率”、“{hkl}率”的情况。以下，在结晶取向的描述中裕度为10°以内。

求得各取向晶粒的面积率的测定条件详见下文。

·测定装置：使用型号“JSM－6400(JEOL公司制)”的SEM、型号“HIKARI(TSL公司制)”的EBSD检测器

·步骤间隔：0.3μm(中间退火后、表皮光轧后)、或5.0μm(精加工退火后)

·倍率：1000倍(中间退火后、表皮光轧后)、或100倍(精加工退火后)

·测定对象：距表面1/2板厚深度的与轧制面平行的面

·测定区域：1000μm以上×1000μm以上的矩形区域

在本实施方式的无取向性电磁钢板中，以所述的要点通过附有电子束背散射衍射的扫描电子显微镜(SEM－EBSD)测定表面(表面具有绝缘被膜的情况下为除开绝缘被膜的钢板表面，下同)时，将{411}＜011＞率({hkl}＜uvw＞取向(裕度10°以内)的晶粒相对于全部视野的面积率记为Ahkl－uvw时的A411－011)设为15.0％以上。{411}＜011＞率若不足15.0％，则无法获得优秀的磁特性。因此，{411}＜011＞率设为15.0％以上，优选为25.0％以上。上限不做特殊限定。

另外，在本实施方式的无取向性电磁钢板中，优选在以SEM－EBSD测定表面时，在
Φ＝20°中
时具有最大强度，且在
Φ＝0～90°中Φ＝5～35°时具有最大强度。

在
Φ＝20°中
时具有最大强度是指，在{411}＜uvw＞取向中{411}＜011＞取向附近具有最大强度。{411}＜011＞取向与{411}＜148＞等{411}＜uvw＞取向中的其他取向相比，45°方向磁特性更优秀。更优选为在
Φ＝20°中

时具有最大强度。

另一方面，以SEM－EBSD测定表面时，在
Φ＝0～90°中Φ＝5～35°时具有最大强度是指，含义与在{hkl}＜011＞取向中{411}＜011＞取向附近具有最大强度相同。{411}＜011＞取向具有优秀的磁特性，且与{100}＜011＞取向相比应力感受性更低，故而在铆接铁芯等中的磁性劣化较轻。更优选为在
Φ＝0～90°中Φ＝20～30°时具有最大强度。

对钢板的特定取向范围内的最大强度、特定取向的强度(ODF强度)的判定方法进行说明。在通过SEM－EBSD测定的测定区域中，使用OIM Analysis7.3并以下述条件制作取向分布函数(ODF：Orientation Distribution Function)。而后，输出制成的ODF数据，在特定取向范围(以
Φ的角度规定范围)内，将ODF值最大的地方作为最大强度。另外，将特定取向(以
Φ的角度规定取向)的ODF值作为该取向的ODF强度。

ODF的制作条件细则如下。

·Series Rank(系列顺序)(L]：16

·Gaussian Half－Width(高斯半宽)[度数]：5

·Sample Symmetry(样品对称性)：三斜晶系(无)

·Bunge Euler Angles(欧拉角)：
Φ＝0～90°

进而，在本实施方式的无取向性电磁钢板中，相对于以SEM－EBSD测定时的全部视野(视野整体)，具有特定取向(裕度10°以内)的晶粒的面积率如以下的方式表述。将具有{hkl}＜uvw＞取向(裕度10°以内)的结晶取向的晶粒相对于全部视野的面积率记为Ahkl－uvw、具有{hkl}取向(裕度10°以内)的结晶取向的晶粒相对于全部视野的面积率记为Ahkl时，优选满足以下(2)式和(3)式两者。

A411－011/A411－148≧1.1···(2)

A411－011/A100－011≧2.0···(3)

关于(2)式，{411}＜011＞取向与{411}＜148＞等{411}＜uvw＞取向中的其他取向相比，45°方向磁特性更优秀。因此，优选{411}＜011＞率大于{411}＜148＞率，更优选为{411}＜011＞率为{411}＜011＞率的1.1倍以上(A411－011与A411－148的比在1.1以上)。

另外，关于(3)式，由于{411}＜011＞取向的磁特性的应力感受性与{100}＜011＞取向相比更低，因此优选{411}＜011＞率高于{100}＜011＞率，更优选为{411}＜011＞率为{100}＜011＞率的2.0倍以上。

进而，对本实施方式的无取向性电磁钢板的平均晶体粒径进行说明。晶粒若未粗大化从而平均晶体粒径过小，则铁损会劣化。另一方面，晶粒若过度粗大化从而平均晶体粒径过大，则不仅加工性会恶化，涡流损耗也会恶化。因此，无取向性电磁钢板的平均晶体粒径设为50μm～150μm。粒径的测定方法例如以JISG0551(2020)的切断法测定。

进而，对本实施方式的无取向性电磁钢板的板厚进行说明。本实施方式的无取向性电磁钢板的板厚不做特殊限定。本实施方式的无取向性电磁钢板的优选板厚为0.25～0.50mm。通常若板厚变薄，则虽铁损会降低，但磁通密度也会降低。考虑到这点，板厚若在0.25mm以上，则铁损会更低，且磁通密度更高。另外，板厚若在0.50mm以下，便能够维持低铁损。板厚的更优选下限值为0.30mm。

