CN116897213A - 无取向电磁钢板 - Google Patents

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Abstract

本发明的无取向电磁钢板具有可发生α－γ相变的化学组成，具有如下的化学组成：以质量％计，含有C：0.0100％以下、Si：1.5％～4.0％、sol.Al：0.0001％～1.000％、S：0.0100％以下、N：0.0100％以下、从由Mn、Ni及Cu构成的组中选择的1种以上：总计2.5％～5.0％、剩余部分由Fe及杂质构成，在将通过EBSD测定时的具有{hkl}＜uvw＞取向(裕度10°以内)的晶体取向的晶粒的面积率记作Ahkl－uvw时，A411－011为15.0％以上，平均晶体粒径为10.0μm～40.0μm。

Description

无取向电磁钢板
技术领域
本发明涉及一种无取向电磁钢板。
本申请基于2021年4月2日于日本申请的特愿2021-063523号来主张优先权，并将其内容援引于此。
背景技术
电磁钢板被作为电机设备的铁芯(core)的原材料来利用。电机设备例如为被搭载于汽车的驱动电机、或以空调或冰箱用为代表的各种压缩机用电机、以及家庭用或产业用的发电机等。在这些电机设备中，要求高能量效率、小型化及高输出化。因此，对于被作为电机设备的铁芯来利用的电磁钢板，要求低铁损及高磁通密度。作为解决方案，存在织构控制，此前，提出了一种技术，其使在钢板板面内具有易磁化轴，对于磁特性提高有利，且能够通过作为钢板制造的必需工序的热轧及冷轧中的轧制加工，使比较容易地提高集中的组织(α纤维)发达。具体而言，提出了一种技术，其使＜110＞方向与轧制方向(RD)大致平行的组织发达。
在专利文献1～3中，均公开了使{100}＜011＞取向发达的方法，并记载了：降低相变温度，在热轧后急冷，使组织微细化。
具体而言，在专利文献1中，记载了在热轧后3秒以内以200℃/sec以上的冷却速度冷却到250℃以下、以及在热轧与冷轧之间不进行退火，将冷轧中的累积压下率设为88％以上。由此，能够制造在钢板板面中集中于{100}＜011＞取向的电磁钢板，这一情况在专利文献1中被记载。
此外，在专利文献2中，公开了一种包含0.6质量％以上3.0质量％以下的Al的电磁钢板的制造方法，并记载了：通过与专利文献1所记载的方法相同的工序，能够制造在钢板板面中{100}＜011＞取向集中的电磁钢板。
另一方面，在专利文献3中，记载了：将热轧中的最终轧制温度设为Ac3相变点以上，在热轧后3秒以内将钢板温度冷却到250℃，或，将最终轧制温度设为Ac3相变点－50℃以下，以放冷以上的冷却速度进行冷却。进而，专利文献3所记载的制造方法为夹着中间退火地进行2次冷轧的方法，在热轧与第1次冷轧之间不进行退火，在第2次冷轧中将累积压下率设为5～15％。由此，能够制造在钢板板面中集中于{100}＜011＞取向的电磁钢板，这一情况在专利文献3中被记载。
专利文献1～3所记载的任一方法均在制造在钢板板面中集中于{100}＜011＞取向的电磁钢板时，在将热轧中的最终轧制温度设为Ac3点以上的情况下，需要紧接其后的急冷。当进行急冷时，热轧后的冷却负荷会变高。在考虑到操作稳定性的情况下，优选可抑制实施冷轧的轧制机的负荷。
另一方面，为了提高磁特性，也提出了一种技术，其使从{100}面起旋转20°得到的{411}面发达。作为使{411}面发达的方法，在专利文献4～7中，均公开了使{411}面发达的技术，并记载了：对热轧板中的粒径进行优化，或是对热轧板的织构中的α纤维进行强化。
