CN103930583B - 无方向性电磁钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供一种无方向性电磁钢板，其以质量％计，含有C：0.005％以下、Si：0.1％～2.0％、Mn：0.05％～0.6％、P：0.100％以下、Al：0.5％以下，且含有个数密度为10个/μm3以下的平均直径为10nm～200nm的非磁性析出物AlN，轧制方向及轧制直角方向的平均磁通密度B50为1.75T以上。该无方向性电磁钢板可通过在750℃～Ac1相变点的温度下实施热轧退火的方法、以及将卷材的卷取温度设为780℃以上来进行自身退火的方法这两种方法来制造。

Description

无方向性电磁钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及具有α-γ相变(铁素体-奥氏体相变)的磁特性优异的无方向性电磁钢板及其制造方法。本申请基于2011年11月11日在日本提出申请的特愿2011-247637号、以及2011年11月11日在日本提出申请的特愿2011-247683号主张优先权，并将其内容引用于此。
背景技术
随着近年各种电气设备的高效率化要求的高涨，对于作为铁心使用的无方向性电磁钢板，要求高磁通密度化及低铁损化。特别是对于制作高磁通密度的钢板，低Si的钢是有利的，但其必然地会利用到具有α-γ相变的成分组成范围的钢。关于低Si的无方向性电磁钢板，提出了许多使磁特性提升的方法。
例如，专利文献1中，提出了在Ar3相变点以上结束热轧，从Ar3相变点至Ar1相变点的温度区域以5℃/秒以下进行缓慢冷却的方法。然而，此冷却速度在实机的热轧下进行是困难的。
另外，专利文献2中，提出了在钢中添加Sn，根据Sn浓度控制热轧的精轧结束温度，以得到高磁通密度的方法。然而此方法限定Si浓度为0.4％以下，对于获得低铁损是不充分的。
另外，专利文献3中，提出了通过限定热轧时的加热温度和精轧结束温度，高磁通密度和矫直退火时的晶粒生长性优异的钢板。该方法中没有替代热轧退火的自身退火等工序，故无法获得高磁通密度。
另外，专利文献4中，提出了在热轧时，将精轧前的粗棒在线加热，将热轧的精轧结束温度设为Ar1+20℃以上、卷取温度设为640～750℃。然而，该方法以析出物的无害化为目的，无法得到高磁通密度。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开平6-192731号公报
专利文献2：日本特开2006-241554号公报
专利文献3：日本特开2007-217744号公报
专利文献4：日本特开平11-61257号公报
发明内容
发明要解决的问题
本发明的课题是：提供一种具有α-γ相变的无方向性电磁钢板，有较高磁通密度、且低铁损的无方向性电磁钢板及其制造方法。
用于解决问题的手段
本发明通过将钢的成分组成及热轧条件最佳化，使热轧退火后的组织或者自身退火后的组织粗大化，且冷轧、最终退火后的制品的磁通密度提高。
这样完成的本发明如下。
(1)一种无方向性电磁钢板，其特征在于，以质量％计，含有：
C：0.005％以下、
Si：0.1％～2.0％、
Mn：0.05％～0.6％、
P：0.100％以下、
Al：0.5％以下，
剩余部分为Fe及不可避免的杂质；
该钢板含有个数密度为10个/μm3以下的平均直径为10nm～200nm的非磁性析出物AlN，且是由不含未再结晶组织的铁素体粒构成的组织，所述铁素体粒的平均粒径为30μm～200μm；
轧制方向及轧制直角方向的平均磁通密度B50为1.75T以上。
(2)根据(1)所述的无方向性电磁钢板，其特征在于，以质量％计进一步含有0.05％～0.2％的Sn、Sb中的至少一者。