所述的无取向性电磁钢板是通过进行后述的热轧、冷却、冷轧、中间退火、表皮光轧、以及精加工退火而被制造的无取向性电磁钢板的特征。

接下来，对进行精加工退火前(进行表皮光轧后)的无取向性电磁钢板的特征进行说明。

本实施方式的表皮光轧后(精加工退火前)的无取向性电磁钢板具有以下的GOS(Grain Orientation Spread取向差平均值)值。GOS值是将同一晶粒内所有测定点(像素)间的取向差平均化的值，应变多的晶粒中GOS值变高。在表皮光轧后，若GOS值小，即若处于低应变状态，则在后续工序的精加工退火中，更易因膨胀而发生晶粒成长。因此，使表皮光轧后GOS值的个数平均值Gs在3.0以下。

另一方面，GOS值的个数平均值Gs若不足0.8，则应变量变得过小，膨胀而带来的晶粒成长所需的的精加工退火时间变长。

因此，使表皮光轧后的GOS值的个数平均值Gs在0.8以上3.0以下。

对Gs的计算方法进行说明。

使用规定所述的结晶取向时的SEM－EBSD数据通过以OIM Analysis7.3解析，从而求得GOS值的个数平均值，并将其作为Gs。

另外，在表皮光轧后(精加工退火前)的无取向性电磁钢板中，α纤维率越大精加工退火后的磁特性越优秀。因此，在本实施方式的表皮光轧后(精加工退火前)的无取向性电磁钢板中，应使α纤维率(A
_sα)在20.0％以上。A
_sα优选为25.0％以上。

在本实施方式中使α纤维为{hkl}＜011＞取向。

对α纤维率的测定方法进行说明。

在距表面1/2板厚深度的SEM－EBSD测定区域中，使用OIM Analysis7.3，提取{hkl}＜011＞取向(裕度10°以内)。将该提取的面积除以测定区域的面积，求出百分率。将该百分率作为α纤维率。

另外，在本实施方式的表皮光轧后(精加工退火前)的无取向性电磁钢板中，使{100}＜011＞取向的ODF强度在15.0以下。在此，{100}＜011＞取向的ODF强度是用规定所述结晶取向时的SEM－EBSD数据制作的ODF的
Φ＝0°的ODF值。{411}＜011＞取向磁特性优秀，且与{100}＜011＞取向相比应力感受性低，且在铆接铁芯等中的磁性劣化较轻。通过使表皮光轧后(精加工退火前)的{100}＜011＞取向的ODF强度在15.0以下，从而能够强化后续精加工退火后的{411}＜011＞取向。

以{100}＜011＞取向为代表的特定取向的ODF强度以如下的方法求得。

在通过SEM－EBSD测定的测定区域中，使用OIM Analysis7.3并以下述条件制作取向分布函数(ODF：Orientation Distribution Function)。而后，将制成的ODF数据输出，并将特定取向(以
Φ的角度规定取向)的ODF值作为该取向的ODF强度。

本实施方式的无取向性电磁钢板通过形成铁芯，从而能够广泛应用于需求磁特性(高磁通密度和低铁损)的领域。铁芯的用途例如如下。

(A)用于电机设备的伺服电机、步进电机、压缩机

(B)用于电动载具、混合动力载具的驱动电机。在此，载具含有汽车、摩托车、铁路用车等。

(C)发电机

(D)多种用途的铁芯、扼流圈、电抗器

(E)电流传感器等

本实施方式的无取向性电磁钢板也可以应用于所述用途以外的用途。本实施方式的无取向性电磁钢板特别适用于作为以将从钢板的轧制方向起45°方向作为铁芯的主磁化方向的方式设计的分割铁芯，进而适合用于：用于1000Hz以上的高频带的电动载具或混合动力载具的驱动电机的分割铁芯等。

接下来，对本实施方式的冷轧钢板进行说明。

本实施方式的冷轧钢板是用于所述的无取向性电磁钢板的制造的冷轧钢板。

由冷轧钢板制造无取向性电磁钢板时，由于化学组成实质不发生变化，故本实施方式的冷轧钢板的化学组成与所述本实施方式的无取向性电磁钢板范围相同。

另外，本实施方式的冷轧钢板在以SEM－EBSD测定距表面1/2板厚深度的与轧制面平行的面时，相对于全部视野而言，具有α纤维的结晶取向的晶粒的面积率A
_aα在15.0％以上。

A
_aα不足15.0％的情况下，轻压下冷轧(表皮光轧)后的α纤维率(A
_sα)达不到20.0％以上，此外，精加工退火后的{411}＜011＞率也达不到15.0％以上。

后续，对本实施方式的铁芯进行说明。

本实施方式的铁芯是通过冲裁所述的本实施方式的表皮光轧后(精加工退火前)的无取向性电磁钢板，并层叠而形成的铁芯(含有本实施方式的表皮光轧后(精加工退火前)的无取向性电磁钢板的铁芯)。或本实施方式的铁芯是由所述的本实施方式的无取向性电磁钢板形成的铁芯(含有本实施方式的无取向性电磁钢板的铁芯)。

进而，对一例本实施方式的无取向性电磁钢板的制造方法进行说明。本实施方式的无取向性电磁钢板能够通过含有热轧工序、冷却工序、冷轧工序、中间退火工序、第2次冷轧(轻压下冷轧工序，以下称为表皮光轧工序)、精加工退火工序的制造方法获得。

另外，通过精加工退火前的工序(热轧工序、冷却工序、冷轧工序、中间退火工序、表皮光轧工序)能够获得本实施方式的无取向性电磁钢板(表皮光轧后(精加工退火前))。

以下对各工序的优选条件进行说明。

以下，在本实施方式中，Ar3温度、Ar1温度、Ac1温度(单位均为℃)均使用通过以下的方法求得的温度。

Ar3温度和Ar1温度从以1℃/秒的平均冷却速度冷却的冷却中的钢材(钢板)的热膨胀变化中求得，Ac1温度从以1℃/秒的平均加热速度加热的加热中的钢材(钢板)的热膨胀变化中求得。

