CN116888295A - 无取向性电磁钢板、电机铁芯、无取向性电磁钢板的制造方法及电机铁芯的制造方法 - Google Patents

Abstract

提供一种无取向性电磁钢板，其特征在于，该无取向性电磁钢板具有规定的化学组分，在与所述无取向性电磁钢板的轧制面平行的截面中，由粒径100μm以上的晶粒所构成的晶体组织A的面积率为1～30％，所述晶体组织A以外的晶体组织即晶体组织B的平均粒径为40μm以下，所述晶体组织A的维氏硬度HvA和所述晶体组织B的维氏硬度HvB满足式1，(HvA²+HvB²)/2－(HvA+HvB)²/4≦7.0···式1。

Description

无取向性电磁钢板、电机铁芯、无取向性电磁钢板的制造方法 及电机铁芯的制造方法

技术领域

本发明涉及无取向性电磁钢板、电机铁芯、无取向性电磁钢板的制造方法及电机铁芯的制造方法。本申请基于2021年3月31日在日本提交的特愿2021－061565号、2021年3月31日在日本提交的特愿2021－061707号、以及2021年6月4日在日本提交的特愿2021－094802号主张优先权，将其内容引用至此。

本发明涉及一种无取向性电磁钢板及其制造方法、电机铁芯及其制造方法，作为进行高速旋转的电机的转子的铁芯具有良好的机械特性，且作为冲裁层叠为电机的铁芯后实施追加热处理的电机的定子的铁芯具有良好的磁特性。

背景技术

近年来地球环境问题增多，在多个领域中省能源、环境对策技术逐渐发展。汽车领域也不例外，降低废气、提高燃耗的技术急速进步。说电动汽车及混合动力汽车是这些技术的集大成并不言过其实，汽车驱动电机(下面，简称为“驱动电机”。)的性能很大程度左右汽车性能。

驱动电机大多使用永久磁铁，由施以绕组的定子部分和配置永久磁铁的转子部分构成。最近，将永久磁铁嵌入转子内部的形状(永久磁铁嵌入型电机；IPM电机)成为主流。此外，电力电子技术发展使得能够任意控制转速，存在高速化的倾向。因此，铁芯材料以商用频率(50～60Hz)以上的高频的高频带励磁的比例升高，不仅要求改善商用频率下的磁特性，还要求改善400Hz～几kHz下的磁特性。此外，转子不仅常时受到高速旋转时的离心力，还常时受到伴随转速变动而来的应力变动，因而对于转子的铁芯材料也要求机械特性。特别地，在为IPM电机的情况下，由于具有复杂的转子形状，所以对于转子用的铁芯材料，考虑应力集中则需要能够承受离心力以及应力变动的机械特性。

在铁芯的制造工序中，有时是将定子、转子冲裁层叠后，实施追加热处理。在电机中，因为定子要求优异的磁特性，转子要求上述的机械特性，所以想到在将定子、转子分别冲裁层叠后，仅对定子实施追加热处理，改善磁特性。

专利文献1～7中公开了一种实现高强度和优异的磁特性的并存的无取向性电磁钢板。

在专利文献1中，公开了一种无取向性电磁钢板，其以不超过20.0％的范围包含从Si：3.5～7.0％、Ti：0.05～3.0％、W：0.05～8.0％、Mo：0.05～3.0％、Mn：0.1～11.5％、Ni：0.1～20.0％、Co：0.5～20.0％及Al：0.5～18.0％之中选择的一种或两种以上。在专利文献1中，通过提高Si含量，由Ti、W、Mo、Mn、Ni、Co、Al进行固溶强化，提高钢板的强度。

在该方法中，作为钢的强化机理利用固溶强化。但是，固溶强化时，冷轧母材也同时被高强度化，因而难以进行冷轧，并且在该方法中，还必须进行温轧这个特殊工序，因此存在提高生产性或提高成品率等改善的余地。

在专利文献2中，提出了Si：2.0％以上且小于3.5％，P：0.03以上且小于0.2％，0.3％≦Mn+Ni≦10％，剩余部分Fe及不可避免的杂质元素，TS≧65kgf/mm²，W5/1000≦50W/kg，B50≧1.65T的旋转机用高抗拉强度无取向性电磁钢板。

在专利文献3中提出了除2.0～3.5％的Si、0.1～6.0％的Mn之外含有B及大量的Ni，晶体粒径为30μm以下的钢板。

进一步，在专利文献4及专利文献5中，提出了除2.0～4.0％的Si之外含有Nb、Zr、B、Ti或V等的钢板。

专利文献6及专利文献7中提出了一种使加工组织、未再结晶组织残留的无取向性电磁钢板。

其中公开的无取向性电磁钢板虽然具有高强度，但在磁特性方面存在技术问题。具体而言，并没有考虑到通过对钢板实施追加热处理来提高磁特性。此外，在为了得到高强度的组织控制的过程中，灵活运用对追加热处理中的磁特性提高不适用的析出物、固溶元素，即使实施了追加热处理所得到的磁特性也不充分，对定子的应用有时存在困难。

专利文献8～10中还研究了通过追加热处理提高磁特性的无取向性电磁钢板。

专利文献8中公开了一种无取向性电磁钢板，其使最终退火后的晶体组织为，粒径100μm以上的晶体组织A的面积率为1～30％、晶体组织A以外的晶体组织即晶体组织B的平均粒径为25μm以下，晶体组织A的维氏硬度HvA与晶体组织B的维氏硬度HvB之比：HvA/HvB≦1.000。

专利文献9中公开了一种无取向性电磁钢板，钢基的板厚为0.10mm以上0.35mm以下，钢基中的平均晶体粒径为50μm以下，且控制从钢基表面至深度方向上的Al浓度及绝缘覆膜。

专利文献10中公开了一种无取向性电磁钢板，其控制从钢基的表面起的深度方向上的Mn浓度。

这些无取向性电磁钢板在追加热处理前具有高强度，追加热处理后的磁特性优异，但在疲劳特性和冲裁后或者追加热处理后的圆度方面存在改善的余地。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本国特开昭60-238421号公报

专利文献2：日本国特开昭62-256917号公报

专利文献3：日本国特开平1-162748号公报

专利文献4：日本国特开平2-8346号公报

专利文献5：日本国特开平6-330255号公报

专利文献6：日本国特开2005-113185号公报

专利文献7：日本国特开2006-70296号公报

专利文献8：国际公开第2018/164185号

专利文献9：日本国特开2018-21242号公报

专利文献10：国际公开第2018/025941号

发明内容

发明要解决的技术问题

如上所述，以往研究了在追加热处理前具有高强度，追加热处理后的磁特性优异的无取向性电磁钢板，但在疲劳特性和冲裁后或者追加热处理后的圆度方面存在改善的余地。

本发明是鉴于上述的技术问题而完成的，本发明的目的在于，提供一种在追加热处理前具有高强度，追加热处理后的磁特性优异，疲劳特性和冲裁后的圆度优异，并且作为追加热处理后的定子铁芯的圆度优异的、无取向性电磁钢板及电机铁芯、以及无取向性电磁钢板的制造方法以及电机铁芯的制造方法。

用于解决技术问题的技术手段

如上所述，虽然研究了在追加热处理前具有高强度，追加热处理后的磁特性优异的无取向性电磁钢板，但在疲劳特性和冲裁后的圆度方面存在改善的余地，或担忧作为追加热处理后的定子铁芯的变形，定子铁芯的圆度存在改善的余地。

特别地，在转子铁芯的外周部或定子铁芯的内周部的圆度变差的情况下，定子铁芯、转子铁芯的气隙变得不均匀，对电机的输出、效率等电机的重要的性能造成不良影响。此外，在上文中以在内侧配置转子、在外侧配置定子类型的电机为例进行了说明，但在内侧配置定子、在外侧配置转子类型的电机中，定子铁芯的外周部或转子铁芯的内周部的圆度成为问题。

作为一个示例，在专利文献8中，以规定的比例混合存在晶体粒径粗大的晶体组织A和晶体粒径较小的晶体组织B，且各个区域的硬度比HvA/HvB满足规定的条件，从而在不实施追加热处理而利用的情况下(设想作为转子用坯料的利用的情况)，具有优异的强度及磁特性，且实施追加热处理并利用的情况(设想作为定子铁芯用坯料的利用的情况)下，在晶粒通过追加热处理成长时，铁损改善，并且抑制磁通密度的降低。

在这样的、具有粒径粗大的区域和晶体粒径比其小的区域的混合组织中，粒径粗大的区域为主体时在板面上从轧制方向偏移45°的方向的疲劳特性低，晶粒比其小的区域为主体时板面中轧制方向的疲劳特性低。为了确保充分的静态强度，且提高作为转子使用中实际的疲劳特性，需要提高粒径粗大的区域的疲劳特性，即板面中从轧制方向偏移45°方向的疲劳特性。

此外，对于转子要求机械特性的同时还要求冲裁后的圆度，但在所述混合组织中存在改善的余地。

此外，对上述那样的混合组织，实施追加热处理的情况下，从各区域释放的形变存在差异，因此担忧定子铁芯的变形。铁芯的变形有时会对磁特性造成影响，进而也会影响电机的性能。因此，为了得到希望的磁特性、进而得到电机性能，需要抑制追加热处理后的定子铁芯的变形。此外，追加热处理导致的定子铁芯的变形可以通过观察追加热处理后的圆度来进行评价。

专利文献9或10中，均未公开疲劳特性及冲裁后的圆度、或追加热处理后的定子铁芯的圆度。

此外，本发明的发明者们针对具有粒径粗大的区域和晶体粒径比其小的区域的混合组织的无取向性电磁钢板的课题即抑制追加热处理后的铁芯的变形的方法进行了深入研究，得到以下的见解。

本发明的发明人们首先调查了将具有所述混合组织的无取向性电磁钢板供冲裁加工时的冲裁端面。其结果明确了，在追加热处理后的铁芯的变形显著的钢板中，冲裁端面所形成的塌边及毛边的不均匀性显著。

此外，调查在无取向性电磁钢板的表面为了避免钢板与钢板的导通而实施的绝缘覆膜与铁芯的变形之间的关系时，明确了以无机物为主体，以抑制冲裁时的金属模具磨损为目的而使细微的有机树脂的颗粒分散的有机-无机复合覆膜比仅为无机物的覆膜(无机覆膜)在追加热处理后的铁芯的变形更大。其原因虽然并不明确，但推测为，由于在所述有机无机复合覆膜中，在追加热处理时因有机树脂而会产生气体，所以追加热处理后的铁芯的变形会受到所述混合组织中的应变释放的不均匀性的影响，同时也会受到在冲裁层叠的钢板间在追加热处理时产生的气体的影响。