具体而言，在专利文献4中，记载了：针对{211}面的集中度比{411}面的集中度更高的热轧板进行冷轧，将冷轧中的累积压下率设为80％以上。由此，使得能够制造在钢板板面中集中于{411}面的电磁钢板。
此外，在专利文献5及6中，记载了：将板坯加热温度设为700℃以上1150℃以下，将最终轧制的开始温度设为650℃以上850℃以下，将最终轧制的结束温度设为550℃以上800℃以下，进而，将冷轧中的累积压下率设为85～95％。由此，使得能够制造在钢板表面中集中于{100}面及{411}面的电磁钢板。
另一方面，在专利文献7中，记载了：当通过薄带连铸法等，在热轧卷材的钢板中使α纤维发达到钢板表层附近时，在之后的热轧板退火中，{h11}＜1/h12＞取向，尤其是{100}＜012＞～{411}＜148＞取向会再结晶。
先行技术文献
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：日本国特许第4218077号公报
专利文献5：日本国特许第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
本发明人们对上述技术进行了研究，结果判明：当要按照专利文献1～3，对{100}＜011＞取向进行强化，从而改善磁特性时，会存在以下这样的问题点：刚热轧后的急冷是必要的，制造负荷较高。进而，认识到：在将强化了{100}＜011＞取向的钢板用作铆接铁芯的原材料的情况下，有时不会从原材料得到所期待程度的铁芯特性。针对其原因进行了研究，结果认为：关于{100}＜011＞取向，磁特性相对于应力的变化，具体而言压缩应力作用的情况下的磁特性的劣化(应力敏感性)变大。
此外，判明了：在专利文献4～7的技术中，尽管{411}面发达，但是面内取向向＜011＞面的集中较弱，作为α纤维的特征的距钢板轧制方向45°方向处的磁特性不会充分变高。也考虑了如下可能性：面内取向没有对齐到＜011＞面，即距α纤维的偏差较大成为了阻碍向作为面取向的{411}面的集中的主要因素，并成为了磁特性不会充分提高的原因。
此外，在将无取向电磁钢板用于电机的定子及转子的情况下，在定子中，尤其需要低铁损，在转子中，尤其需要高磁通密度、高强度。尽管像这样，在定子与转子中需要不同的特性，但是考虑到冲切成品率，一般从同一钢板中一起冲切出定子、转子。在现有技术中，采取了以下这样的方法：将低温ACL材(防烧材料)这样的、特意不使粒生长完成就进行小粒径化、高强度化而得到的材料用于转子，将对防烧材料进行去应变退火(SRA)而使其粒生长得到的材料(SRA材)用于定子。但是，在该方法中，转子的铁损会变高，因此存在电机会高温化这样的问题。
本发明鉴于上述问题点而完成，其目的在于提供一种低铁损且高磁通密度，且高强度的无取向电磁钢板。
用于解决技术问题的技术手段
本发明人们为了解决上述问题，进行了专心研究。结果明确了：对化学组成、热轧后的粒径、冷轧中的压下率进行优化是有效的。具体而言，以α－γ相变系的化学组成为前提，在通过预定的条件进行的热轧后，以预定的条件进行冷却而优化粒径，以预定的压下率进行冷轧，将中间退火的温度控制在预定的范围内，在以适当的压下率实施第2次冷轧(表皮光轧)后实施退火，由此使通常难以发达的{411}＜011＞取向的晶粒易于发达，这是有效的。本发明人们基于这样的认识，进一步反复专心研究，结果想到了以下示出的发明的各方案。
(1)本发明的一个方案的无取向电磁钢板的特征在于，具有如下的化学组成：
以质量％计，含有
C：0.0100％以下、
Si：1.5％～4.0％、
sol.Al：0.0001％～1.000％、
S：0.0100％以下、
N：0.0100％以下、