(热轧工序)

在热轧工序中，对满足所述的化学组成的钢材实施热轧从而制造热轧钢板。热轧工序具备：加热过程和轧制过程。

钢材是例如通过通常的连续铸造而被制造的钢坯，且所述组成的钢材通过周知的方法被制造。例如通过转炉或电炉等制造钢液。对制造的钢液以脱气设备等二次精炼，制成具有所述化学组成的钢液(其后的工序中化学组成未发生实质性变化)。用钢液通过连续铸造法或铸锭法铸造钢坯。也可以分坯轧制铸造的钢坯。

在加热过程中，优选将具有所述的化学组成的钢材加热至1000～1200℃。具体来说，将钢材装入加热炉或均热炉，在炉内加热。在加热炉或均热炉中的所述加热温度下的保持时间不做特殊限定，例如为30～200小时。

在轧制过程中，对通过加热过程而被加热的钢材实施多道次的轧制，制造热轧钢板。在此，“道次”是指，钢板通过具有一对工作辊的1个轧制机架，从而被下压。热轧例如使用含有并列的多个轧制机架(各轧制机架具有一对工作辊)的连轧机实施连轧，也可以实施多道次的轧制，也可以实施具有一对工作辊的可逆式轧制，从而实施多道次轧制。从生产性的观点出发，优选使用连轧机实施多次轧制道次。

轧制过程(粗轧制和精轧)中的轧制，优选在γ域(Ar3温度以上)的温度下进行。即优选为以通过精轧的最终道次时的温度(精轧温度FT(℃))达Ar3温度以上的方式进行热轧。

精轧温度FT是指，在热轧工序中的所述轧制工序中，进行最终道次的下压的轧制机架出口侧的钢板的表面温度(℃)。精轧温度FT例如能够通过在进行最终道次的下压的轧制机架出口侧设置的测温计而测量。精轧温度FT是指，例如将钢板全长在轧制方向上分成10等分而成为10分段的情况下，除开前端的1分段和后端的1分段剩下的部分的测温结果的平均值。

(冷却工序)

热轧工序后冷却钢板(热轧钢板)。通过冷却使奥氏体向铁素体相变，从而获取高应变且适度微细的晶粒。作为冷却条件，通过精轧的最终道次后，在0.10秒后(经过0.10秒以上之后)开始冷却，并在3秒后以热轧钢板的表面温度达300℃以上Ar1温度以下的方式冷却(不立即冷却)。通过像这样避免立即冷却，便不需要特殊的骤冷装置，从而在制造(成本)方面也有优势。另外预测到，热轧钢板的织构若立即骤冷，则未重结晶奥氏体会成为相变的组织，在其后的精加工退火后的组织中，向{100}＜011＞取向集聚，在不立即进行骤冷的情况下，部分重结晶奥氏体会变为相变的组织，在其后的精加工退火后的组织中，向{411}＜011＞取向集聚。因此，认为为了提高{411}＜011＞率，使部分重结晶奥氏体相变十分重要。

另外，作为冷却条件，优选为冷轧前的热轧钢板中的平均晶体粒径达3～10μm的条件。在未被过度地微细化的适宜的晶体粒径中，若在随后实施冷轧，则α纤维会在中间退火后发育，从而能够使在接下来的表皮光轧、精加工退火后通常难以发育的{411}＜011＞取向发育。另一方面，若晶粒过度粗大化，则在冷轧、中间退火后α纤维难以发育，从而存在无法获得所期望的{411}＜011＞率的情况。

为使冷轧前的热轧钢板中的平均晶体粒径达3～10μm，在通过精轧的最终道次后3秒以内使温度达Ar1温度以下即可。

冷却停止温度若不足300℃，则热轧钢板中的平均晶体粒径会过度微细化。因此，使冷却停止温度在300℃以上。

热轧钢板温度(尤其是精轧温度)、以及通过精轧的最终道次后3秒后的热轧钢板的表面温度通过如下的方法测定。

在用于电磁钢板制造的热轧设备线中，在热轧机的下游配置冷却装置和运输线(例如传送辊)。在热轧机的实施最终道次的轧制机架的出口侧配置测定热轧钢板的表面温度的测温计。另外，在轧制机架的下游配置的传送辊上，也沿运输线排列多个测温计。因此，热轧温度、通过精轧最终道次3秒后的热轧钢板的表面温度通过配置于热轧设备线的测温计测定。

冷却装置配置于实施最终道次的轧制机架的下游。水冷装置一般配置多个，且在水冷装置的入口侧分别配置有测温计。冷却装置例如可以为周知的水冷装置，也可以为周知的强制空冷装置。优选冷却装置为水冷装置。水冷装置的冷却液可以为水，也可以为水和空气的混合流体。

其后，不进行对热轧钢板的退火(热轧板退火)，而对热轧钢板进行冷轧。

(冷轧工序)

不对热轧钢板实施热轧板退火而进行卷取，进而对热轧板进行冷轧从而获得冷轧钢板。此处所说的热轧板退火是指，例如为升温温度在Ac1温度以下、300℃以上的热处理。

冷轧例如也可以为使用含有并列的多个轧制机架(各轧制机架具有一对工作辊)的连轧机实施连轧，从而实施多道次的轧制。另外，也可以通过具有一对工作辊的森吉米尔式轧制机等实施可逆式轧制，从而实施单道次或多道次的轧制。从生产性的观点出发，优选使用连轧机实施多道次轧制。