即，认为是冲裁端面的塌边及毛边的不均匀性会导致层叠的钢板与钢板的间隙间的不均匀性，追加热处理时产生的气体的排放变得不均匀，助长铁芯的变形。

在此，虽然想到了为了抑制铁芯的变形而设为不含有有机树脂的仅为无机物的绝缘覆膜，但是这会导致冲裁金属模具的磨损，因而不优选。特别地，以转子铁芯优选的强度较高的无取向性电磁钢板为对象，采用仅无机物的绝缘覆膜时的冲裁金属模具的磨损极为显著。

本发明的发明人以有机-无机复合覆膜为前提，针对追加热处理后的铁芯的变形抑制方法进行了进一步探讨。其结果，如前述的推断，明确了减少在冲裁端面所形成的塌边及毛边的不均匀性是有效的，得到了减少所述混合组织中的粒径粗大的区域与晶体粒径比其小的区域的硬度差是有效的见解。即，认为通过减小双方区域的硬度差，除了追加热处理中应变展开的不均匀性减少之外，在冲裁端面所形成的塌边及毛边的不均匀性也减少，气体的排放也变得均匀。

此外，发现了塌边及毛边也会由于无取向性电磁钢板的板厚偏差而发生。因此，为了抑制具有所述混合组织的无取向性电磁钢板的追加热处理后的铁芯的变形，降低板厚偏差很重要。另一方面，还了解到，在完全没有板厚偏差的钢板中气体的排放受到限制，追加热处理后的铁芯有时会发生膨胀。

并且，为了达成所述混合组织，需要使钢板整体比通过均匀的再结晶组织覆盖的通常的无取向性电磁钢板的最终退火温度更低温化，板厚偏差等钢板的形状校正并不容易。关于这一点，本发明的发明人们得到如下见解：通过将再结晶温度以下的温度域中的升温速度控制在适当的范围中，可以实现所述混合组织中的强度差降低，能够维持适当的钢板形状。

[1]本发明的一方案的无取向性电磁钢板，其特征在于，

化学组分以质量％计，含有

C：0.0100％以下、

Si：2.6％以上4.1％以下、

Mn：0.1％以上3.0％以下、

P：0.15％以下、

S：0.0013％以下、

N：0.0050％以下、

Al：0.1％以上2.0％以下、

Mg：0.0002％以上0.0100％以下、

B：0.0001～0.0010％、

从Sn及Sb中选择的一种以上：0～0.100％、

Cr：0～0.1％、

Ni：0～5.0％、

Cu：0～5.0％、

Ca：0～0.010％、以及，

稀土元素(REM)：0～0.010％，剩余部分由Fe及杂质构成，

在与所述无取向性电磁钢板的轧制面平行的截面中，由粒径为100μm以上的晶粒所构成的晶体组织A的面积率为1～30％，

所述晶体组织A以外的晶体组织即晶体组织B的平均粒径为40μm以下，

所述晶体组织A的维氏硬度HvA与所述晶体组织B的维氏硬度HvB满足下述的式1，

(HvA²+HvB²)/2－(HvA+HvB)²/4≦7.0···式1。

[2]也可以是，在上述[1]所述的无取向性电磁钢板中，

所述化学组分含有从由以下元素构成的组中选择的一种以上：

从Sn及Sb选择的一种以上：0.005～0.100％、

Cr：0.01～0.1％、

Ni：0.05～5.0％、

Cu：0.05～5.0％、

Ca：0.0010～0.0100％、以及

稀土元素(REM)：0.0020～0.0100％以下。

[3]也可以是，在上述[1]或[2]所述的无取向性电磁钢板中，

轧制方向的抗拉强度为520MPa以上。

[4]也可以是，在上述[1]至[3]的任一项所述的无取向性电磁钢板中，

板宽大致每400mm的板厚偏差为1μm以上20μm以下。

[5]本发明的一方案的电机铁芯，

层叠上述[1]至[4]的任一项所述的无取向性电磁钢板的电机铁芯。

[6]也可以是，上述[5]所述的电机铁芯，

晶体组织的平均粒径为60μm以上200μm以下。

[7]本发明的一方案的无取向性电磁钢板的制造方法，其特征在于，具备：

以1000～1200℃加热具有上述[1]所述的所述化学组分的钢坯后，实施热轧，制造热轧钢板的工序；

对所述热轧钢板，实施将最高到达温度设为900～1150℃的热轧板退火的工序；

对所述热轧板退火后的所述热轧钢板，以轧制率83％以上实施冷轧或温轧，制造中间钢板的工序；以及

对所述中间钢板，实施将最高到达温度设为700～850℃，针对500℃至600℃的升温过程中的升温速度S1(℃/秒)，满足下述的式2的最终退火的工序，

300≦S1≦1000···式2。

[8]本发明的一方案的电机铁芯的制造方法，其特征在于，

以1000～1200℃加热具有上述[1]所述的所述化学组分的钢坯后，实施热轧，制造热轧钢板的工序；

对所述热轧钢板，实施将最高到达温度设为900～1150℃的热轧板退火的工序；

对所述热轧板退火后的所述热轧钢板，以轧制率83％以上实施冷轧或温轧，制造中间钢板的工序；

对所述中间钢板，实施将最高到达温度设为700～850℃，针对500℃至600℃的升温过程中的升温速度S1(℃/秒)，满足下述式2的最终退火，得到无取向性电磁钢板的工序；

将所述无取向性电磁钢板冲裁为铁芯形状的工序；以及

层叠冲裁后的无取向性电磁钢板的工序，

300≦S1≦1000···式2。

[9]在上述[8]所述的电机铁芯的制造方法中，还可以具备：

对层叠的所述无取向性电磁钢板，在含有70体积％以上氮的气氛中，以750℃以上900℃以下的温度实施追加热处理的工序。

发明效果

根据本发明，提供一种无取向性电磁钢板及电机铁芯、以及无取向性电磁钢板的制造方法及电机铁芯的制造方法，其在追加热处理前具有高强度，追加热处理后的磁特性优异，疲劳特性和冲裁后的圆度优异，且作为追加热处理后的定子铁芯的圆度优异。

具体实施方式

下面，针对本发明的一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)及本实施方式的无取向性电磁钢板的制造方法、以及电机铁芯和电机铁芯的制造方法进行详细叙述。

此外，在本申请说明书中，将转子的铁芯，或定子的铁芯也称为电机铁芯。

[无取向性电磁钢板]

本实施方式的无取向性电磁钢板的化学组分含有以下的元素。下面，与元素相关的％表示“质量％”。

C：0.0100％以下

碳(C)具有通过碳化物的析出来提高强度的效果。但是，在本实施方式的无取向性电磁钢板中，高强度化主要是通过Si等的置换型元素的固溶强化、以及后述的晶体组织A与晶体组织B的比例的控制而达成的。因此，为了实现高强度化，也可以不含有C。即，C含量的下限包含0％。但是，通常不可避免地含有C，可以将下限设为高于0％。

另一方面，若C含量过高，不仅会发生碳化物的析出，由于固溶状态的碳，导致无取向性电磁钢板的磁特性降低。此外，高Si钢的本实施方式的无取向性电磁钢板的加工性降低。因此，C含量为0.0100％以下。C含量优选为0.0050％以下，较优选为0.0030％以下。

Si：2.6％以上、4.1％以下

硅(Si)具有使钢脱氧的效果。此外，Si提高钢的电阻，降低(改善)无取向性电磁钢板的铁损。Si与无取向性电磁钢板所含有的Mn、Al、Ni等的其他固溶强化元素相比较，还具有更高的固溶强化能力。因此，Si是为了平衡性良好地使高强度化及低铁损化并存而最有效的。若Si含量小于2.6％，则得不到上述效果。因此，将Si含量设为2.6％以上。

另一方面，若Si含量过高，则制造性，尤其是热轧钢板的弯曲加工性降低。此外，如后文所述，通过适当控制热轧钢板的粒径，可以抑制弯曲加工性的降低。然而，若Si含量高于4.1％，则冷加工性降低。因此，Si含量为4.1％以下。优选地，Si含量为3.8％以下。

Mn：0.1～3.0％

锰(Mn)提高钢的电阻，降低铁损。Mn含量若小于0.1％，则不能得到上述效果。此外，若Mn含量小于0.1％，则细微地生成Mn硫化物。细微的Mn硫化物会阻碍磁畴壁的移动，或阻碍制造工序中的晶粒生长。此时，磁通密度较低。因此，将Mn含量设为0.1％以上。优选为0.15％以上，较优选为0.4％以上。

另一方面，若Mn含量超过3.0％，则容易发生奥氏体相变，磁通密度降低。因此，Mn含量为3.0％以下。优选为2.0％以下，较优选为1.5％、1.3％或1.2％以下。

P：0.15％以下

磷(P)通过固溶强化提高钢的强度。然而，若P含量过高，则P偏析，钢会脆化。因此，P含量为0.15％以下。P含量优选为0.10％以下，较优选为0.07％以下。

S：0.0013％以下

硫(S)是杂质。S形成MnS等的硫化物。硫化物妨碍磁畴壁的移动，并且妨碍晶粒生长，降低磁特性。因此，S含量优选尽量低。特别地，S含量高于0.0013％时，磁特性显著降低。因此，S含量为0.0013％以下。优选地，S含量为小于0.0013％，较优选为0.0012％以下，进一步优选为0.0010％以下。

N：0.0050％以下

氮(N)为杂质。N使追加热处理后的磁特性降低。因此，N含量为0.0050％以下。N含量优选为0.0040％以下。

Al：0.1～2.0％

铝(Al)与Si同样地，具有使钢脱氧的效果。Al还提高钢的电阻，降低铁损。在得到这些效果的情况下，优选将Al含量设为0.1％以上。

然而，与Si相比较，Al对钢的高强度化没有帮助。并且，若Al含量过高，则加工性降低。因此，即使在含有的情况下，Al含量为2.0％以下。优选为1.5％以下。

Mg：0.0002～0.0100％

详细内容将在后文叙述，但本实施方式的无取向性电磁钢板包括晶体组织A和晶体组织B。晶体组织A是由晶体粒径为100μm以上的相对较大的晶粒构成的区域，晶体组织B的晶体粒径为小于100μm，晶体组织B的平均粒径为40μm以下。

在这样的、比较粗大的晶体粒径的晶体组织A、与晶体粒径比其小的晶体组织B的混合组织中，通过将Mg与B一起微量地含有，得到减小晶体组织A和B的硬度差的效果。进一步，还得到提高从轧制方向偏移45°方向的疲劳强度的效果。若Mg含量小于0.0002％，则得不到上述效果。此外，在Mg含量超过0.0100％的情况下，难以得到上述效果。从提高冲裁后的圆度的观点出发，Mg含量的下限值较优选为0.0003％，Mg含量的上限值较优选为0.0070％。

B：0.0001～0.0010％

在本发明的实施方式中，B通过与Mg一起微量地含有，得到减小晶体组织A和B的硬度差的效果。并且，还得到提高从轧制方向偏移45°方向的疲劳强度的效果。若B含量为0.0001％以上，容易得到上述效果而优选。此外，B含量高于0.0010％时，难以得到上述效果。从提高冲裁后的圆度的观点出发，B含量的下限值较优选为0.0002％，B含量的上限值较优选为0.0009％。