(3)根据(1)或(2)所述的无方向性电磁钢板，其特征在于，以质量％计进一步含有0.0005％～0.0030％的B。
(4)一种无方向性电磁钢板的制造方法，其特征在于，具有下述工序：
对具有下述钢组成的板坯实施热轧而获得热轧钢板的工序，该钢组成以质量％计，含有：
C：0.005％以下、
Si：0.1％～2.0％、
Mn：0.05％～0.6％、
P：0.100％以下、
Al：0.5％以下，
剩余部分为Fe及不可避免的杂质；
对所述热轧钢板实施热轧退火而获得热轧退火钢板的工序；
对所述热轧退火钢板实施冷轧而获得冷轧钢板的工序；及
对所述冷轧钢板实施最终退火的工序；
在所述热轧中，将所述板坯的加热温度设为1050℃～1250℃，将精轧结束温度设为800℃～Ar1相变点+20℃，将卷材的卷取温度设为500℃～700℃；
将所述热轧退火的退火温度设为750℃～Ac1相变点，将所述最终退火的退火温度设为800℃～Ac1相变点。
(5)根据(4)所述的无方向性电磁钢板的制造方法，其特征在于，所述板坯以质量％计进一步含有0.05％～0.2％的Sn、Sb中的至少一者。
(6)根据(4)或(5)所述的无方向性电磁钢板的制造方法，其特征在于，所述板坯以质量％计进一步含有0.0005％～0.0030％的B。
(7)一种无方向性电磁钢板的制造方法，其特征在于，具有下述工序：
对具有下述钢组成的板坯实施热轧而获得热轧钢板的工序，该钢组成以质量％计，含有：
C：0.005％以下、
Si：0.1％～2.0％、
Mn：0.05％～0.6％、
P：0.100％以下、
Al：0.5％以下，
剩余部分为Fe及不可避免的杂质；
对所述热轧钢板实施冷轧而获得冷轧钢板的工序；及
对所述冷轧钢板实施最终退火的工序；
在所述热轧中，将所述板坯的加热温度设为1050℃～1250℃，将精轧结束温度设为800℃～Ar1相变点+20℃，将卷材的卷取温度设为780℃以上；
将所述最终退火的退火温度设为800℃～Ac1相变点。
(8)根据(7)所述的无方向性电磁钢板的制造方法，其特征在于，所述板坯以质量％计进一步含有0.05％～0.2％的Sn、Sb中的至少一者。
(9)根据(7)或(8)所述的无方向性电磁钢板的制造方法，其特征在于，所述板坯以质量％计进一步含有0.0005％～0.0030％的B。
这里的B50是在施加50Hz、5000A/m的磁场时的磁通密度。
发明效果
根据本发明，能够提供较高磁通密度、且低铁损的无方向性电磁钢板及其制造方法。
附图说明
图1是表示使热轧退火的保持时间变化时，热轧的精轧结束温度FT与平均磁通密度B50的关系的变化的图。
图2是表示使热轧退火的保持时间变化时，热轧的精轧结束温度FT与铁损W15/50的关系的变化的图。
图3是表示将在热轧的精轧结束温度FT为1060℃、热轧退火为850℃×120分钟的条件下处理的材料在冷轧后进行最终退火得到的钢板上观察到的折痕的一例的照片。
图4是表示热轧退火后的截面的金属组织的照片。
图5是表示微细析出物的观察结果(SEM50000倍)的照片。
具体实施方式
首先对引领至本发明的实验结果进行叙述。
以实验室方法熔炼出使用具有下述成分组成的钢的钢锭，所述成分组成为：以质量％计含有C：0.0011％、Si：0.7％、Mn：0.17％、P：0.073％、A1：0.31％及Sn：0.095％，剩余部分为Fe及不可避免的杂质。在Formaster试验中，确认了该钢的Ar1相变点为963℃、Ar3相变点为1020℃、Ac1相变点为1060℃。
接着，将该钢锭在1150℃的温度下加热1小时，实施热轧。此时，使精轧结束温度FT在880℃～1080℃的范围内变化。此外，最终厚度为2.5mm。