在冷轧时，在冷轧途中不实施退火处理而实施冷轧。例如，实施可逆式轧制，从而在多道次实施冷轧的情况下，以冷轧的道次和道次之间不穿插退火处理的方式实施多道次冷轧。道次和道次间若进行退火，则无法在后述的工序中使所期望的取向发育。

冷轧使用可逆式轧制机，仅实施单次道次冷轧亦可。另外，在实施用串联式轧制机冷轧的情况下，在多个道次(各轧制机架中的道次)中连续实施冷轧。

本实施方式中，优选冷轧的压下率RR1(％)为75～95％。在此，压下率RR1的定义如下。

压下率RR1(％)＝(1－冷轧时最终道次的轧制后的板厚/冷轧时第1道次的轧制前的板厚)×100

(中间退火工序)

冷轧结束后接着进行中间退火。本实施方式中，优选将退火温度(中间退火温度T1)(℃)控制在Ac1温度以下。中间退火的温度若超过Ac1温度，则钢板组织的一部分会相变为奥氏体，伴随着相变而发生的结晶取向变化会导致在后续的表皮光轧和精加工退火时{411}＜011＞取向晶粒无法充分成长，从而存在磁通密度无法变高的情况。

另一方面，若中间退火的温度过低，则不发生重结晶，在后续的表皮光轧和精加工退火时{411}＜011＞取向晶粒无法充分成长，从而存在磁通密度无法变高的情况。因此，优选中间退火温度T1(℃)设为600℃以上。

中间退火温度T1(℃)为退火炉的抽出口附近的板温(表面的温度)。

在中间退火工序的中间退火温度T1(℃)下的保持时间为本领域技术人员所周知的时间即可。在中间退火温度T1(℃)下的保持时间例如为5～60秒，对此不做限定。另外，截止到中间退火温度T1(℃)的升温速度为周知的条件即可。截止到中间退火温度T1(℃)的升温速度例如为10.0～20.0℃/秒，对此不做限定。

中间退火时的氛围气不做特殊限定，例如使用以体积率计含有20％的H
₂，剩余部分由N
₂构成的氛围气(干燥)。中间退火后的钢板的冷却速度不做特殊限定，例如为5.0～60.0℃/秒。

在以上的条件下到中间退火结束，则得到以SEM－EBSD测定获得的冷轧钢板时的α纤维率(裕度10°以内)在15.0％以上的本实施方式的冷轧钢板。为了像这样在表皮光轧前的阶段中使α纤维率(裕度10°以内)在15.0％以上，有必要使其成为α－γ相变类的组成(Mn、Ni、Cu的γ构成元素为高浓度，以下记为高Mn等)，且在所述的条件下从热轧进行到中间退火，尤其是精轧后的冷却条件非常重要。易形成{411}＜011＞取向的α纤维通过从部分重结晶奥氏体相变为铁素体，并将热轧后的平均晶体粒径达3～10μm的热轧钢板冷轧，随后进行中间退火，从而发育。如上所述，若立即骤冷则未重结晶奥氏体会成为相变的组织，而部分重结晶奥氏体无法成为相变的组织。

对如此制造的冷轧钢板以后述条件表皮光轧，进而通过进行精加工退火从而成为本实施方式的无取向性电磁钢板。

(表皮光轧工序)

中间退火结束后继续进行表皮光轧。具体来说，对中间退火工序后的冷轧钢板，在常温、空气中实施轧制(冷轧)。此处的表皮光轧例如使用以所述森吉米尔式轧制机为代表的可逆式轧制机，或连轧机。通过表皮光轧，获得无取向性电磁钢板(表皮光轧后且精加工退火前)。

表皮光轧时，不在中途实施退火处理而实施轧制。例如，实施可逆式轧制，通过多道次实施表皮光轧的情况下，以道次间不穿插退火处理的方式实施多次轧制。使用可逆式轧制机仅实施单道次表皮光轧亦可。另外，使用串联式轧制机实施表皮光轧的情况下，以多道次(各轧制机架中的道次)连续实施轧制。

如上所述，在本实施方式中，因热轧和冷轧而向钢板引入应变后，能够通过中间退火暂时使引入钢板的应变降低。进而实施表皮光轧。由此，通过在中间退火中降低由冷轧而过剩引入的应变的同时实施中间退火，从而抑制钢板板面中{111}晶粒优先重结晶的发生，使{411}＜011＞结晶取向晶粒残留。进而，在表皮光轧中向钢板中的各晶粒引入适当的应变量，从而使其成为在后续工序的精加工退火中易发生因膨胀带来的晶粒成长的状态。

在本实施方式中，表皮光轧的压下率RR2设为5～20％。在此，压下率RR2的定义如下。

压下率RR2(％)＝(1－表皮光轧时的最终道次轧制后的板厚/表皮光轧时的第1道次轧制前的板厚)×100

在此，压下率RR2若不足5％则应变量过小，与因膨胀带来的晶粒成长相关的精加工退火时间变长。另外，压下率RR2若超过20％则应变量变得过大，发生正常晶粒成长而非膨胀，从而在精加工退火中{411}＜148＞或{111}＜112＞会成长。因此，压下率RR2应设为5～20％。

表皮光轧时的道次次数可以仅为单道次(即仅单次轧制)，也可以为多道次轧制。

如上所述，通过在α－γ相变类组成(高Mn等)的钢板中通过中间退火而使其重结晶，并在如上所述的条件下进行表皮光轧，能够获得所述的GOS值的个数平均值Gs、以及α纤维率。