通过微量地含有Mg及B，晶体组织A和B的硬度差变小的原因的详细内容并不明确，但认为是微量的Mg和B对晶体组织中的恢复、再结晶动作产生影响，减小粒径粗大的晶体组织A、和晶体粒径比其小的晶体组织B的硬度差。并且，认为疲劳强度提高，从而强化了晶体组织A和晶体组织B的界面。

本实施方式的无取向性电磁钢板的化学组分的基础在于由上述的元素和剩余部分即Fe及杂质构成。然而，也可以是，根据需要，代替Fe的一部分，在下文所示的范围中，进一步含有任意元素(Sn、Sb、Cr、Ni、Cu、Ca、及/或REM)的一种以上。这些任意元素并不需要必须含有，因此下限为0％。

所谓杂质，是指在工业上制造无取向性电磁钢板时，从作为原料的矿石、废料中，或者从制造环境等中混入的物质，在对本实施方式的无取向性电磁钢板不造成不良影响的范围内允许的物质。

[关于任意元素]

从Sn及Sb构成的组中选择的一种以上：0～0.100％

锡(Sn)及锑(Sb)均为任意元素，也可以不含有。Sn及Sb改善无取向性电磁钢板的织构(例如，增加有助于提高磁特性的取向的晶粒)，提高磁特性。在稳定有效地得到上述效果的情况下，优选将从由Sn及Sb构成的组中选择的一种以上的总计含量设为0.005％以上。

然而，若这些元素的合计含量超过0.100％，则钢会脆化。此时，在制造过程中钢板断裂，或鳞状折叠发生。因此，即使含有的情况下，从由Sn及Sb构成的组中选择的一种以上的总计含量为0.100％以下。

Cr：0～0.10％

铬(Cr)为任意元素，也可以不含有。Cr提高钢的电阻。特别地，若与Si一起含有Cr，则比分别单独含有Si、Cr的情况更能够提高钢的电阻，降低铁损。Cr还提高本实施方式的无取向性电磁钢板那样的高Si钢的制造性，耐腐蚀性也提高。在稳定有效地得到上述效果的情况下，优选将Cr含量设为0.01％以上。从提高圆度的观点出发，较优选将Cr含量设为0.02％以上。

但是，若Cr含量高于0.10％，则其效果饱和，成本升高。因此，即使在含有的情况下，Cr含量为0.10％以下。Cr含量优选为0.08％以下。从抑制饱和磁通密度降低的观点出发，较优选将Cr含量设为0.07％以下。

Ni：0～5.0％

镍(Ni)不会降低饱和磁通密度，而使钢固溶强化，进一步提高钢的电阻，降低铁损。在稳定有效地得到上述效果的情况下，优选将Ni含量设为0.05％以上。从高强度化的观点出发，较优选将Ni含量设为0.06％以上。

但是，若Ni含量超过5.0％，则成本升高。因此，即使是在含有的情况下，Ni含量为5.0％以下。Ni含量优选为2.0％以下。从抑制过度的高强度化引起的金属模具磨损的观点出发，较优选将Ni含量设为1.8％以下。

Cu：0～5.0％

铜(Cu)通过固溶强化提高钢的强度。Cu进一步通过以500℃左右的温度实施时效处理，生成细微的Cu析出相，强化钢。在稳定有效地得到上述效果的情况下，优选将Cu含量设为0.05％以上。

但是，若Cu含量高于5.0％，则钢会脆化。因此，即使是在含有的情况下，Cu含量为5.0％以下。Cu含量优选为2.0％以下。较优选地，Cu含量为1.6％以下。

Ca：0～0.010％

稀土元素(REM)：0～0.010％

钙(Ca)及REM在钢中与S结合，固定S。由此，钢的磁特性升高。在稳定有效地得到上述效果的情况下，优选将Ca含量设为0.001％以上，或者将REM含量设为0.002％以上。从提高磁特性的观点出发，较优选将Ca含量设为0.002％以上，将REM含量设为0.003％以上。

另一方面，若Ca含量及REM含量分别超过0.010％，则其效果饱和，成本升高。因此，即使是在含有的情况下，Ca含量为0.010％以下，REM含量为0.010％以下。从成本的观点出发，较优选将Ca含量设为0.009％以下，将REM含量设为0.009％以下。

本实施方式中的REM表示Sc、Y、以及镧系元素(原子序号57号的La～71号的Lu)，REM含量表示这些元素的总计含量。

[平行于无取向性电磁钢板的轧制面的截面中的显微组织]

在上述的无取向性电磁钢板的平行于轧制面的截面中，显微组织由晶体组织A和晶体组织B构成。此外，所谓轧制面，表示板状的无取向性电磁钢板的板面。

在本实施方式中，晶体组织A是由晶体粒径为100μm以上的晶粒构成的区域。另一方面，晶体组织B是所述晶体组织A以外的晶体组织，晶体粒径为小于100μm。晶体组织B的晶粒的平均粒径为40μm以下。

晶体组织A是通过进行慢加热的追加热处理而被蚕食从而消失的区域。晶体组织A的面积率小于1％时，晶体组织B容易粗粒化，无取向性电磁钢板的强度降低。此外，晶体组织A的面积率高于30％时，通过追加热处理使晶粒成长时的磁特性降低(变差)。因此，晶体组织A的面积率为1～30％。晶体组织A的面积率优选的下限为5％，优选的上限为20％。

在平行于轧制面的截面中，将晶体组织A的面积率设为1～30％时，晶体组织B的面积率为70～99％。因此，本实施方式的无取向性电磁钢板的机械特性主要由晶体组织B决定。

此外，晶体组织B是通过进行慢加热的追加热处理进行晶粒生长的区域。

若晶体组织B的平均粒径大于40μm，则虽然追加热处理前的磁特性提高，但难以满足追加热处理前的强度特性(抗拉强度及/或疲劳强度)。

因此，在平行于轧制方向的截面中，晶体组织B的平均粒径需要设为40μm以下。晶体组织B的平均粒径优选的上限为30μm，较优选为25μm。

此外，从提高冲裁后的圆度的观点出发，较优选包含晶体组织A和晶体组织B的晶体组织的平均晶体粒径高于40μm。

在本实施方式中，在距轧制面为板厚的1/4深度位置的、平行于轧制面的截面中，成为上述的组织即可。这是因为距轧制面为板厚的1/4深度位置的组织是钢板的代表性的组织，很大程度影响钢板的特性。

[晶体组织A的面积率及晶体组织B的平均粒径的测定方法]

晶体组织A的面积率及晶体组织B的平均粒径能够通过下面的方法进行测定。

通过研磨等制作无取向性电磁钢板的距轧制面为板厚的1/4深度位置的、具有平行于轧制面的截面的试样。对该试样的研磨面(下面，称为观察面)，通过电解研磨调整表面后，实施利用电子背散射衍射法(EBSD)的晶体组织解析。

通过EBSD解析，观察面中，将晶体取向差为15°以上的边界设为晶体晶界，将该晶体晶界围着的各个区域作为一个晶粒，观察包含10000个以上晶粒的区域(观察区域)。在观察区域中，将晶粒设为当量圆的面积时的直径(相当于圆的直径)定义为粒径。即，所谓粒径表示当量圆的直径。

将由粒径为100μm以上的晶粒构成的区域定义为晶体组织A，求得该区域相对于测定的总面积的面积率。此外，将由直径小于100μm的晶粒所构成的区域(即，晶体组织A以外的组织)定义为晶体组织B，求得其平均晶体粒径。这些测定能够通过图像解析相对简单地实施。

[晶体组织A及晶体组织B的硬度]

在本实施方式的无取向性电磁钢板中，晶体组织A和晶体组织B的硬度还满足式1。

(HvA²+HvB²)/2－(HvA+HvB)²/4≦7.0···式1

在此，“HvA”是晶体组织A的、试验力(负荷)50g下的维氏硬度，“HvB”是晶体组织B的、试验力(负荷)50g下的维氏硬度。维氏硬度根据JIS Z 2244(2009)而测定。

更具体而言，在晶体组织A的区域内的至少20点通过上述的方法测定维氏硬度，将其平均值定义为晶体组织A的维氏硬度HvA。同样地，在晶体组织B的区域内的至少20点通过上述的方法测定维氏硬度，将其平均值定义为晶体组织B的维氏硬度HvB。晶体组织A及晶体组织B的维氏硬度，与实施了利用电子背散射衍射法(EBSD)的晶体组织解析的试样同样地，通过研磨等制作无取向性电磁钢板的距轧制面为板厚1/4深度位置的、具有与轧制面平行的截面的试样，供测定用。

[关于显微组织的规定]

在本实施方式的无取向性电磁钢板中，如上所述，在平行于轧制面的截面中的显微组织中，进行控制使得“晶体组织A”、“晶体组织B”，以及“这些晶体组织的硬度的关系式1”成为规定的范围。针对这些特征进行以下说明。在下文的说明中，详细内容还存在未弄清的部分，在该机理中，一部分是推定的。

在光学显微镜的观察中，本实施方式中的“晶体组织A”与一般而言没有被“再结晶粒”蚕食的区域，即与“未再结晶组织”没有大的差别。然而，该晶体组织A通过最终退火充分地恢复，质地非常柔软。因此，与一般的“未再结晶组织”不同。此外，通过基于EBSD的累积应变量(例如IQ值)进行评价时，当然比未再结晶组织更接近再结晶组织。

因此，在本实施方式中，“晶体组织A”与一般的未再结晶组织被区别地定义。具体而言，通过利用电子背散射衍射法(EBSD)的晶体组织解析，将由晶体取向差为15°以上的边界围着的区域的面积设为当量圆的面积时的直径(相当于圆的直径)为100μm以上的区域定义为晶体组织A。

本实施方式中的“晶体组织B”是与由加工组织通过核产生与基体(Matrix)取向差较大的结晶生成并成长的“再结晶组织”类似的区域。然而，本实施方式中的晶体组织B中，还包含没有被再结晶粒蚕食的区域。因此，本实施方式中的“晶体组织B”与单纯的“再结晶组织”被区别地定义。具体而言，通过利用电子背散射衍射法(EBSD)的晶体组织解析，将由晶体取向差为15°以上的边界围着的区域的面积设为当量圆的面积时的直径(当量圆的直径)为小于100μm的区域(即，晶体组织A以外的组织)定义为晶体组织B。

本实施方式的无取向性电磁钢板的特征在于，“晶体组织A”的硬度与“晶体组织B”的硬度之差为规定的值以下(即，满足式1)。

若为(HvA²+HvB²)/2－(HvA+HvB)²/4＞7.0，则疲劳特性及冲裁后的圆度降低。式1是晶体组织A和晶体组织B的硬度关系，两者的硬度之差越小，式1的值越小。晶体组织A和晶体组织B之间硬度之差越小，则在负荷(疲劳)累积时不容易发生晶体组织间的界面的断裂等，疲劳强度提高。特别地，在具有相对粗大的晶体粒径的晶体组织A和晶体粒径比其小的晶体组织B的混合组织的钢板中，轧制方向至45°方向的疲劳强度提高。此外，在冲裁时，若晶体组织间硬度之差越大，则在冲裁端面形成的塌边及毛边容易变得不均匀，会导致圆度降低。式1的值为7.0以下时，得到充分的疲劳强度，冲裁后的圆度优异。