接着，对所获得的热轧钢板实施温度为850℃、保持时间为1～120分钟的热轧退火，或者不实施热轧退火，将钢板酸洗，冷轧直到钢板的厚度达到0.5mm，进而进行900℃、30秒的最终退火。
然后，从获得的最终退火钢板上切出55mm×55mm的试验片，以JISC2556中规定的激磁电流法进行轧制方向(L方向)及与轧制方向为直角的方向(C方向)的磁性测定。图l示出使热轧退火的保持时间变化时，精轧结束温度FT与L、C方向的平均磁通密度B50的关系。此外，图2示出使热轧退火的保持时间变化时，精轧结束温度FT与铁损W15/90的关系。
不实施热轧退火时，平均磁通密度B50在精轧结束温度FT接近Arl相变点时最高。保持时间1分钟时，精轧结束温度FT在Arl相变点以下时，材料的平均磁通密度B50急剧上升，精轧结束温度FT越低，则平均磁通密度B50越高。保持时间为15分钟时也有同样倾向，且平均磁通密度B50达到1.79T。保持120分钟时，精轧结束温度FT在Arl相变点以上时，材料的平均磁通密度B50急剧增加，与精轧结束温度FT无关，为1.81T左右。
但另一方面，在精轧结束温度FT为1060℃、热轧退火条件设为退火温度850℃且保持时间为120分钟时，经过冷轧并进行最终退火后的最终退火钢板上，观察到如图3所示的沿轧制直角方向延伸、并贯穿多个板的板厚方向的折痕。此外，在同图中以虚线表示折痕部。
实际制品上产生如此折痕时会导致占空系数降低。表l示出观察到折痕的条件，此种折痕的现象会在精轧结束温度FT高、热轧退火的保持时间长的情况下被观察到。
表1精轧退火后的钢板的折痕(○：无、×：有)
接着，为了探究折痕产生的原因，对于精轧结束温度FT不同的热轧钢板，调查了不同条件下实施热轧退火得到的热轧退火钢板的组织。图4示出热轧退火后的截面组织。
关于精轧结束温度FT为880℃(α区)的热轧退火钢板，可知会随着保持时间均匀地进行晶粒生长。另一方面，精轧结束温度FT为1060℃(γ区)时，保持时间为15分钟时的组织细密，但保持时间为120分钟时，组织急速生长。由此认为，最终退火钢板上所见的折痕是因为冷轧前的组织过大，造成冷轧、再结晶后在钢板上产生折痕。
进而，为了探究如此的热轧退火后的组织变化的原因，对精轧结束温度FT为880℃及1060℃的刚热轧后的热轧钢板，使用SEM(ScanningElectronMicroscope)进行了微细组织的观察。图5示出微细组织观察的结果。精轧结束温度FT为1060℃时，晶界观察到微细析出物，确认了该微细析出物为A1N。推测该微细的A1N在退火的保持时间短时晶粒生长被抑制，但在长时间时成熟(ripening)且晶界的钉扎落空，引起异常晶粒生长。另一方面，精轧结束温度FT为880℃时，没有观察到晶界的微细析出物。因此此时正常地进行晶粒生长。对于该AlN的析出产生差异的机理虽不明确，但认为如下所述。
AlN的溶解度在α相比在γ相小，因此母相从γ相相变为α相时AlN大量析出。另一方面，如果对γ相的晶粒实施加工，则相变前的γ相的组织会根据情况含有未再结晶组织，即使进行了再结晶，其粒径也比压下前的γ相的粒径小。然后，母相相变时，原γ相的晶界作为析出位点而产生α核，成为微细的α相组织。在相变的同时，A1N变得容易析出，因此α相的晶粒的晶界成为析出位点，AlN微细而大量地析出。
由上述实验可知，关于具有α-γ相变的成分组成的钢，为了获得优异的磁特性，重要的是对热轧钢板实施退火，为了使冷轧后的最终退火后的钢板上生成折痕这样的异常晶粒生长不发生，需要使热轧的精轧结束温度比Ar1附近更低。
本发明是基于这样的研究结果而完成的，以下，将依次详细叙述本发明中规定的无方向性电磁钢板及其制造方法的要件。
首先，对本发明的无方向性电磁钢板所使用的钢的成分组成的限定理由进行说明。以下的含量的％是指质量％‘
<C：0.005％以下>