在本实施方式中实施的表皮光轧与精加工退火后进行的表皮光轧的效果有很大不同。通过在预定的条件下依次进行热轧、冷却、冷轧、中间退火、表皮光轧、精加工退火，从而能够获得预定的组织。

(精加工退火工序)

对表皮光轧后的无取向性电磁钢板在750℃以上Ac1温度以下实施2小时以上的精加工退火。精加工退火温度T2(℃)不足750℃时，无法充分发生因膨胀而带来的晶粒成长。在此情况下，{411}＜011＞取向的集聚度降低。另外，精加工退火温度T2(℃)超过Ac1温度时，钢板组织的一部分会相变为奥氏体，从而无法发生因膨胀带来的晶粒成长，且无法获得所期望的{411}＜011＞率。另外，退火时间不足2小时的情况下，即使精加工退火温度T2(℃)为750℃以上Ac1温度以下，也不能充分发生因膨胀带来的晶粒成长，从而{411}＜011＞取向的集聚度会降低。精加工退火的退火时间不做特殊限定，但由于退火时间即使超过10小时效果也已饱和，故优选上限为10小时。

升温至精加工退火工序的精加工退火温度T2的升温速度TR2为本领域技术人员周知的升温速度即可。例如为40℃/小时以上且不足200℃/小时，但并不局限于此范围。

升温速度TR2通过如下方法求得。对具有所述化学组成、且从所述热轧实施至表皮光轧从而获得的钢板安装热电偶，作为样品钢板。对安装热电偶的样品钢板实施升温，测定开始升温后截止到达精加工退火温度T2的时间。基于测定的时间，求得升温速度TR2。

精加工退火工序时的氛围气不做特殊限定。精加工退火工序时的氛围气可以是，例如以体积率计含有20％H
₂，剩余部分由N
₂构成的氛围气(干燥)或100％氢氛围气等。精加工退火后的钢板的冷却速度不做特殊限定。冷却速度例如为5～20℃/秒。

作为表皮光轧工序的后续工序，也可以不进行精加工退火，而是冲裁表皮光轧后的无取向性电磁钢板并/或进行层叠，其后，在750℃以上Ac1温度以下的退火温度和2小时以上的退火时间的条件下，进行兼作去应力退火的精加工退火。另外，也可以在表皮光轧工序后，冲裁进行了精加工退火的钢板，并/或进行层叠，进而施行去应力退火。

根据以上的制造方法，能够制造本实施方式的无取向性电磁钢板(进行了冲裁、层叠、去应力退火的情况下，也包含是作为铁芯一部分的无取向性电磁钢板的情况)。

本实施方式的无取向性电磁钢板的制造方法中，例如也可以在所述制造工序中，在冷却工序后且冷轧工序前实施喷丸和/或酸洗。在喷丸中，对热轧后的钢板实施喷丸，从而破坏并除去在热轧后钢板表面形成的氧化皮。在酸洗中，对热轧后的钢板实施酸洗处理。酸洗处理例如将盐酸水溶液作为酸洗池使用。通过酸洗除去形成于钢板表面的氧化皮。也可以在冷却工序后且冷轧工序前，实施喷丸，而后实施酸洗。另外，也可以在冷却工序后且冷轧工序前实施酸洗，而不实施喷丸。也可以在冷却工序后且冷轧工序前，实施喷丸而不实施酸洗处理。喷丸和酸洗为任意工序。因此，也可以喷丸工序及酸洗工序两者均不实施。

(绝缘被膜形成工序)

根据本实施方式的电磁钢板的制造方法，可以进一步地在精加工退火工序后通过涂覆，在精加工退火后的钢板(无取向性电磁钢板)表面形成绝缘被膜。绝缘被膜形成工序为任意工序。因此，也可以在精加工退火后不实施涂覆。

绝缘被膜的种类不做特殊限定。绝缘被膜可以为有机成分，也可以为无机成分，绝缘涂覆也可以含有有机成分和无机成分。无机成分例如为重铬酸－硼酸类、磷酸类、二氧化硅类等。有机成分例如为一般的丙烯酸类、丙烯酸苯乙烯类、丙烯酸硅类、硅类、聚酯类、环氧类、氟类的树脂。考虑涂装性的情况下，优选树脂为乳胶型的树脂。也可以施行通过加热和/或加压从而发挥接合能的绝缘涂覆。具有接合能的绝缘涂覆例如为丙烯酸类、酚类、环氧类、三聚氰胺类的树脂。

本实施方式的无取向性电磁钢板，并不局限于所述制造方法。具有预定的化学组成、以电子束背散射衍射(EBSD)测定表面时具有{411}＜011＞取向(裕度10°以内)的晶粒相对于全部视野的面积率在15.0％以上、且平均晶体粒径在50μm以上150μm以下即可，不限定于所述制造方法。

本实施方式的铁芯通过将本实施方式的表皮光轧后(精加工退火前)的无取向性电磁钢板以公知的方法加工为铁芯从而获得。

例如，能够通过对本实施方式的表皮光轧后(精加工退火前)的无取向性电磁钢板进行冲裁和/或层叠从而制造。

另外，对本实施方式的表皮光轧后(精加工退火前)的无取向性电磁钢板进行冲裁和/或层叠，并在750℃以上Ac1温度以下的退火温度下进行2小时以上的退火从而能够制造铁芯。