另一方面，关于(HvA²+HvB²)/2－(HvA+HvB)²/4，其下限值并不特别地限定，理论上可以为0，但现实上难以达到，因此可以将该下限值设为0.1以上。

此外，本实施方式的无取向性电磁钢板在粒径分布上也有特征。从上述的规定考虑可以明确，除去最大存在30％的由100μm以上的粒径晶粒构成的晶体组织A之外，晶体组织B的平均粒径为40μm以下，非常小。这表示在显微组织中，50～90μm左右的中间尺寸的晶粒几乎不存在。即，在本实施方式的无取向性电磁钢板中，晶体粒径分布是所谓的混粒。

一般而言，例如，若粒径分布为正规分布，则在达成了100μm的粒径存在那样的晶粒成长的晶体组织中，几十μm的晶粒也相对多的存在，平均粒径为50μm左右。

在晶体组织A和晶体组织B以规定的比例混合存在，且硬度的关系(差)满足式1的、本实施方式的无取向性电磁钢板中，在不实施追加热处理而利用的情况下(设想作为转子用坯料的利用的情况)，具有优异的强度(抗拉强度和疲劳强度)及磁特性，且冲裁后的圆度优异。另一方面，实施追加热处理而利用的情况(设想作为定子用坯料的利用的情况)下，通过追加热处理而晶粒生长时，改善铁损的同时，抑制圆度的降低及磁通密度的降低。

[关于式A]

在上述的无取向性电磁钢板中，将实施追加热处理前的无取向性电磁钢板的磁通密度定义为BA(T)。进一步，将实施了将加热速度设为100℃/时，最高到达温度为800℃、以及氮气氛围下800℃的保持时间设为2小时的追加热处理后的、无取向性电磁钢板的磁通密度定义为BB(T)。此时，在本实施方式的无取向性电磁钢板中，期待磁通密度BA和BB满足下述的式A。

BB/BA≧0.990···式A

BB/BA优选为0.994以上。BB/BA的上限并不特别限定，但追加热处理不会导致特性变差(即，BB/BA＝1.000)也是作为目标的基准。其中，通过追加热处理，对于磁特性优选的取向优先成长，其结果，还存在BB/BA超过1.000的情况。其中，在该情况下，BB/BA超过1.025的情况几乎不存在。

(关于追加热处理条件)

上述那样的加热速度、最高到达温度及保持时间是追加热处理的条件的一例。该条件采用被认为是作为当前实用中实施的去应力退火的条件代表性的值。其中，关于本实施方式的无取向性电磁钢板中的、抑制追加热处理导致的圆度的降低及磁通密度降低的效果，因为在含有70体积％以上氮的气氛中，将最高到达温度设为750～900℃的范围中，得到比该范围之外更优异的效果，所以优选。

在此，在气氛中的氮的比例小于70体积％的情况下，发生残留的氧引起的钢板的氧化，有时得不到希望的磁特性。此外，在使用氧以外的混入物(例如，氩或氦)的情况下成本升高，不优选。气氛中氮的比例较优选为80体积％以上，更加优选为90体积％～100体积％，特别优选为97体积％～100体积％。此外，氮以外的氛围气体并不特别地规定，但一般可以使用氢、二氧化碳、一氧化碳、水蒸汽、甲烷等构成的还原性的混合气体。为了得到这些气体，通常采用使丙烷或天然气燃烧得到的方法。

此外，在最高到达温度小于750℃的情况下，有时追加热处理后得不到优异的磁特性。此外，还存在应变释放的方面变得不均匀，导致圆度降低的情况。另一方面，在最高到达温度高于900℃的情况下，绝缘覆膜的密合性有时会降低。此外，还存在晶粒生长过度发展，磁滞损耗降低，但涡流损耗会增加，相反全部铁损增加的情况。并且，在冷却过程中圆度恐怕会降低。最高到达温度优选为775℃以上850℃以下。

关于加热速度、及保持时间，并不限定于上述的值，在一定程度的较广范围内也可以确认。

在追加热处理中，与通常进行高温短时间的热处理使晶粒成长的最终退火相比较，以低速度进行加热，以相对低温且长时间的热处理使晶粒生长。

通常的最终退火以10℃/s(36000℃/时)左右的加热速度实施，因此追加热处理的加热速度的上限，可以提示该程度的温度。其中，若考虑一般的铁芯的去应力退火，则难以以这样的高速进行加热。此外，在加热速度过快时，也担心加热会不均匀。因此，追加热处理的加热速度例如优选为500℃/时以下。

另一方面，在非常低速的加热速度的情况下，则会难以发现如后述那样的本实施方式的无取向性电磁钢板中特有的晶粒生长举动。因此，追加热处理的加热速度的下限为30℃/时。

关于追加热处理中的最高到达温度及保持时间，考虑一般的去应力退火条件，最高到达温度为750～850℃、及750℃以上的保持时间为0.5～100小时。

在本实施方式中，通过控制晶体组织A及晶体组织B的比例、晶体组织B的平均粒径、晶体组织A和晶体组织B的硬度关系(差)，能够抑制以追加热处理使晶粒生长时的圆度降低及磁通密度降低，关于其原因，并不是必须明确，但如以下进行推断。

本实施方式的无取向性电磁钢板具备“晶体组织A”和“晶体组织B”的混合组织，且“晶体组织A”的硬度和“晶体组织B”的硬度之差为规定的值以下(即，满足式1)。换言之，晶体组织间的截面上的硬度差较小。其结果，认为追加热处理中的应变释放容易均匀地推进，追加热处理后的圆度提高。此外，根据疲劳强度提高，表示界面的强度也提高。推断这样的变化会导致追加热处理时界面的移动度的变化，通过追加热处理时的晶粒生长举动的变化，抑制磁特性降低。此外，在混合组织的情况下，尽管冲裁时在端面所形成的塌边或毛边的不均匀性显著化，但在本实施方式的无取向性电磁钢板中，晶体组织间界面处的硬度差较小，冲裁时在端面所形成的塌边或毛边的不均匀性减少。认为追加热处理后的圆度降还起因于从包含有机成分的绝缘覆膜排放气体的不均匀性，认为通过减少端面的塌边或毛边的不均匀性，消除气体排放的不均匀性，提高圆度。此外，推断界面处的硬度差的变化与追加热处理时的界面的移动度的变化相关，通过追加热处理时的晶粒成长举动的变化，抑制了磁通密度的降低。

[无取向性电磁钢板的轧制方向的抗拉强度]

本发明的无取向性电磁钢板，轧制方向的抗拉强度为520MPa以上。抗拉强度小于520MPa时，在转子等的用途中得不到充分的强度。用于提高抗拉强度的化学组分是已知的，因此适当调整即可。此外，抗拉强度TS(MPa)以JIS Z 2241(2011)为基准，常温下，在大气中实施抗拉试验并求得。在此，已知的是，与抗拉试验片的平行部宽相比，若不是具有极短的平行部长度的试验片，则抗拉强度TS几乎不会受试验片尺寸影响。因此，也可以从转子提取小型的抗拉试验片进行评价。在构成转子的无取向性电磁钢板中，可以根据在后述的冷轧或温轧中形成在钢板表面的纹理来判断轧制方向。

[复合绝缘覆膜]

在本实施方式的无取向性电磁钢板的表面，具备有机和无机的复合绝缘覆膜。为了确保良好的冲裁性，含有树脂(有机成分)，另一方面考虑在追加热处理等的耐热性等，含有无机成分。

在此，所谓复合绝缘覆膜，是例如以铬酸金属盐、磷酸金属盐、或胶体二氧化硅、Zr化合物、Ti化合物等无机物的至少任一种为主体，并分散有细微的有机树脂的颗粒的绝缘覆膜。尤其是，从近年需求逐渐升高的降低制造时的环境负载的观点出发，优选采用磷酸金属盐或Zr或Ti的偶联剂、或者将它们的碳酸盐或铵盐作为起始物料使用的绝缘覆膜。有机成分例如为通常的丙烯酸类、丙烯酸苯乙烯类、丙烯酸硅类、硅类、聚酯类、环氧类、氟系的树脂。

[板厚偏差]

本实施方式的无取向性电磁钢板，板宽大致每400mm的板厚偏差为1μm以上20μm以下。在追加热处理中，从复合绝缘覆膜所包含的有机成分中产生气体。板厚偏差高于20μm时，冲裁时在端面所形成的塌边或毛边的不均匀性变得显著，气体在层叠的钢板之间的排放容易不均匀，促进铁芯的变形。此外，层叠铁芯时的层叠厚度变得不均匀，会导致电机的生产性降低。另一方面，若板厚偏差小于1μm，则气体的排放会受到限制，因此追加热处理后的铁芯膨胀，即有时会促进铁芯的变形。关于板厚偏差，出于抑制追加热处理后的铁芯的变形及改善层叠厚度的不均匀性的观点，优选每板宽约400mm为10μm以下，较优选为9μm以下。由于担心追加热处理后层叠钢板间介由塌边或毛边而导通，所以从抑制铁芯的变形同时得到减少塌边或毛边带来的电机性能提高的效果的观点出发，优选大致每400mm为8μm以下。

无取向性电磁钢板的板厚偏差是针对最终退火后的无取向性电磁钢板，由使用外侧千分尺(JIS B 7502(2016))测定的板厚求得的。在宽度为412mm以上的钢带的情况下，在长度方向相同的位置，宽度方向上以100mm的间隔测定5点。板厚偏差设为这5点的板厚的最大值与最小值之差。宽度方向的两端部附近是受到分切加工等的影响的非稳定部，因此板厚测定位置设为从宽度方向的两端离开6mm以上的位置。在宽度小于412mm的钢带的情况下，在在长度方向相同的位置，测定从宽度方向的两端分别向里6mm的2点和将该2点间的距离进行3等分的内分点(2点)的总计4点。此时的板厚偏差设为这4点的板厚的最大值与最小值之差。在从钢带剪断的钢板中评价板厚偏差时，为了避开剪切加工的影响，在从长度方向的剪切位置离开6mm以上的位置测定板厚。宽度方向的测定位置、测定点数是与钢带的情况相同的。本实施方式中的所谓板宽约400mm，下限值可以为350mm，优选为360mm。