C是使铁损劣化、且也为磁时效的原因的有害元素，因此设为0.005％以下。优选为0.003％以下。也包含0％。
<Si：0.1％～2.0％>
Si是使钢的固有电阻增加并使铁损降低的元素，下限设为0.1％。过量添加使磁通密度降低。因此Si的上限设为2.0％。优选为0.1％～1.6％。
<Mn：0.05％～0.6％>
Mn使钢的固有电阻提高，且会使硫化物粗大化而无害化。但是过量添加会导致钢的脆化、成本上升。因此设为0.05％～0.6％。优选为0.1％～0.5％。
<P：0.100％以下>
P是为了确保再结晶后的钢板的硬度而添加的。过量添加会招致钢的脆化。因此设为0.100％以下。优选为0.001％～0.08％。
<Al：0.5％以下>
Al容易与N结合而形成AlN。通过使用后述的热轧方法，可防止微细析出，但过多时即使用该热轧方法也会有微细地析出的倾向。因此，设为0.5％以下。另一方面，Al也是对脱氧有效的元素。优选为0.03％～0.4％。
<Sn、Sb的至少一者：0.05％～0.2％>
Sn和Sb是为了改善冷轧、再结晶后的织构，使其磁通密度提升而根据需要来添加的。但过量添加会使钢脆化。因此，添加时优选设为0.05％～0.2％。优选为0.05％～0.15％。
<B：0.0005％～0.0030％>
B形成BN，优先于Al来固定N，具有将钢板从γ相相变为α相时抑制A1N的微细析出的作用，因此根据需要添加。但过量添加时，发生固溶而使织构劣化、使磁通密度降低。因此，添加时优选设为0.0005％～0.0030％。优选为0.001％～0.002％。
<N>
如先前所述，本发明中通过抑制AlN的微细析出而欲获得优异的磁特性。作为前提的氮含量是通常范围而并无特别规定，但例如即使含有40ppm，使用本发明也可得到良好的磁特性。优选设为30ppm以下，更优选设为20ppm以下，由此能够获得更良好的磁特性。
本发明的无方向性电磁钢板具有以上的α-γ相变系的钢组成，组成的剩余部分为Fe及不可避免的杂质。
接着对本发明的无方向性电磁钢板的其他特征进行说明。
本发明中，将钢板内的平均直径10nm～200nm的非磁性析出物A1N的个数密度抑制在10个/μm3以下。
如上述观察的结果，本发明中对于热轧退火时和最终退火时的晶粒生长造成最大影响的AlN的平均直径为10nm～200nm。因此规定该尺寸的AlN的个数密度。个数密度超过10个/μm3时，在热轧退火时的热轧钢板的再结晶的晶粒生长不充分，导致磁通密度的降低。进而，也会对冷轧后的最终退火时的再结晶中的晶粒生长造成不良影响。优选为5个/μm3以下。
此外，本发明的无方向性电磁钢板的组织是不含未再结晶组织的铁素体晶粒所构成的组织，该铁素体晶粒的平均粒径设为30μm～200μm。含有未再结晶组织时，即使完全地再结晶，平均粒径超过30μm时磁滞损失变大，总的铁损增加。优选为40μm以上，更优选为60μm以上。此外，铁素体晶粒的平均粒径超过200μm时，涡电流损失增大，总铁损增加。优选为150μm以下。
在以上构成的无方向性电磁钢板中，轧制方向及轧制直角方向的平均磁通密度B50为1.75T以上。另外，如同先前说明的，Sn及Sb具有改善冷轧、再结晶后的织构，使其平均磁通密度B50提高的作用。
接着，对用以获得本发明的无方向性电磁钢板的制造方法进行说明。
关于本发明的制造方法，对具有上述记载的钢组成的板坯实施热轧，对所获得的热轧钢板实施退火，酸洗后实施冷轧，其后实施最终退火，但对于热轧钢板的退火，除了连续退火或分批退火等由外部加热钢卷的方法以外，利用热轧时的热来进行自身退火的方法也可以。
不随热轧退火的方法而改变，关于热轧时加热板坯的温度，为了防止硫化物等杂质的再固溶-微细析出，不使铁损劣化，因而设为1250℃以下。但加热温度过低会招致热轧的能力降低，因此设为1050℃以上。优选为1100℃～1200℃。