另外，本实施方式的铁芯能够通过以公知的方法将本实施方式的无取向性电磁钢板加工为铁芯从而获得。

以公知的方法作为铁芯的制造方法即可，例如能够通过对本实施方式的无取向性电磁钢板进行冲裁和/或层叠从而制造铁芯。另外，通过进行冲裁和/或层叠从而制造铁芯后，能够通过实施去应力退火从而制造铁芯。

所述的任何一个方法中，也可以通过铆接或发挥接合能的绝缘涂覆从而使冲裁后的无取向性电磁钢板作为铁芯被一体化。作为冲裁、层叠的方法，例如有：与转子共同作为一体铁芯从而冲裁、层叠定子的方法；对于与转子共同作为一体铁芯冲裁出来的定子进行旋转堆叠的方法；作为分割铁芯将钢板的磁特性优秀的方向与齿和/或磁轭的方向对准从而冲裁层叠的方法等。

实施例

接下来，示出实施例对本发明的实施方式的无取向性电磁钢板进行具体说明。以下所示的实施例仅为本发明的实施方式的无取向性电磁钢板的一例而已，本发明的无取向性电磁钢板并不局限于下述示例。

(第1实施例)

通过铸造钢液制作具有表1－1所示化学组成的铸锭。在此，式左边是指所述(1)式左边的值。另外，Mg等是指从Mg、Ca、Sr、Ba、Ce、La、Nd、Pr、Zn、Cd构成的组中选择的1种以上的总计。其后，将制成的铸锭加热至1150℃进行热轧，在表1－2所示的精轧温度FT下进行精轧。而后，通过最终道次后在表1－2所示的冷却条件(通过最终道次后截止到开始冷却的时间、以及通过终道次后的3秒后的钢板温度)下进行冷却。

在此，为在冷却后检查织构，切除钢板的一部分，在距表面为板厚的1/2的深度的与轧制面平行的面中，通过切割法测定平均晶体粒径。其测定结果如表1－2所示。

接下来，在热轧钢板中不进行热轧板退火，而是通过酸洗除去氧化皮，并在表1－2所示的压下率RR1下进行冷轧。而后，在以体积率计由氢20％、氮80％构成的氛围气中，控制升温速度为15.0℃/秒、中间退火温度T1为表1－2所示的温度从而进行维持30秒的中间退火。

在此，为检查进行表皮光轧前的冷轧钢板的织构，切除钢板的一部分，将切除的试验片减厚加工至1/2的厚度。而后，在该加工面的SEM－EBSD的测定区域中，使用OIMAnalysis7.3，提取出{hkl}＜011＞取向(裕度10°以内)，并将提取的面积除以测定区域的面积，求得α纤维率A
_aα。其结果如表2－1所示。

接下来，以表1－2所示的压下率RR2进行表皮光轧。

进行精加工退火前，为检查表皮光轧后的织构，将钢板的一部分切除，并将切除的试验片减厚加工至1/2厚度。而后，按照与上述顺序相同的方式，求得加工面的α纤维率A
_sα。另外，关于{100}＜011＞取向的ODF强度，在加工面的SEM－EBSD的测定区域中，使用OIMAnalysis7.3在上述条件下制作ODF，并输出制作好的ODF数据，将{100}＜011＞取向的ODF值作为ODF强度。进而，关于Gs，使用SEM－EBSD数据通过以OIM Analysis7.3解析从而求得GOS值的个数平均值并将其作为Gs。各个结果如表2－1所示。

接下来，将表皮光轧后的钢板在氢100％的氛围气中以100℃/小时的升温速度和表1－2所示的精加工退火温度T2进行精加工退火。此时，在精加工退火温度T2中的保持时间设为2小时。

为检查精加工退火后的织构，切除钢板的一部分，并将切除的试验片减厚加工至1/2厚度。在加工面的SEM－EBSD的测定区域中，以所述的测定条件观察求得{411}＜011＞率、A411－011/A411－148以及A411－011/A100－011。另外，关于在{411}＜uvw＞取向中示出最大强度的
(°)、以及在{hkl}＜011＞取向中示出最大强度的Φ(°)(最大强度的
和Φ)，在加工面的SEM－EBSD的测定区域中，使用OIM Analysis7.3，在所述条件下制作ODF，并将制作的ODF数据输出，将在特定取向范围内ODF值最大之处作为最大强度的
最大强度的Φ。各个结果如表2－1所示。

另外，为检查精加工退火后的磁特性，在测定磁通密度B50、铁损W10/400的同时，求得压缩应力下的铁损W10/50的铁损劣化率作为应力感受性的指标。关于磁通密度B50，在与轧制方向成0°和45°的2个方向上采集55mm见方的单板磁特性试验用试样作为测定试样。进而，测定此2种试样，将与轧制方成45°方向的值作为45°方向的磁通密度B50，与轧制方向成0°、45°、90°、135°的平均值作为磁通密度B50的全周平均。关于铁损W10/400，在所述测定试样中，使用在与轧制方向成45°方向上采集的试样。进而，关于45°方向的压缩应力下的铁损W10/50的铁损劣化率W
_x[％]，将无应力时的铁损W10/50(45°方向)记为W10/50(0)、10MPa的压缩应力下的铁损W10/50(45°方向)记为W10/50(10)时，通过下式算出铁损劣化率W
_x。测定结果如表2－2所示。

W
_x＝{W10/50(10)－W10/50(0)}/W10/50(0)