从由Mn、Ni及Cu构成的组中选择的1种以上：总计2.5％～5.0％、Co：0.0％～1.0％、
Sn：0.00％～0.40％、
Sb：0.00％～0.40％、
P：0.000％～0.400％、以及
从由Mg、Ca、Sr、Ba、Ce、La、Nd、Pr、Zn及Cd构成的组中选择的1种以上：总计0.000％～0.010％，
在将Mn含量(质量％)记为[Mn]，将Ni含量(质量％)记为[Ni]，将Cu含量(质量％)记为[Cu]，将Si含量(质量％)记为[Si]，将sol.Al含量(质量％)记为[sol.Al]，将P含量(质量％)记为[P]时，满足以下的(1)式，
剩余部分由Fe及杂质构成；
在将具有通过EBSD测定时的{hkl}＜uvw＞取向(裕度10°以内)的晶体取向的晶粒的面积率记作Ahkl－uvw时，A411－011为15.0％以上；
平均晶体粒径为10.0μm～40.0μm。
(2×[Mn]+2.5×[Ni]+[Cu])－([Si]+2×[sol.Al]+4×[P])≥1.50％···(1)
(2)也可以是，关于如上述(1)所述的无取向电磁钢板，
在将通过EBSD测定时的GOS(Grain Orientation Spread：晶粒取向扩展)值的个数平均值记为Gs时，Gs为0.5～0.8。
(3)也可以是，关于如上述(1)或(2)所述的无取向电磁钢板，
相对于轧制方向为45°方向的磁通密度B50为1.70T以上，相对于前述轧制方向为45°方向的铁损W10/400为16.0W/kg以下。
发明效果
根据本发明的上述方案，能够提供一种低铁损且高磁通密度，且高强度的无取向电磁钢板。
具体实施方式
以下，针对本发明的实施方式详细进行说明。
首先，针对本发明的实施方式的无取向电磁钢板及在其制造方法中使用的钢材、以及被用于无取向电磁钢板的制造的冷轧钢板的化学组成进行说明。在以下的说明中，关于作为无取向电磁钢板或钢材中包含的各元素的含量的单位的“％”，只要没有特别说明，就意味着“质量％”。此外，用“～”表示的数值范围意味着将“～”的前后所记载的数值包含为下限值及上限值的范围。对于表示为“小于”或“超过”的数值，该值不被包含在数值范围中。
本实施方式的无取向电磁钢板、冷轧钢板及钢材为可发生铁素体－奥氏体相变(以下，称α－γ相变)的化学组成。具体而言，具有如下化学组成：含有C：0.0100％以下、Si：1.5％～4.0％、sol.Al：0.0001％～1.000％、S：0.0100％以下、N：0.0100％以下、从由Mn、Ni及Cu构成的组中选择的1种以上：总计2.5％～5.0％、Co：0.0％～1.0％、Sn：0.00％～0.40％、Sb：0.00％～0.40％、P：0.000％～0.400％、以及从由Mg、Ca、Sr、Ba、Ce、La、Nd、Pr、Zn及Cd构成的组中选择的1种以上：总计0.000％～0.010％，剩余部分由Fe及杂质构成。进而，Mn、Ni、Cu、Si、sol.Al及P的含量满足后述的预定的条件。
作为杂质，可例示矿石或废料等原材料中包含的、在制造工序中包含的、或是在不会对本实施方式的无取向电磁钢板的特性造成不良影响的范围内允许的物质。此外，在本实施方式中，从抑制TiN等析出物所导致的粒生长的阻碍的观点出发，也可以将Ti含量设为小于0.0005％。
(C：0.0100％以下)
C由于微细的碳化物析出，阻碍粒生长，因而C会提高无取向电磁钢板的铁损或引起磁时效。因此，C含量越低越好。这种现象在C含量超过0.0100％时较为显著。因此，将C含量设为0.0100％以下。优选的是，为0.0050％以下、0.0030％以下、0.0020％以下。