接着进行的热轧的粗轧或除氧化皮以通常方法进行即可，并未特别限定条件。
以下，将热轧钢板的退火分成以外部加热来进行的情况和以自身退火来进行的情况并加以说明。
首先是从外部加热的方法的情况。在热轧的精轧中，其结束温度FT设为800℃～(Arl相变点+20℃)。精轧结束温度FT若设为低于800℃，则热轧的操作变得不稳定，生产率降低。另一方面，精轧结束温度FT若设为超过Arl相变点+20℃，则A1N在相变后的α晶粒的晶界大量微细析出，热轧退火钢板的铁素体粒的晶粒生长受到阻害。另外如先前所说明的，根据与热轧退火条件的组合，在冷轧、再结晶后的钢板上产生折痕。优选为800℃～Arl相变点的范围。
卷材卷取温度设为500～700℃。低于500℃时，热轧的操作变得不稳定。700℃以上时，钢板的表面吸附有大量氧化皮，以酸洗除去氧化皮变得困难。
接着进行的热轧退火在温度过低时，平均磁通密度B50的增加不充分，温度过高时会引起相变，退火后的组织微细化。因此设为750℃～Acl相变点的温度范围。保持时间可适宜选择。方式可以是连续退火，也可以是闭箱退火。
其后，热轧退火钢板在酸洗后，经冷轧而获得冷轧钢板，其后，进行最终退火。在最终退火工序中，使退火后的组织成为不含未再结晶组织的铁素体相，且其铁素体粒的平均粒径设为30μm～200μm。为了将该铁素体粒的平均粒径设为30μm以上，将退火温度设为800℃以上。但如果超过Acl相变点，则组织细粒化，因此设为Ac1相变点以下。优选为850℃～Ac1相变点。
接着，对利用热轧时的热进行自身退火的情况进行叙述。关于热轧的精轧结束温度FT，与先前的外部加热法时同样地设为800℃～(Arl相变点+20℃)。在Arl相变点+20℃以上进行操作时，在其后的自身退火中铁素体粒的晶粒生长受到阻害，因此前述设定是为了避免此种情况。此外，为了热轧的操作的稳定化，下限设为800℃，但为了提高卷取后的自身退火的温度，优选为较高者。优选为850℃～Arl相变点+20℃。
为了用热轧的热使卷材自身进行退火的自身退火，卷材卷取温度设为780℃以上。为了使脱氧化皮性良好等理由而将卷材进行水冷时，直到水冷开始的时间设为10分钟以上。通过这些操作，因热轧而形成的组织粗大化，磁通密度提高。此外，析出物也粗大化，冷轧后的最终退火时的晶粒生长变得良好。关于卷取温度，因为温度越高，通过自身退火使组织变得越大，因此优选为800℃以上，更优选为850℃以上。
为了提高卷取温度，可以在即将进行精轧之前将粗棒加热。此外，根据钢成分的不同，有时Ar1相变点较低，因此由于先前的精轧结束温度有限定，因而接下来的卷取温度也降低。此时可以将即将进行卷取之前的热轧钢板加热，升温到比Ac1相变点更低的温度。这些加热方法并无特别限制，可使用感应加热等。
此外，卷取温度的上限优选设为Acl相变点以下。如果比Acl相变点还高，则冷却过程中再度相变，冷轧前的组织会变得微细，冷轧、再结晶后的磁通密度降低。
由以上工序所制造的自身退火钢板在酸洗后，经冷轧而获得冷轧钢板，其后进行最终退火。最终退火工序中，使退火后的组织成为不含未再结晶组织的铁素体相，且其铁素体粒的平均粒径为30μm～200μm。为了使该铁素体粒的平均粒径为30μm以上，退火温度设为800℃以上。但如果超过Acl相变点，则组织细粒化，因此设为Acl相变点以下。优选为850℃～Ac1相变点。
本发明是如上所述的高磁通密度且低铁损的无方向性电磁钢板及制造该电磁钢板的方法，以下利用实施例进一步说明这样的本发明的可实施性及效果。此外，以下说明的实验中的条件等是用以确认本发明的可实施性及效果而采用的例子，本发明并不受这些例子所限定。
实施例
<实施例l>