若与轧制方向成45°方向的磁通密度B50(B50(45°))在1.70T以上，且与轧制方向成45°方向的铁损W10/400(W100/400(45°)在13.8W/kg以下，且与轧制方向成45°方向的压缩应力下的W10/50的铁损劣化率在40％以下，则判断45°方向的磁特性为优。

表1-1

表1-2

表2-1

表2-2

表1－1、表1－2、表2－1、表2－2中的下划线表示超出本发明范围外的条件。

发明例No.101、No.107～No.109、No.112的磁通密度B50(45°方向)、铁损W10/400以及铁损劣化率的值均为优秀。另一方面，由于比较例No.102及No.110在精轧后进行了骤冷，压缩应力下的铁损劣化率大。由于比较例No.103及No.104是相变点高的组成，因此磁通密度B50(45°方向)、铁损W10/400以及铁损劣化率差。在比较例No.105中，由于精轧温度FT低于Ar1温度，因此磁通密度B50(45°方向)、铁损W10/400以及铁损劣化率差。在比较例No.106中，由于通过精轧的最终道次后到开始冷却前的时间过短，因此压缩应力下的铁损劣化率大。由于比较例No.111在通过精轧的最终道次后经过3秒后的阶段中温度高于Ar1温度，因此磁通密度B50(45°方向)、铁损W10/400以及铁损劣化率差。

(第2实施例)

通过铸造钢液，制作具有表3－1所示化学组成的铸锭。在此，式左边是指所述(1)式左边的值。另外，Mg等是指从Mg、Ca、Sr、Ba、Ce、La、Nd、Pr、Zn、Cd构成的组中选择的1种以上的总计。其后，将制成的铸锭加热至1150℃进行热轧，在表3－2所示的精轧温度FT下进行精轧。而后，通过最终道次后在表3－2所示的冷却条件(通过最终道次后截止到开始冷却的时间、以及通过终道次后的3秒后的钢板温度)下进行冷却。

在此，为在冷却后检查织构，以与第1实施例相同的步骤测定平均晶体粒径。其测定结果如表3－2所示。

接下来，在热轧钢板中不进行热轧板退火，而是通过酸洗除去氧化皮，并在表3－2所示的压下率RR1下进行冷轧。进而，在以体积率计，由氢20％、氮80％构成的氛围气中进行中间退火，并将中间退火温度T1控制在表3－2所示的温度下进行维持30秒的中间退火。

在此，为检查进行表皮光轧前的冷轧钢板的织构，以与第1实施例相同的步骤求得α纤维率。其结果如表4－1所示。

接下来，以表3－2所示的压下率RR2进行表皮光轧。

进行精加工退火前，为检查表皮光轧后的织构，以与第1实施例相同的步骤求得α纤维率和Gs。各个结果如表4－1所示。

接下来，在氢100％氛围气中，在表3－2所示的精加工退火温度T2下进行精加工退火。此时，在精加工退火温度T2中的保持时间设为2小时。

为检查精加工退火后的织构，以与第1实施例相同的步骤求得{411}＜011＞率、最大强度的
和Φ、A411－011/A411－148以及A411－011/A100－011。各个结果如表4－1所示。

另外，为检查精加工退火后的磁特性，在测定磁通密度B50和铁损W10/400的同时，求得压缩应力下的铁损W10/50的铁损劣化率W
_x作为应力感受性的指标。测定步骤与第1实施例相同。测定结果在表4－2示出。

表3-1

表3-2

表4-1

表4-2

表3－1、表3－2、表4－1、表4－2中的下划线表示超出本发明范围的条件。

发明例No.202、No.203、No.206、No.209～No.212中，45°方向的磁通密度B50、铁损W10/400以及铁损劣化率的值均为良好的值。

另一方面，由于比较例No.201、No.205是相变点高的组成，No.207和No.213是不发生α－γ相变的组成，因此磁通密度B50(45°方向)、铁损W10/400(45°方向)以及铁损劣化率均差。由于比较例No.204的Mn含量过剩，因此在成本高的同时磁通密度B50(45°方向)差。由于比较例No.208的Si含量不足，因此铁损W10/400(45°方向)差。

(第3实施例)

通过铸造钢液，从而制造具有表5－1所示的化学组成的铸锭。在此，式左边是指所述(1)式左边的值。另外，Mg等表示：从Mg、Ca、Sr、Ba、Ce、La、Nd、Pr、Zn、Cd构成的组中选择的1种以上的含量的总计。

其后，将制成的铸锭加热至1150℃进行热轧，在表5－2所示的精轧温度FT下进行精轧。而后，通过最终道次后在表5－2所示的冷却条件(通过最终道次后截止到开始冷却的时间、以及通过终道次后的3秒后的钢板温度)下进行冷却。

在此，为在冷却后检查织构，以与第1实施例同样的顺序测定平均晶体粒径。其测定结果如表5－2所示。

接下来，在热轧钢板中不进行热轧板退火，而是通过酸洗除去氧化层，并在表5－2所示的压下率RR1下进行冷轧。进而，以体积率计，在由氢20％、氮80％构成的氛围气中进行中间退火，并将中间退火温度T1控制在表5－2所示的温度从而进行保持30秒的中间退火。

在此，为检查进行表皮光轧前的冷轧钢板的织构，以与第1实施例相同的步骤求得α纤维率。其结果如表6－1所示。

接下来，以表5－2所示的压下率RR2进行表皮光轧。

进行精加工退火前，为检查表皮光轧后的织构，以与第1实施例同样的步骤求得α纤维率和Gs。各个结果如表6－1所示。

接下来，在氢100％的氛围气中在表5－2所示的精加工退火温度T2下进行精加工退火。此时，在精加工退火温度T2中的保持时间设为2小时。

为检查精加工退火后的织构，以与第1实施例相同的步骤求得{411}＜011＞率、最大强度的
和Φ、A411－011/A411－148以及A411－011/A100－011。各个结果如表6－1所示。