另外，C含量的下限没有特别限定，但也可以为0％。但是，在实际的无取向电磁钢板中将C含量设为0％在精炼技术上有时会较为困难，因此也可以将C含量设为超过0％。基于精炼时的脱碳处理的成本，优选的是，将C含量设为0.0005％以上。
(Si：1.5％～4.0％)
Si使无取向电磁钢板的电阻増大，从而使涡流损耗减少，并降低铁损，或是使屈服比増大，从而提高对铁芯的冲切加工性。当Si含量小于1.5％时，无法充分得到这些作用效果。因此，将Si含量设为1.5％以上。优选的是，为2.0％以上、2.4％以上。
另一方面，当Si含量超过4.0％时，无取向电磁钢板的磁通密度会降低，或是由于硬度的过度上升，冲切加工性会降低，或是冷轧会变得困难。因此，将Si含量设为4.0％以下。优选的是，为3.5％以下、3.0％以下。
(sol.Al：0.0001％～1.000％)
sol.Al使无取向电磁钢板的电阻増大，从而使涡流损耗减少，并降低铁损。sol.Al也有助于提高磁通密度B50相对于饱和磁通密度的相对大小。当sol.Al含量小于0.0001％时，无法充分得到这些作用效果。此外，sol.Al也有制钢工序中的脱硫促进效果。因此，将sol.Al含量设为0.0001％以上。优选的是，为0.001％以上、0.005％以上。
另一方面，当sol.Al含量超过1.000％时，无取向电磁钢板的磁通密度会降低，或是使屈服比降低，从而使冲切加工性降低。因此，将sol.Al含量设为1.000％以下。优选的是，为0.800％以下、0.500％以下、0.200％以下。
此外，当sol.Al含量为0.010％～0.100％的范围时，AlN析出而阻碍粒生长所导致的铁损劣化量较大，因此优选避开该含量范围。
另外，在本实施方式中，所谓sol.Al，意味着酸可溶性Al，表示在固溶状态下存在于钢中的固溶Al。
(S：0.0100％以下)
S是即使不有意图地含有，有时在钢中也会含有的元素。由于微细的MnS的析出，S会阻碍中间退火中的再结晶及最终退火中的晶粒的生长。因此，S含量越低越好。因这种再结晶及晶粒生长的阻碍而发生的、无取向电磁钢板的铁损的増加及磁通密度的降低在S含量超过0.0100％时较为显著。因此，将S含量设为0.0100％以下。优选的是，为0.0050％以下、0.0020％以下。
另外，S含量的下限没有特别地限定，但也可以为0％。但是，基于精炼时的脱硫处理的成本，优选设为0.0003％以上。更优选的是，为0.0005％以上。
(N：0.0100％以下)
N通过TiN或AlN等微细的析出物的形成，使无取向电磁钢板的磁特性劣化，因此N含量越低越好。在N含量超过0.0100％的情况下，无取向电磁钢板的磁特性的劣化较为显著。因此，将N含量设为0.0100％以下。优选的是，为0.0050％以下、0.0030％以下。
另外，N含量的下限没有特别限定，但也可以为0％。但是，基于精炼时的脱氮处理的成本，优选设为0.0005％以上，更优选的是，设为0.0010％以上。
(从由Mn、Ni及Cu构成的组中选择的1种以上：总计2.5％～5.0％)
Mn、Ni及Cu是使α－γ相变发生所需的元素，因此需要含有这些元素中的1种以上总计2.5％以上。另外，无需含有Mn、Ni及Cu的全部，也可以仅含有这些元素中的1种，其含量为2.5％以上。关于Mn、Ni及Cu的含量的总计，优选的是，为2.8％以上、3.0％以上、3.7％以上。
另一方面，当这些元素的含量总计超过5.0％时，合金成本会增大，且无取向电磁钢板的磁通密度有时会降低。因此，将这些元素的含量设为总计5.0％以下。优选的是，为4.0％以下。