将表2所示的成分组成的钢锭在实验室真空熔化以制造，接着将该钢锭加热、粗轧以获得厚度为40mm的粗棒。对获得的粗棒实施热精轧，制成厚度为2.5mm的热轧钢板，经850℃、15分钟热轧退火后，进行酸洗，进行冷轧直到0.5mm，进行最终退火。同表示出各钢的相变温度、热轧加热温度、精轧温度、卷取相当温度及冷轧后的最终退火温度。
接着，对获得的试样的磁特性评价用爱普斯坦因(Epstein)法(JISC2556)进行，也进行粒径测定(JISG0552)、析出物观察。其结果也示于同表。磁特性(磁通密度)以L方向及C方向的平均值来表示。在这次评价中，将平均磁通密度B50为1.75T以上、铁损W15/50为5.0W/kg以下的设为良好来进行评价，本发明例全部获得良好的特性。
如表2所示，本发明范围的成分组成的无方向性电磁钢板得到优异的磁特性。另一方面，比较例中，B3为平均磁通密度B50低，B6为钢板上产生断裂，它们以外的比较例铁损大。
表2
<实施例2>
将下述成分组成的钢构成的钢锭在实验室的真空熔化炉中熔炼，该成分组成为以质量％计，含有C：0.0014％、Si：0.5％、Mn：0.2％、P：0.076％、Al：0.3％及Sn：0.09％，剩余部分为Fe及不可避免的杂质。该钢的Arl相变点为955℃、Ar3相变点为985℃、Acl相变点为1018℃。
使用该钢锭，在表3所示条件下进行热轧、热轧退火，酸洗后，、冷轧至0.5mm后，在同表所示条件下进行最终退火。
对于所获得的材料，与实施例1同样地进行磁性测定、粒径测定、析出部观察。将制造条件与测定结果一并示于表3中。关于添加有Sn的本实施例，当以本发明的制造条件来制造时，获得了平均磁通密度B50为1.77T以上，铁损W15/50为4.5W/kg以下的良好特性。
用本发明范围的制造方法制造的无方向性电磁钢板获得优异的磁特性。另一方面，关于D2、D3及D5，因为都在热轧的操作为不稳定的温度下处理，因而虽然在本次实验中获得优异的磁特性的无方向性电磁钢板，但是再现性无法确认。此外，关于D4，其磁特性虽优良，但是不能以酸洗来充分除去钢板表面所附着的氧化皮，在冷轧时钢板形状异常地劣化，因而无法用作制品。
表3
<实施例3>
将用转炉熔炼了的钢水进行真空脱气处理，调整成表4所示的成分组成后，连续铸造制成板坯，将该板坯加热并实施热轧，卷取成厚度为2.5mm的热轧板。同表中示出各个钢的相变温度、板坯的加热温度、精轧的结束温度、热轧钢板的卷取温度。
其后，将该热轧钢板酸洗，冷轧直到0.5mm，进行最终退火。同样地在同表中示出最终退火温度。
对于所获得的材料，与实施例l同样地进行磁性测定、粒径测定、析出部观察。将制造条件与测定结果一并示于表4中。在这次评价中，将平均磁通密度B50为1.75T以上、铁损W15/50为5.0W/kg以下的设为良好来进行评价，本发明例全部获得良好的特性。
本发明范围的成分组成的无方向性电磁钢板得到优异的磁特性。另一方面，比较例中F3为平均磁通密度B50低，F6为钢板产生断裂，它们以外的比较例铁损大。
表4
<实施例4>
将下述成分组成的板坯在转炉中熔炼，该成分组成为含有C：0.0011％、Si：0.5％、Mn：0.17％、P：0.073％、A1：0.3l％及Sn：0.095％，剩余部分为Fe及不可避免的杂质。该钢的Arl相变点为955℃、Ar3相变点为985℃、Acl相变点为1018℃。
将该板坯加热并实施热轧，卷取制成厚度为2.5mm的热轧钢板。表5中示出板坯的加热温度、精轧的结束温度、热轧钢板的卷取温度。将经卷取的卷材保持l5分钟，之后进行水冷。对于卷取温度高的一部分材料，在即将卷取之前进行加热。
其后，将热轧钢板酸洗，冷轧至0.5mm，在表5所示温度下进行30秒的最终退火。