此外，为了得到上述那样的板厚偏差，除了控制冷轧或温轧或最终退火时的张力等之外，优选通过分切加工时的条件设定来达成。

此外，本实施方式的无取向性电磁钢板也可以通过被冲裁为适于电机铁芯的形状并层叠，制成电机铁芯。该电机铁芯可以作为转子铁芯优选地使用。

此外，本实施方式的无取向性电磁钢板也可以是，被冲裁为适于电机铁芯的形状、并层叠后，通过实施上述的追加热处理，制成电机铁芯。该电机铁芯可以作为定子铁芯优选地使用。

此外，该电机铁芯中，晶体组织的平均粒径也可以为60μm以上200μm以下。由此，得到降低铁损，提高作为电机的效率的效果。该电机铁芯的晶体组织与追加热处理前不同，并不是混粒。因此，晶体组织可以由光学显微镜照片测定，例如使用以50倍的倍率拍摄的照片即可。作为具体的测定方法，将晶体组织的平均粒径设为D时，D是在平行于钢板的轧制方向的板厚垂直截面的通过光学显微镜的组织照片中，在板厚的中心及两处的1/4厚度的位置分别画出平行于板面的5mm的线，将以横跨该各线的晶界数的总计除以15mm而得到的数设为L时，作为D＝1.12L求得。系数1.12是根据将切断法的平均切片长度L换算为公称粒径时的系数而设定的。

[无取向性电磁钢板的制造方法]

针对上述的无取向性电磁钢板的制造方法进行说明。下面说明的制造方法是本实施方式的无取向性电磁钢板的制造方法的一个示例。因此，本实施方式的无取向性电磁钢板也可以通过下面说明的制造方法以外的制造方法进行制造。

本实施方式的无取向性电磁钢板的制造方法具备：热轧钢坯制造热轧钢板的工序(热轧工序)；对热轧钢板实施退火(热轧板退火)的工序(热轧板退火工序)；对热轧板退火后的热轧钢板实施冷轧或温轧，制造中间钢板的工序(冷轧工序或温轧工序)；以及对中间钢板实施最终退火的工序(最终退火工序)。下面，针对各工序进行说明。

[热轧工序]

在热轧工序中，热轧钢坯，制造热轧钢板。

钢坯通过公知的方法制造。例如，通过转炉或电炉等制造钢液。对所制造的钢液通过脱气设备等进行二次精炼，制成具有上述化学组分的钢液。使用钢液通过连续铸造法或铸锭法铸造钢坯。可以将所铸造的钢坯开坯轧制。

优选地，钢坯的化学组分，以质量％计，含有

C：0.0100％以下、

Si：2.6％以上4.1％以下、

Mn：0.1％以上3.0％以下、

P：0.15％以下、

S：0.0013％以下、

N：0.0050％以下、

Al：0.1％以上2.0％以下、

Mg：0.0002％以上0.0100％以下、

B：0.0001～0.0010％、

从Sn及Sb选择的一种以上：0～0.100％、

Cr：0～0.1％、

Ni：0～5.0％、

Cu：0～5.0％、

Ca：0～0.010％、以及

稀土元素(REM)：0～0.010％，剩余部分由Fe及杂质构成。

此外，较优选地，钢坯的化学组分含有从由以下的元素构成的组中选择的一种以上：

从Sn及Sb选择的一种以上：0.005～0.100％、

Cr：0.01～0.1％、

Ni：0.05～5.0％、

Cu：0.05～5.0％、

Ca：0.0010～0.0100％、以及

稀土元素(REM)：0.0020～0.0100％以下。

对通过以上的工序准备的钢坯，实施热轧。热轧工序中的钢坯的优选加热温度为1000～1200℃。钢坯的加热温度若超过1200℃，则在热轧前的钢坯中，晶粒会粗大化。如本实施方式的无取向性电磁钢板的化学组分这样，Si含量高的钢板的组织从钢坯的阶段起为铁素体单相。此外，在热轧工序中的热历程中，组织不会相变。因此，若钢坯的加热温度过高，则晶粒容易粗大化，热轧后容易残留粗大的加工组织(扁平组织)。粗大的扁平组织在热轧工序的下一工序即热轧板退火工序中难以通过再结晶而消失。在热轧板退火组织中，若残留粗大的扁平组织，虽然是其后的工序中优选的，但得不到本实施方式的无取向性电磁钢板所要求的组织。因此，钢坯的加热温度的上限为1200℃。

另一方面，若钢坯的加热温度过低，则钢坯的加工性降低，在一般的热轧设备中的生产性降低。因此，钢坯的加热温度的下限为1000℃。

钢坯加热温度优选的上限为1180℃，较优选为1160℃。钢坯加热温度的优选下限为1050℃，较优选为1100℃。

关于热轧条件，以公知的条件进行即可。

[热轧板退火工序]

在热轧板退火工序中，对于通过热轧工序所制造的热轧钢板，实施退火(热轧板退火)。对磁特性产生不良影响的{111}从冷轧前的晶界附近发展，因此通过热轧板退火将冷轧前的组织制成粗粒的再结晶组织，通过减小晶界可以抑制{111}的发展。

最高到达温度Tmax：900～1150℃

将热轧板退火中的最高到达温度Tmax设为900～1150℃。若最高到达温度Tmax过低，则热轧板退火后(冷轧前)的组织成为细粒，或者成为未再结晶，最终产品的磁特性变差。另一方面，若最高到达温度Tmax过高，则再结晶组织过度粗大，在后续工序中容易裂开断裂，成品率显著降低。热轧板退火的热处理时间并不特别限定。热处理时间例如为20秒～4分。此外，也可以具有公知的酸洗工序，其在热轧板退火之前，或者之后，通过酸洗除去在钢板表面生成的氧化层。

[冷轧或温轧工序]

对热轧板退火工序后的热轧钢板，实施冷轧或温轧。在此，所谓温轧，表示对加热到150～600℃的热轧钢板实施轧制的工序。

冷轧或温轧中的轧制率优选为83％以上。在此，轧制率(％)按照下述式子定义。

轧制率(％)＝(1－最后的冷轧或温轧后的中间钢板的板厚/最初的冷轧或温轧开始前的热轧钢板的板厚)×100

若轧制率小于83％，则下一工序的最终退火工序所需要的再结晶核的量不足。此时，难以适当地控制晶体组织A的分散状态。若轧制率为83％以上，则能够确保充足的量的再结晶核。其原因被认为在于，通过以冷轧或温轧导入充分的应变，再结晶核分散及增加。通过以上的工序，制造中间钢板。

[最终退火工序]

对通过冷轧或温轧工序制造的中间钢板，实施最终退火。最终退火的条件如下所述。

最高到达温度(退火温度)：700～850℃

最终退火时的最高到达温度小于700℃时，再结晶未充分地进行。此时，无取向性电磁钢板的磁特性降低。并且，通过连续退火实施最终退火时，不能充分地得到无取向性电磁钢板的板形状的校正效果。另一方面，若最终退火时的最高到达温度超过850℃，则晶体组织A的面积率小于1％，无取向性电磁钢板的强度会降低。此外，从提高追加热处理前的强度、疲劳特性、圆度以及追加热处理后的磁特性、圆度的观点出发，较优选最终退火时的最高到达温度小于850℃。

从不使生产性降低，并充分加热得到希望的组织的观点出发，最高到达温度下的均热时间优选为1～50秒。

关于500℃至600℃的升温过程中的升温速度S1(℃/秒)，满足下述式2。

300≦S1≦1000···式2

为了达成希望的机械特性(高强度)，设定上述的最高到达温度。通过尽可能快地通过到达该最高到达温度的Fe原子可移动的温度域，容易得到具有希望的机械特性(高强度)的晶体组织。若升温速度小于300℃/秒，则有时得不到希望的机械特性(高强度)。另一方面，若升温速度超过1000℃/秒，则最高到达温度的控制有时会变得困难。因此，关于升温速度S1(℃/秒)，规定为满足式2。

适用升温速度S1的温度范围设为500℃至600℃。原因在于，升温速度S1高，最高到达温度的控制有时会变得困难。

此外，较优选将室温至500℃的升温过程中的升温速度S2设为100℃/秒以上300℃/秒以下。由此，具有提高冲裁后的圆度及追加热处理后的圆度的效果。

此外，较优选将600℃至最高到达温度的升温过程中的升温速度S3设为20℃/秒以上100℃/秒以下。由此，具有提高冲裁后的圆度及追加热处理后的圆度的效果。

通过以上的工序，制造本实施方式的无取向性电磁钢板。此外，在上述的制造方法中，在热轧板退火工序后，一次冷轧或温轧工序中，将无取向性电磁钢板的板厚设为最终的板厚。

[复合绝缘覆膜形成工序]

上述制造方法还可以实施如下工序(复合绝缘覆膜形成工序)：对最终退火工序后的无取向性电磁钢板的表面，为了降低层叠状态下的铁损，而形成含有树脂(有机成分)的有机-无机复合的绝缘覆膜。复合绝缘覆膜形成工序通过周知的方法实施即可。

所谓复合绝缘覆膜，例如是以铬酸金属盐、磷酸金属盐、或胶体二氧化硅、Zr化合物、Ti化合物等的无机物的至少任一者为主体，并分散有细微的有机树脂的颗粒的绝缘覆膜。特别地，从近年来需求升高的、降低制造时的环境负载的观点出发，优选采用磷酸金属盐或Zr或者Ti的偶联剂、或者将它们的碳酸盐或铵盐用作初始原料的绝缘覆膜。有机成分例如是通常的丙烯酸类、丙烯酸苯乙烯系、丙烯酸硅类、硅类、聚酯类、环氧类、氟类的树脂。也可以施以通过加热及/或加压发挥粘接能的绝缘涂层。具有粘接能的绝缘涂层例如为丙烯酸类、酚类、环氧类、三聚氰胺类的树脂。

[电机铁芯的制造方法]

针对电机铁芯的制造方法进行说明。本实施方式的电机铁芯的制造方法包括将规定的无取向性电磁钢板冲裁为铁芯形状并层叠后，实施规定的追加热处理的工序。

下面，针对规定的条件进行说明。

为了电机铁芯的制造而采用的无取向性电磁钢板是具有规定的抗拉强度、晶体组织、板厚偏差、复合绝缘覆膜的无取向性电磁钢板，可以使用上述的本发明的一实施方式的无取向性电磁钢板。

此外，为了制造电机铁芯而使用的无取向性电磁钢板也可以在供下述的冲裁工序之前，通过分切加工而被加工成规定的板宽。具体而言，从出货的卷材状态的宽幅的无取向性电磁钢板不断地绕出无取向性电磁钢板，通过被配置在其下游侧的旋转的圆盘状的刃连续性地切断，从而划分成多个规定的板宽的卷材，并卷取。此时，为了确保板宽的精度及规定的板厚偏差，通过垫对无取向性电磁钢板进行按压等来施加张力。

[冲裁工序]

首先，将本实施方式的电磁钢板冲裁为希望的铁芯形状，根据层叠张数等，制作希望张数的冲裁部件。为了确认本实施方式的、追加热处理后的冲裁部的圆度，冲裁部的形状可以设为正圆。冲裁电磁钢板，制成冲裁部件的方法并不特别限定，可以采用以往公知的任意方法。

[层叠工序]