在本实施方式中，作为可发生α－γ相变的条件，无取向电磁钢板的化学组成进一步满足以下的条件。即，在将Mn含量(质量％)记为[Mn]，将Ni含量(质量％)记为[Ni]，将Cu含量(质量％)记为[Cu]，将Si含量(质量％)记为[Si]，将sol.Al含量(质量％)记为[sol.Al]，将P含量(质量％)记为[P]时，以质量％计，满足以下的(1)式。
(2×[Mn]+2.5×[Ni]+[Cu])－([Si]+2×[sol.Al]+4×[P])≥1.50％···(1)
在不满足前述的(1)式的情况下，不会发生α－γ相变，因此无取向电磁钢板的磁通密度会变低。(1)式的左边优选为2.00％以上、3.00％以上、3.40％以上。
(1)式的左边的上限没有特别限定，但也可以设为10.00％以下、6.00％以下、5.00％以下。
(Co：0.0％～1.0％)
Co是对于使α－γ相变发生有效的元素，因此也可以根据需要来含有。但是，当Co被过剩地包含时，合金成本会增大，且无取向电磁钢板的磁通密度有时也会降低。因此，将Co含量设为1.0％以下。优选的是，为0.5％以下。
另外，Co含量也可以为0.0％。但是，为了使α－γ相变稳定地发生，优选的是，将Co含量设为0.01％以上，更优选的是，设为0.1％以上。
(Sn：0.00％～0.40％，Sb：0.00％～0.40％)
Sn及Sb对冷轧、再结晶后的织构进行改善，从而使无取向电磁钢板的磁通密度提高。因此，也可以根据需要来含有这些元素，但当过剩地含有时，会使钢脆化。因此，将Sn含量及Sb含量均设为0.40％以下。优选的是，均为0.20％以下。
另外，也可以是，Sn含量及Sb含量一同为0.0％。但是，在如上所述地赋予无取向电磁钢板的磁通密度的提高有效的情况下，优选的是，将Sn含量或Sb含量设为0.02％以上。
(P：0.000％～0.400％)
关于P，也可以为了确保粒生长后(最终退火后)的无取向电磁钢板的硬度而含有，但当被过剩地包含时，会招致钢的脆化。因此，将P含量设为0.400％以下。优选的是，为0.100％以下、0.050％以下。
P含量的下限没有特别限定，但既可以设为0.000％，也可以设为0.005％以上或0.010％以上。在赋予磁特性提高等进一步的有效的情况下，优选的是，将P含量设为0.020％以上。
(从由Mg、Ca、Sr、Ba、Ce、La、Nd、Pr、Zn及Cd构成的组中选择的1种以上：总计0.000％～0.010％)
Mg、Ca、Sr、Ba、Ce、La、Nd、Pr、Zn及Cd在钢液的铸造时与钢液中的S反应，生成硫化物或硫氧化物或是它们两者的析出物。以下，有时会将Mg、Ca、Sr、Ba、Ce、La、Nd、Pr、Zn及Cd统称为“粗大析出物生成元素”。由粗大析出物生成元素生成的析出物的粒径为1μm～2μm左右，远比MnS、TiN、AlN等微细析出物的粒径(100nm左右)更大。因此，这些微细析出物会附着于由粗大析出物生成元素生成的析出物，会变得难以阻碍中间退火等退火中的再结晶及晶粒的生长。作为结果，能够在无取向电磁钢板中良好地控制平均晶体粒径，因此也可以根据需要来含有粗大析出物生成元素。为了充分得到上述作用效果，优选的是，粗大析出物生成元素的含量的总计为0.0005％以上。更优选的是，为0.001％以上、0.004％以上。
但是，当粗大析出物生成元素的含量的总计超过0.010％时，硫化物或硫氧化物或是它们两者的总量会变得过剩，中间退火等退火中的再结晶及晶粒的生长会被阻碍。因此，将粗大析出物生成元素的含量设为总计0.010％以下。优选的是，为0.007％以下。