另外，为检查精加工退火后的磁特性，在测定磁通密度B50和铁损W10/400的同时，求得压缩应力下的铁损W10/50的铁损劣化率W
_x作为应力感受性的指标。测定步骤与第1实施例相同。测定结果在表6－2中示出。

表5-1

表5-2

表6-1

表6-2

表5－1、表5－2、表6－1、表6－2中的下划线表示超出本发明范围的条件。

发明例No.303～No.305和No.313～No.318中，45°方向的磁通密度B50、铁损W10/400以及铁损劣化率的值均为良好的值。

另一方面，比较例No.301在截止中间退火前与发明钢No.303～No.305以相同的工序制造，因此表皮光轧前的状态是与本发明的一种实施方式——技术方案7相当的冷轧钢板，但由于未进行表皮光轧，在磁通密度B50(45°方向)、铁损W10/400(45°方向)以及铁损劣化率上较差。比较例No.302与所述No.301相同地在表皮光轧前的状态中是相当于本发明的一种实施方式——技术方案7的冷轧钢板，但由于表皮光轧时的压下率RR2过小，因此在获得的无取向性电磁钢板中，铁损W10/400(45°方向)差。比较例No.306与所述No.301和No.302相同地在表皮光轧前的状态中是相当于本发明的一种实施方式——技术方案7的冷轧钢板，但由于表皮光轧时的压下率RR2过大，因此在获得的无取向性电磁钢板中磁通密度B50(45°方向)及铁损W10/400(45°方向)差。比较例No.307～No.310是不发生α－γ相变的组成，因此磁通密度B50(45°方向)、铁损W10/400(45°方向)以及铁损劣化率均差。在比较例No.311中，由于Mn等(Mn、Cu、Ni的1种以上)不足，且未进行表皮光轧，因此磁通密度B50(45°方向)、铁损W10/400(45°方向)以及铁损劣化率差。在比较例No.312中，由于Mn等不足，因此铁损W10/400(45°方向)差。

(第4实施例)

通过铸造钢液，从而制造具有表7－1所示的化学组成的铸锭。在此，式左边是指所述(1)式左边的值。另外，Mg等是指从Mg、Ca、Sr、Ba、Ce、La、Nd、Pr、Zn、Cd构成的组中选择的1种以上的总计。其后，将制成的铸锭加热至1150℃进行热轧，在表7－2所示的精轧温度FT下进行精轧。而后，通过最终道次后在表7－2所示的冷却条件(通过最终道次后截止到开始冷却的时间、以及通过终道次后的3秒后的钢板温度)下进行冷却。

在此，为在冷却后检查织构，以与第1实施例同样的顺序测定平均晶体粒径。其测定结果如表7－2所示。

接下来，在热轧钢板中不进行热轧板退火，而是通过酸洗除去氧化层，并在表7－2所示的压下率RR1下进行冷轧。进而，以体积率计，在由氢20％、氮80％构成的氛围气中进行中间退火，并将中间退火温度T1控制在表7－2所示的温度从而进行维持30秒的中间退火。

在此，为检查进行表皮光轧前的冷轧钢板的织构，以与第1实施例相同的步骤求得α纤维率。其结果如表8－1所示。

接下来，以表7－2所示的压下率RR2进行表皮光轧。

进行精加工退火前，为检查表皮光轧后的织构，以与第1实施例同样的步骤求得α纤维率和Gs。各个结果如表8－1所示。

接下来，在氢100％的氛围气中，以表7－2所示的精加工退火温度T2进行精加工退火。此时，在精加工退火温度T2中的保持时间设为2小时。

为检查精加工退火后的织构，以与第1实施例相同的步骤求得{411}＜011＞率、最大强度的
和Φ、A411－011/A411－148以及A411－011/A100－011。各个结果如表8－1所示。

另外，为检查精加工退火后的磁特性，在测定磁通密度B50和铁损W10/400的同时，求得压缩应力下的铁损W10/50的铁损劣化率W
_x作为应力感受性的指标。测定步骤与第1实施例相同。测定结果在表8－2中示出。

表7-1

表7-2

表8-1

表8-2

表7－1、表7－2、表8－1、表8－2中的下划线表示超出本发明范围的条件。

发明例No.401、No.402中，45°方向的磁通密度B50、铁损W10/400以及铁损劣化率的值均为优秀。

另一方面，在No.403中，截止表皮光轧为止以与发明钢No.401和402相同的工序被制造，且在精加工退火前的状态下满足本发明的一种实施方式(作为产品为技术方案4，作为其制造方法为技术方案9)，但由于在高于Ac1温度的温度下进行精加工退火，因此在精加工退火后获得的无取向性电磁钢板中，平均粒径为50μm以下，法作为制品无满足技术方案1的范围，其结果，磁通密度B50(45°方向)及铁损W10/400(45°方向)差。因此，将No.403作为比较例。由于比较例No.404和No.405是不发生α－γ相变的组成，因此磁通密度B50(45°方向)、铁损W10/400(45°方向)以及铁损劣化率均差。比较例No.406和No.407在精轧后进行了骤冷，因此压缩应力下的铁损劣化率大。在比较例No.408和No.409中，由于表皮光轧时的压下率RR2过大，因此磁通密度B50(45°方向)和铁损W10/400(45°方向)差。