通过层叠在冲裁工序中制作的冲裁部件，得到电机铁芯。具体而言，将被冲裁为希望的形状的部件组合希望的张数，以冲裁部对齐重叠的方式，将它们层叠。

此外，对层叠起来的冲裁部件进行固定的方法并不特别地限定，可以采用以往公知的任意的方法。例如，也可以对冲裁部件涂布公知的粘接剂形成粘接剂层，经由粘接剂层进行固定。此外，也可以应用铆接加工，机械性地相互嵌合各个冲裁部件所形成的凹凸部并固定。

对无取向性电磁钢板，实施上述的冲裁工序及层叠工序，从而得到电机铁芯。该电机铁芯由于圆度良好，所以能够作为转子铁芯优选地使用。

[追加热处理工序]

追加热处理能够采用用于上述的本发明的一实施方式的无取向性电磁钢板的追加热处理。即，优选地，本实施方式的电机铁芯在层叠冲裁部件后，在含有70体积％以上氮气的气氛中，以最高到达温度：750℃～900℃、实施追加热处理。加热速度可以为30℃/时～500℃/时，750℃以上的保持时间可以为0.5小时～100小时。通过进行该追加热处理，电机铁芯均匀地释放不需要的应变，提高冲裁部的圆度，或改善铁损的同时，抑制磁通密度降低。

对无取向性电磁钢板，实施上述的冲裁工序、层叠工序及追加热处理工序，从而得到电机铁芯。该电机铁芯的圆度及磁特性良好，从而能够作为定子铁芯优选地使用。

此外，无需说明的是，上述实施方式的各要素能够相互组合。

实施例

(实施例1)

下面，通过实施例具体地说明本发明的方案。这些实施例是用于确认本发明的效果的一个示例，并不限定本发明。

[制造工序]

准备具有表1所示的化学组分的各钢坯。

[表1]

对具有表1所述的成分(剩余部分为Fe及杂质)的各钢坯，以表2-1及表2-2所示的各钢坯加热温度进行加热，实施热轧，制造2.2mm的板厚的各热轧钢板。热轧时的终轧温度FT(℃)为890～920℃、以及卷取温度CT(℃)为580～650℃。

[表2-1]

[表2-2]

对所制造的各热轧钢板，实施热轧板退火。在热轧板退火中，在所有的试验编号中，最高到达温度为900℃，保持时间为2分。

对热轧板退火后的热轧钢板，在酸洗后实施冷轧，制造中间钢板。冷轧时的轧制率在所有的试验编号中，均为89％。通过上述的工序，制造板厚0.25mm的中间钢板(冷轧钢板)。

对中间钢板，实施最终退火。最终退火中的最高到达温度及500℃至600℃的升温过程的升温速度(加热速度)如表2－1及表2－2所示。此外，保持时间在所有的试验编号中均为20秒。

对最终退火后的无取向性电磁钢板，涂布含有磷酸类无机物和环氧类有机物的周知的绝缘覆膜。通过上述的工序，制造各试验编号的无取向性电磁钢板。分析最终退火后的无取向性电磁钢板，化学组分如表1所示。

[评价试验]

对所制造的各试验编号的无取向性电磁钢板，实施下面的评价试验。

[板厚偏差]

针对各试验编号的最终退火后的无取向性电磁钢板，求得板厚偏差。所有的试验编号，板宽为416mm，在长度方向相同的位置从宽度方向的两端部分离8mm的位置以100mm的间隔测定5点板厚，将最大值和最小值之差设为板厚偏差。板厚在剪切为钢板后进行测定，为了避免剪切加工的影响，设为从剪切位置在长度方向分离8mm的位置。

[对最终退火后的无取向性电磁钢板的评价试验]

[晶体组织测定试验]

提取各试验编号的最终退火后的无取向性电磁钢板的包含与轧制面平行的截面的样品。上述截面是距表面在板厚方向上为板厚的1/4深度位置的截面。将相当于该截面的样品表面设为观察面。

对样品的观察面，通过电解研磨调整表面后，实施了利用电子背散射衍射法(EBSD)的晶体组织解析。通过EBSD解析，观察面之中，将晶体取向差为15°以上的边界作为晶体晶界，将以上述晶体晶界围着的各个区域判断为一个晶粒，将包含10000个以上的晶粒的区域(观察区域)作为观察对象。在观察区域中，具有与各晶粒的面积相同的面积的圆的直径(当量圆的直径)定义为各晶粒的粒径。

将由粒径为100μm以上的晶粒构成的区域定义为晶体组织A，求得其面积率(％)。此外，将直径小于100μm的晶粒所构成的区域定义为晶体组织B，求得其平均晶体粒径(μm)。这些测定是通过观察区域的图像解析求得的。

[晶体组织的硬度]

在晶体组织A的区域内的任意的20点，实施以JIS Z 2244(2009)为基准的维氏硬度试验。试验力(荷重)设为50g。将所得到的维氏硬度的平均值设为晶体组织A的硬度HvA。

同样地，在晶体组织B的区域内的任意的20点，实施以JIS Z 2244(2009)为基准的维氏硬度试验。试验力设为50g。将所得到的维氏硬度的平均值设为晶体组织B的硬度HvB。

从上述的硬度HvA及HvB，计算下述式1的值，确认是否为7.0以下。

(HvA²+HvB²)/2－(HvA+HvB)²/4···式1

[抗拉试验]

从各试验编号的无取向性电磁钢板，制作JIS Z 2241(2011)所规定的JIS5号抗拉试验片。各抗拉试验片的平行部平行于无取向性电磁钢板的轧制方向。使用所制造的抗拉试验片，以JIS Z 2241(2011)为基准，常温下，在大气中实施抗拉试验，求得抗拉强度TS(MPa)。

[疲劳试验]

疲劳强度可以通过JIS Z 2273(1978)所规定的疲劳试验求得。在此，使用油压伺服疲劳试验机(岛津制作所制造的载荷容量10kN)，在室温、大气气氛中，以载荷控制、应力比0.1、重复速度20Hz的条件实施脉动拉伸的疲劳试验。未断裂情况的试验中止重复数设为10⁷次，将未断裂的最大应力设为疲劳强度(MPa)。在本发明中，若疲劳强度为450MPa以上，则判断为具有优异的疲劳强度。在此，试验片的长度为180mm，夹紧部的宽度为30mm，在R40处收窄宽度，平行部的宽度为10mm，平行部的长度设为20mm。此外，以试验片的长度方向与从轧制方向偏移45°的方向一致的方式取用。

[追加热处理前的圆度]

从各试验编号的无取向性电磁钢板，用25t连续顺送冲压机，以250冲程/分的冲裁速度，用正圆的金属模具冲裁为外径79.5mm的转子，铆接成层叠60张的铁芯。测定冲裁的转子铁芯的圆周部的外径，将其最大值和最小值之比设为圆度，根据以下的基准，评价圆度。

优：圆度0.9999以上1以下

良：圆度高于0.9998～小于0.9999

中：圆度高于0.9997～0.9998以下

差：圆度小于0.9997

[追加热处理前的无取向性电磁钢板的磁特性评价试验]

准备爱泼斯坦试验片，该爱泼斯坦试验片是从各试验编号的无取向性电磁钢板，根据JIS C 2550－1(2011)，在轧制方向(L方向)及轧制直角方向(C方向)分别切取。对爱泼斯坦试验片，实施以JIS C 2550－1(2011)及2550－3(2011)为基准的电磁钢带试验方法，求得磁特性(磁通密度B₅₀及铁损W_10/400)。将通过追加热处理前的本试验得到的磁通密度B₅₀定义为磁通密度BA(T)。

[追加热处理后的无取向性电磁钢板的磁特性评价试验]

准备爱泼斯坦试验片，该爱泼斯坦试验片是从各试验编号的无取向性电磁钢板，根据JIS C 2550－1(2011)，从轧制方向(L方向)及轧制直角方向(C方向)分别切取。对爱泼斯坦试验片，在氮气氛围下，以加热速度100℃/时，最高到达温度为800℃、最高到达温度800℃的保持时间为2小时，实施追加热处理。

对追加热处理后的爱泼斯坦试验片，根据JIS C 2550－1(2011)及2550－3(2011)，求得磁特性(磁通密度B₅₀及铁损W_10/400)。将通过追加热处理后的本试验所得到的磁通密度B₅₀定义为磁通密度BB(T)。

[追加热处理后的圆度]

从各试验编号的无取向性电磁钢板，用25t连续顺送冲压机，以250冲程/分的冲裁速度，以内径80.0mm、外径100mm的均为正圆的金属模具冲裁，铆接成层叠60张的铁芯。所得到的环状的铁芯模拟电机中的定子铁芯，内周部的圆度可以成为与转子铁芯的气隙精度的指标。对上述环状的铁芯，在氮气气氛中，实施将加热速度设为100℃/时，将最高到达温度设为800℃，将最高到达温度800℃下的保持时间设为2小时的追加热处理。测定追加热处理后的内周部直径，将其最大值和最小值之比设为圆度，根据以下的基准，评价圆度。

优：圆度0.9999以上1以下

良：圆度高于0.9998～小于0.9999

中：圆度高于0.9997～0.9998以下

差：圆度小于0.9997

追加热处理后的晶体组织的平均粒径D是用光学显微镜以50倍的倍率拍摄平行于钢板的轧制方向的板厚垂直截面，在板厚的中心及2处1/4厚度的位置分别画出平行于板面的5mm线，使用横跨该各线的晶界数的总计除以15mm的数即L，作为平均粒径D＝1.12L求得。

[试验结果]

在表2－1及表2－2中示出通过上述评价试验得到的结果。

试验编号1－1～1－21及试验编号1－39～1－44、1－47的无取向性电磁钢板的化学组分是适当的，制造条件也是适当的。其结果，板厚偏差为20μm以下，晶体组织A的面积率为1～30％，晶体组织B的平均粒径为40μm以下。并且，晶体组织A的硬度HvA与晶体组织B的硬度HvB的关系式1为7.0以下。抗拉强度TS为640MPa以上，疲劳强度为450MPa以上，示出优异的强度。此外，冲裁后(追加加热处理前)的圆度为中、良、或优。

并且，追加热处理后的磁通密度BB为1.64T以上，铁损W_10/400为小于12.5W/kg，得到优异的磁特性。并且，追加热处理后的磁通密度BB相对于追加热处理前的磁通密度BA之比(BB/BA)为0.990以上，在追加热处理后，也抑制了磁通密度的降低。此外，追加加热处理后的圆度为中、良、或优。