对于所获得的材料，与实施例l同样地进行磁性测定、粒径测定、析出部观察。将制造条件与测定结果一并示于表5中。关于添加有Sn的本实施例，当以本发明的制造条件来制造时，获得了平均磁通密度B50为1.77T以上，铁损W15/50为4.5W/kg以下的良好特性。
用本发明范围的制造方法来制造的无方向性电磁钢板得到优异的磁特性。另一方面，比较例中，F3为平均磁通密度B50低，F6为钢板产生断裂，它们以外的比较例铁损大。
表5
产业上的可利用性
通过本发明，能有助于电动机等各种设备的高效率化。

Claims (9)

1.一种无方向性电磁钢板，其特征在于，以质量％计，含有：
C：0.005％以下、
Si：0.1％～2.0％、
Mn：0.05％～0.6％、
P：0.100％以下、
Al：0.5％以下，
剩余部分为Fe及不可避免的杂质；
该钢板含有个数密度为10个/μm3以下的平均直径为10nm～200nm的非磁性析出物AlN，且是由不含未再结晶组织的铁素体粒构成的组织，所述铁素体粒的平均粒径为30μm～200μm；
轧制方向及轧制直角方向的平均磁通密度B50为1.75T以上。
2.根据权利要求1所述的无方向性电磁钢板，其特征在于，以质量％计进一步含有0.05％～0.2％的Sn、Sb中的至少一者。
3.根据权利要求1或2所述的无方向性电磁钢板，其特征在于，以质量％计进一步含有0.0005％～0.0030％的B。
4.一种无方向性电磁钢板的制造方法，其特征在于，具有下述工序：
对具有下述钢组成的板坯实施热轧而获得热轧钢板的工序，该钢组成以质量％计，含有：
C：0.005％以下、
Si：0.1％～2.0％、
Mn：0.05％～0.6％、
P：0.100％以下、
Al：0.5％以下，
剩余部分为Fe及不可避免的杂质；
对所述热轧钢板实施热轧退火而获得热轧退火钢板的工序；
对所述热轧退火钢板进行酸洗的工序；
对所述酸洗了的热轧退火钢板实施冷轧而获得冷轧钢板的工序；及
对所述冷轧钢板实施最终退火的工序；
在所述热轧中，将所述板坯的加热温度设为1050℃～1250℃，将精轧结束温度设为800℃～Ar1相变点+20℃，将卷材的卷取温度设为500℃～700℃；
将所述热轧退火的退火温度设为750℃～Ac1相变点，将所述最终退火的退火温度设为800℃～Ac1相变点。
5.根据权利要求4所述的无方向性电磁钢板的制造方法，其特征在于，所述板坯以质量％计进一步含有0.05％～0.2％的Sn、Sb中的至少一者。
6.根据权利要求4或5所述的无方向性电磁钢板的制造方法，其特征在于，所述板坯以质量％计进一步含有0.0005％～0.0030％的B。
7.一种无方向性电磁钢板的制造方法，其特征在于，具有下述工序：
对具有下述钢组成的板坯实施热轧而获得热轧钢板的工序，该钢组成以质量％计，含有：
C：0.005％以下、
Si：0.1％～2.0％、
Mn：0.05％～0.6％、
P：0.100％以下、
Al：0.5％以下，
剩余部分为Fe及不可避免的杂质；
对所述热轧钢板进行酸洗的工序；
对所述酸洗了的热轧钢板实施冷轧而获得冷轧钢板的工序；及
对所述冷轧钢板实施最终退火的工序；
在所述热轧中，将所述板坯的加热温度设为1050℃～1250℃，将精轧结束温度设为800℃～Ar1相变点+20℃，将卷材的卷取温度设为780℃以上；
将所述最终退火的退火温度设为800℃～Ac1相变点。
8.根据权利要求7所述的无方向性电磁钢板的制造方法，其特征在于，所述板坯以质量％计进一步含有0.05％～0.2％的Sn、Sb中的至少一者。
9.根据权利要求7或8所述的无方向性电磁钢板的制造方法，其特征在于，所述板坯以质量％计进一步含有0.0005％～0.0030％的B。
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