另一方面，试验编号1－22中，C含量脱离本发明的范围。其结果，铁损W_10/400比12.5W/kg更大。

试验编号1－23中，Si含量为比本发明的范围不足。其结果，不能达成充分的抗拉强度、疲劳强度，铁损W_10/400也大于12.5W/kg。

试验编号1－24中，Mn含量脱离本发明的范围。其结果，磁通密度BB为小于1.64T，较低，铁损W_10/400大于12.5W/kg。

试验编号1－25中，Al含量脱离本发明的范围。其结果，磁通密度BB小于1.64T，较低，铁损W_10/400大于12.5W/kg。

试验编号1－26中，P含量脱离本发明的范围。其结果，在冷轧中发生断裂，无法进入以后的工序。

试验编号1－27中，S含量脱离本发明的范围。其结果，追加热处理后的铁损W_10/400大于12.5W/kg。

试验编号1－28中，N含量脱离本发明的范围。其结果，追加热处理后的铁损W_10/400大于12.5W/kg。

试验编号1－29中，Si含量比本发明范围过剩。其结果，在冷轧中发生断裂，无法进入以后的工序。

试验编号1－30中，B含量相比于本发明范围不足，晶体组织A及晶体组织B的硬度的关系式1的值脱离本发明的范围。其结果，无法达成充分的疲劳强度，冲裁后的圆度也为差。并且，追加热处理后的铁损W_10/400大于12.5W/kg，追加热处理后的圆度也为差。

试验编号1－31中，B含量比本发明范围过剩，晶体组织A及晶体组织B的硬度的关系式1的值脱离本发明的范围。其结果，无法达成充分的疲劳强度，冲裁后的圆度也为差。并且，追加热处理后的铁损W_10/400为12.5W/kg以上，追加热处理后的圆度也为差。

试验编号1－32中，Mg及B含量相比于本发明的范围不足，晶体组织A及晶体组织B的硬度的关系式1的值脱离本发明的范围。其结果，无法达成充分的疲劳强度，冲裁后的圆度也为差。并且，追加热处理后的铁损W_10/400大于12.5W/kg，追加热处理后的圆度也为差。

试验编号1－33中，Mg及B含量相比于本发明的范围为不足，并且最终退火的升温速度(加热速度)脱离本发明的范围，晶体组织A及晶体组织B的硬度的关系式1的值脱离本发明的范围。其结果，无法达成充分的疲劳强度，冲裁后的圆度也为差。并且，追加热处理后的铁损W_10/400大于12.5W/kg，追加热处理后的圆度为差。

此外，试验编号1－34中，最终退火时的加热速度为一定，因此钢组分与加热速度S1相同的试验编号1－1相比较，晶体组织A及晶体组织B的硬度的关系式1的值更大。其结果，冲裁后的圆度、追加热处理后的圆度均为中。

试验编号1－49中，最终退火时的加热速度S2低于优选的范围的下限。此外，在试验编号1－50中，最终退火时的加热速度S3低于优选的范围的下限。因此，在这些实施例中，钢组分与加热速度S1相同的试验编号1－1相比较，晶体组织A及晶体组织B的硬度的关系式1更大。其结果，冲裁后的圆度、追加热处理后的圆度均为中。

试验编号1－35中，最终退火的加热速度和最高到达温度脱离本发明范围的上限。因此，晶体组织A的面积率低，晶体组织A及晶体组织B的硬度的关系式1的值为本发明的范围之外。其结果，无法达成充分的疲劳强度，冲裁后的圆度也为差。并且，追加热处理后的铁损W_10/400大于12.5W/kg，追加热处理后的圆度也为差。

试验编号1－36中，最终退火的最高到达温度低于本发明范围的下限，晶体组织A的面积率高，晶体组织A及晶体组织B的硬度的关系式1的值为本发明的范围之外。其结果，无法达成充分的疲劳强度，冲裁后的圆度也为差。并且，追加热处理后的铁损W_10/400大于12.5W/kg，追加热处理后的圆度为差。

试验编号1－37中，钢坯加热温度高，最终退火的最高到达温度高于本发明范围的上限，晶体组织B的粒径大，晶体组织A及晶体组织B的硬度的关系式1的值为本发明的范围之外。其结果，无法达成充分的疲劳强度，冲裁后的圆度也为差。并且，追加热处理后的铁损W_10/400大于12.5W/kg，追加热处理后的圆度也为差。

试验编号1－38中，最终退火的加热速度低于本发明范围的下限，最高到达温度高于本发明范围的上限。因此，晶体组织A的面积率低，无法测定晶体组织A的硬度，得不到硬度的关系式1的值。并且，晶体组织B的粒径也大。其结果，无法达成充分的疲劳强度，冲裁后的圆度也为差。并且，追加热处理后的铁损W_10/400大于12.5W/kg，追加热处理后的圆度也为差。

试验编号1－45中，Mn含量低于本发明范围的下限，晶体组织A及晶体组织B的硬度的关系式1的值为本发明的范围之外。其结果，无法达成充分的疲劳强度，冲裁后的圆度也为差。并且，追加热处理后的铁损W_10/400大于12.5W/kg，追加热处理后的圆度也为差。

试验编号1－46中，Al含量低于本发明范围的下限，晶体组织A及晶体组织B的硬度的关系式1的值为本发明的范围之外。其结果，无法达成充分的疲劳强度，冲裁后的圆度也为差。并且，追加热处理后的铁损W_10/400大于12.5W/kg，追加热处理后的圆度也为差。

试验编号1－48中，Mg含量超出本发明范围的上限，晶体组织A及晶体组织B的硬度的关系式1的值为本发明的范围之外。其结果，无法达成充分的疲劳强度，冲裁后的圆度也为差。并且，追加热处理后的铁损W_10/400大于12.5W/kg，追加热处理后的圆度也为差。

(实施例2)

准备表1中的钢种A～G的钢坯。对所准备的钢坯，以表3所示的钢坯加热温度进行加热，实施热轧，制造2.2mm板厚的热轧钢板。热轧时的终轧温度FT为890～920℃，卷取温度CT为580～630℃。

[表3]

/>

对所制造的热轧钢板，实施热轧板退火。在热轧板退火中，试验编号2－1～2－15中，最高到达温度为950℃，保持时间为2分。此外，在试验编号2－16中，最高到达温度为800℃，保持时间为2分，在试验编号2－17中，最高到达温度为1170℃，保持时间为2分。

对热轧板退火后的热轧钢板，在酸洗后实施冷轧，制造中间钢板。冷轧时的轧制率在所有的试验编号中均为89％。通过以上的工序，制造板厚0.25mm的中间钢板(冷轧钢板)。

对中间钢板，实施最终退火。最终退火中的最高到达温度及500℃至600℃的升温过程的升温速度(加热速度)如表3所示。此外，保持时间在所有的试验编号中均为20秒。

对最终退火后的无取向性电磁钢板，涂布含有磷酸类无机物和环氧类有机物的周知的绝缘覆膜。通过以上的工序，制造各试验编号的无取向性电磁钢板。分析最终退火后的无取向性电磁钢板，结果化学组分如表1所示。

[评价试验]

通过与实施例1同样的方法，对最终退火后的无取向性电磁钢板，求得板厚的偏差、晶体组织A的面积率(％)、晶体组织B的平均晶体粒径(μm)、晶体组织A的维氏硬度HvA、晶体组织B的维氏硬度HvB、硬度HvA及HvB的关系式1的值、抗拉强度TS(MPa)、疲劳强度(MPa)、追加热处理前的磁通密度BA、铁损W_10/400及冲裁后的(追加加热处理前)的圆度。追加热处理的条件与实施例1相同。

并且，通过与实施例1相同的方法，分别求得追加热处理后的无取向性电磁钢板的磁特性(磁通密度BB及铁损W_10/400)、追加热处理后的圆度、以及追加热处理后的晶体组织的平均粒径。

[试验结果]

在表3中示出所得到的结果。

试验编号2－1、2－3、2－5、2－7、2－9、2－11及2－13的无取向性电磁钢板的化学组分是适当的，制造条件也是适当的。其结果，板厚偏差为20μm以下，晶体组织A的面积率为1～30％，晶体组织B的平均粒径为40μm以下。并且，晶体组织A的硬度HvA和晶体组织B的硬度HvB的关系式1的值为7.0以下。因此，抗拉强度TS为640MPa以上，疲劳强度为450MPa以上，示出优异的强度。此外，冲裁后(追加加热处理前)的圆度为中或优。

并且，追加热处理后的磁通密度BB为1.64T以上，铁损W_10/400小于12.5W/kg，得到优异的磁特性。并且，追加热处理后的磁通密度BB相对于追加热处理前的磁通密度BA之比(BB/BA)为0.990以上，在追加热处理后，抑制了磁通密度的降低。此外，追加加热处理后的圆度为中或优。

另一方面，在试验编号2－2中，钢坯加热温度过高。因此，晶体组织A及晶体组织B的硬度的关系式1的值为本发明的范围之外。其结果，无法达成充分的疲劳强度，冲裁后及追加热处理后的圆度也为差。并且，追加热处理后的铁损W_10/400为12.5W/kg以上。

在试验编号2－4、2－12及2－14中，最终退火的最高到达温度高于800℃。因此，晶体组织A的面积率为小于1％，无法测定晶体组织A的硬度，得不到硬度的关系式1的值。其结果，抗拉强度TS为小于640MPa，疲劳强度为小于450MPa，无法达成充分的强度，冲裁后及追加热处理后的圆度也为差。并且，追加热处理后的铁损W_10/400大于12.5W/kg。

试验编号2－6中，最终退火的升温速度(加热速度)高于本发明的范围。因此，晶体组织A的面积率小于1％，无法测定晶体组织A的硬度，得不到硬度的关系式1的值。其结果，疲劳强度小于450MPa，无法达成充分的强度，冲裁后及追加热处理后的圆度也为差。并且，追加热处理后的铁损W_10/400大于12.5W/kg。

试验编号2－8中，最终退火的升温速度(加热速度)低于本发明的范围。因此，晶体组织A与晶体组织B的硬度的关系式1的值超过7.0。其结果，疲劳强度小于450MPa，无法达成充分的强度，冲裁后及追加热处理后的圆度也为差。并且，追加热处理后的铁损W_10/400大于12.5W/kg。

试验编号2－10中，最终退火的最高到达温度小于700℃。因此，得不到希望的晶体组织A和晶体组织B，没有得到硬度的关系式1的值。其结果，疲劳强度小于450MPa，无法达成充分的强度，冲裁后及追加热处理后的圆度也为差。并且，追加热处理前的铁损W_10/400大，磁通密度BA低。

试验编号2－15中，钢坯加热温度高于本发明的范围，且最终退火的加热速度低。因此，得不到希望的晶体组织A和晶体组织B，也得不到硬度的关系式1的值。其结果，疲劳强度小于450MPa，无法达成充分的强度，冲裁后及追加热处理后的圆度也为差。并且，追加热处理前后的铁损W_10/400大，磁通密度BB低。

试验编号2－16中，热轧板退火温度低于本发明的范围。因此，得不到希望的晶体组织A和晶体组织B，也得不到硬度的关系式1的值。其结果，疲劳强度为小于450MPa，无法达成充分的强度，冲裁后及追加热处理后的圆度也为差。进一步，追加热处理前后的铁损W_10/400大，磁通密度BA及BB低。

试验编号2－17中，热轧板退火温度高于本发明的范围。因此，冷轧中发生断裂，无法进行以后的工序。

此外，试验编号2－18中，由于最终退火时的加热速度为一定，因此与钢组分、加热速度S1为相同的试验编号2－1相比较，晶体组织A及晶体组织B的硬度的关系式1的值较大。其结果，冲裁后的圆度、追加热处理后的圆度均为中。

试验编号2－19中，最终退火的加热速度和最高到达温度高于本发明的范围的上限，晶体组织A的面积率低，晶体组织A及晶体组织B的硬度的关系式1的值为本发明的范围之外。其结果，无法达成充分的疲劳强度，冲裁后的圆度也为差。并且，追加热处理后的铁损W_10/400大于12.5W/kg，追加热处理后的圆度也为差。

试验编号2－20中，最终退火的最高到达温度低于本发明的范围的下限，晶体组织A的面积率较高，晶体组织A及晶体组织B的硬度的关系式1的值脱离本发明的范围。其结果，无法达成充分的疲劳强度，冲裁后的圆度也为差。并且，追加热处理后的铁损W_10/400大于12.5W/kg，追加热处理后的圆度也为差。

试验编号2－21中，钢坯加热温度高，最终退火的最高到达温度高于本发明的范围的上限，晶体组织B的粒径较大，晶体组织A及晶体组织B的硬度的关系式1的值为本发明的范围之外。其结果，无法达成充分的疲劳强度，冲裁后的圆度也为差。并且，追加热处理后的铁损W_10/400大于12.5W/kg，追加热处理后的圆度为差。

试验编号2－22中，最终退火的加热速度低于本发明的范围的下限，最高到达温度高于本发明的范围的上限。因此，晶体组织A的面积率较低，无法测定晶体组织A的硬度，不能得到硬度的关系式1的值。并且，晶体组织B的粒径也大。其结果，无法达成充分的疲劳强度，冲裁后的圆度也为差。并且，追加热处理后的铁损W_10/400大于12.5W/kg，追加热处理后的圆度也为差。

(实施例3)

准备表1中的钢种A、H、及O的钢坯。在试验编号3－1～3－30中，对所准备的钢坯，以1150℃的钢坯加热温度进行加热，实施热轧，制造热轧钢板。

在所有的试验编号中，热轧时的终轧温度FT为890～920℃，卷取温度CT为590～630℃。

[表4]

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对所制造的热轧钢板，实施热轧板退火。在热轧板退火中，在任意的试验编号中，最高到达温度为950℃，保持时间为2分。

对热轧板退火后的热轧钢板，在酸洗后实施冷轧，制造中间钢板。冷轧时的轧制率在所有的试验编号中，均为89％。通过以上的工序，制造板厚0.25mm的中间钢板(冷轧钢板)。

对于中间钢板，实施最终退火。在最终退火中，在任意的试验编号中，最高到达温度为720℃，保持时间在任意的试验编号均为20秒。此外，500℃至600℃的升温过程的升温速度(加热速度)为350℃/秒。在此，室温至500℃的加热速度为120℃/秒，600℃至最高到达温度的加热速度为60℃/秒。

对最终退火后的无取向性电磁钢板，涂布含有磷酸类无机物和环氧类有机物的周知的绝缘覆膜。通过上述的工序，制造各试验编号的无取向性电磁钢板。分析最终退火后的无取向性电磁钢板，化学组分如表1。

[评价试验]

通过与实施例1相同的方法，对最终退火后的无取向性电磁钢板，求得板厚的偏差、晶体组织A的面积率(％)、晶体组织B的平均晶体粒径(μm)、晶体组织A的维氏硬度HvA、晶体组织B的维氏硬度HvB、硬度HvA及HvB的关系式1的值、抗拉强度TS(MPa)、疲劳强度(MPa)、追加热处理前的磁通密度BA、铁损W_10/400及冲裁后的(追加加热处理前)的圆度。

[追加热处理后的无取向性电磁钢板的磁特性评价试验]

准备爱泼斯坦试验片，该爱泼斯坦试验片是从各试验编号的无取向性电磁钢板，根据JIS C 2550－1(2011)，在轧制方向(L方向)及轧制直角方向(C方向)分别切取。对爱泼斯坦试验片，在氮气气氛下，以加热速度为100℃/时，表4所示的最高到达温度(℃)、该最高到达温度下的保持时间为2小时，实施追加热处理。

针对追加热处理后的爱泼斯坦试验片，求得磁特性(磁通密度B₅₀及铁损W_10/400)。将追加热处理后的通过本试验得到的磁通密度B₅₀定义为磁通密度BB(T)。此外，通过与实施例1相同的方法，求得追加热处理后的圆度、以及追加热处理后的晶体组织的平均粒径。

[试验结果]

在表4中示出得到的结果。

试验编号3－1～3－4、3－11～3－14、及3－21～3－24的无取向性电磁钢板的化学组分是适当的，制造条件也是适当的。其结果，板厚偏差为20μm以下，晶体组织A的面积率为1～30％，晶体组织B的平均粒径为40μm以下。并且，晶体组织A的硬度HvA和晶体组织B的硬度HvB的关系式1为7.0以下。抗拉强度TS为640MPa以上，疲劳强度为450MPa以上，示出优异的强度。

并且，追加热处理条件也满足优选的条件。其结果，追加热处理后的磁通密度BB为高于1.65T，铁损W_10/400小于12.5W/kg，得到优异的磁特性。并且，追加热处理后的磁通密度BB相对于追加热处理前的磁通密度BA之比(BB/BA)为0.980以上，在追加热处理后，也抑制了磁通密度的降低。并且，圆度为中、良、或优。

另一方面，试验编号3－6～3－10、3－16～3－20、及3－26～3－30的无取向性电磁钢板，板厚偏差为高于20μm。此外，追加热处理后的圆度为差。但是，追加热处理前的圆度优异。

试验编号3－5、3－10、3－15、3－20、3－25、及3－30的追加热处理的最高到达温度为950℃，不满足本发明的优选条件，因此不能得到追加热处理后的磁通密度BB为高于1.65T、铁损W_10/400为小于12.5W/kg这样优异的磁特性，但是，追加热处理后的磁通密度BB为1.64以上，铁损W_10/400为14.5W/kg以下，能够得到良好的磁特性。此外，追加热处理前的圆度优异。

以上，说明了本发明的实施方式。但是，上述的实施方式仅为用于实施本发明的例示。因此，本发明并不限定于上述的实施方式，在不脱离其宗旨的范围内能够适当变更上述的实施方式并实施。

产业上的可利用性

根据本发明，得到追加热处理前具有高强度，追加热处理后的磁特性优异。得到疲劳特性和冲裁后的圆度优异，且作为追加热处理后的定子铁芯的圆度优异的无取向性电磁钢板及电机铁芯、以及无取向性电磁钢板的制造方法及电机铁芯的制造方法。本发明的无取向性电磁钢板能够广泛应用在要求高强度且优异的磁特性的用途中。特别地，优选利用在以涡轮发电机、电动汽车、混合动力汽车的驱动电机、工作机械用电机等的高速旋转机的转子为典型例的、施加较大应力的部件用途中。此外，还适用于从同一钢板制造高速旋转电机的转子和定子的用途中。

Claims (9)

1.一种无取向性电磁钢板，其特征在于，

化学组分以质量％计含有

C：0.0100％以下、

Si：2.6％以上4.1％以下、

Mn：0.1％以上3.0％以下、

P：0.15％以下、

S：0.0013％以下、

N：0.0050％以下、

Al：0.1％以上2.0％以下、

Mg：0.0002％以上0.0100％以下、

B：0.0001～0.0010％、

从Sn及Sb中选择的一种以上：0～0.100％、

Cr：0～0.1％、

Ni：0～5.0％、

Cu：0～5.0％、

Ca：0～0.010％、以及、

稀土元素REM：0～0.010％，剩余部分由Fe及杂质构成，

在与所述无取向性电磁钢板的轧制面平行的截面中，由粒径100μm以上的晶粒所构成的晶体组织A的面积率为1～30％，

所述晶体组织A以外的晶体组织即晶体组织B的平均粒径为40μm以下，

所述晶体组织A的维氏硬度HvA和所述晶体组织B的维氏硬度HvB满足下述的式1，

(HvA²+HvB²)/2－(HvA+HvB)²/4≦7.0···式1。

2.根据权利要求1所述的无取向性电磁钢板，其特征在于，

所述化学组分含有从由以下元素构成的组中选择的一种以上：

从Sn及Sb中选择的一种以上：0.005～0.100％、

Cr：0.01～0.1％、

Ni：0.05～5.0％、

Cu：0.05～5.0％、

Ca：0.0010～0.0100％、以及

稀土元素REM：0.0020～0.0100％以下。

3.根据权利要求1或2所述的无取向性电磁钢板，其特征在于，

轧制方向的抗拉强度为520MPa以上。

4.根据权利要求1至3的任一项所述的无取向性电磁钢板，其特征在于，

板宽大致每400mm的板厚偏差为1μm以上20μm以下。

5.一种电机铁芯，其特征在于，

层叠权利要求1至4的任一项所述的无取向性电磁钢板。

6.根据权利要求5所述的电机铁芯，其特征在于，

晶体组织的平均粒径为60μm以上200μm以下。

7.一种无取向性电磁钢板的制造方法，其特征在于，

以1000～1200℃加热具有权利要求1记载的所述化学组分的钢坯后，实施热轧，从而制造热轧钢板的工序；

对所述热轧钢板，实施将最高到达温度设为900～1150℃的热轧板退火的工序；

对所述热轧板退火后的所述热轧钢板，以轧制率83％以上实施冷轧或温轧，从而制造中间钢板的工序；以及

对所述中间钢板，实施将最高到达温度设为700～850℃，且针对500℃至600℃的升温过程中的升温速度S1℃/秒，满足下述式2的最终退火的工序，

300≦S1≦1000···式2。

8.一种电机铁芯的制造方法，其特征在于，具备：

以1000～1200℃加热具有权利要求1记载的所述化学组分的钢坯后，实施热轧，从而制造热轧钢板的工序；

对所述热轧钢板，实施将最高到达温度设为900～1150℃的热轧板退火的工序；

对所述热轧板退火后的所述热轧钢板，以轧制率83％以上实施冷轧或温轧，从而制造中间钢板的工序；

对所述中间钢板，实施将最高到达温度设为700～850℃，且关于500℃至600℃的升温过程中的升温速度S1℃/秒，满足下述的式2的最终退火，从而得到无取向性电磁钢板的工序；

将所述无取向性电磁钢板冲裁成铁芯形状的工序；以及

层叠冲裁后的无取向性电磁钢板的工序，

300≦S1≦1000···式2。

9.根据权利要求8所述的电机铁芯的制造方法，其特征在于，还具备：

对已被层叠的所述无取向性电磁钢板，在含有70体积％以上氮的气氛中，以750℃以上900℃以下的温度实施追加热处理的工序。