接着，针对具有本实施方式的无取向电磁钢板的特定取向的晶粒(特定取向粒)的面积率的测定方法进行说明。特定取向粒的面积率用OMI Analysis7.3(TSL公司制)，通过采用下述测定条件的电子束背散射衍射法(EBSD：Electron Back ScatteringDiffraction)来进行测定。作为测定装置，例如使用EBSD检测器和扫描型电子显微镜(SEM：Scanning Electron Microscope)。首先，从测定区域中，提取作为目的的特定取向粒(容差设定为10°，以下，记作裕度10°以内)。将提取的特定取向粒的面积除以测定区域的面积，求得百分率。将该百分率作为特定取向粒的面积率。
以下，也有时会将“具有{hkl}＜uvw＞取向(裕度10°以内)的晶体取向的晶粒相对于测定区域的面积率”、“具有{hkl}面(裕度10°以内)的晶体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”。以下，在晶体取向的记述中，设定为裕度为10°以内。
在本实施方式的无取向电磁钢板中，作为裕度10°以内，在将通过EBSD测定时的具有{hkl}＜uvw＞取向的晶体取向的晶粒的面积率记作Ahkl－uvw时，将A411－011设为15.0％以上。当A411－011({411}＜011＞率)小于15.0％时，无法在无取向电磁钢板中得到优异的磁特性。因此，将{411}＜011＞率设为15.0％以上。优选的是，设为20.0％以上，更优选的是，设为25.0％以上。
上限没有特别限定，但也可以将{411}＜011＞率设为50.0％以下、40.0％以下或30.0％以下。
另外，求得特定取向粒的面积率的测定条件的详情如下。
·测定装置：使用SEM的型号“JSM－6400(JEOL公司制)”、EBSD检测器的型号“HIKARI(TSL公司制)”
·步间隔：0.3μm(中间退火后、表皮光轧后)、或5.0μm(最终退火后)
·倍率：1000倍(中间退火后、表皮光轧后)、或100倍(最终退火后)
·测定对象：钢板的C方向中央的Z面(与板厚方向成直角的板面)的中心层(板厚1/2部分)
另外，可以通过研磨来减厚，由此使板厚1/2部分露出为好。
·测定区域：L方向1000μm以上且C方向1000μm以上的区域
此外，优选的是，本实施方式的无取向电磁钢板在通过EBSD测定时，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。在/>Φ＝20°中，在/>具有最大强度的含义，与在{411}＜uvw＞取向中，在{411}＜011＞取向附近具有最大强度是同义的。即，与具有{411}＜011＞取向的晶体取向的晶粒的面积率较高是同义的。{411}＜011＞取向与{411}＜148＞取向等相比，45°方向磁特性优异。另外，当在/> Φ＝20°中，在具有最大强度时，会在{411}＜148＞取向附近具有最大强度，因此并不优选。即，具有{411}＜148＞取向的晶体取向的晶粒的面积率较高，具有{411}＜011＞取向的晶体取向的晶粒的面积率较低，因此并不优选。
当在Φ＝20°中，在/>具有最大强度时，更为优选。
另一方面，在通过EBSD测定时，在Φ＝0～90°中，在Φ＝5～35°具有最大强度的含义，与在{hkl}＜011＞取向中，在{411}＜011＞取向附近具有最大强度是同义的。即，与具有{411}＜011＞取向的晶体取向的晶粒的面积率较高是同义的。{411}＜011＞取向在磁特性上优异，且与{100}＜011＞取向相比，应力敏感性较低，因此在铆接铁芯等中的磁特性的劣化较少。另外，当在/>Φ＝0～90°中，在Φ＝0～3°具有最大强度时，会在{100}＜011＞取向附近具有最大强度，因此并不优选。即，具有{100}＜011＞取向的晶体取向的晶粒的面积率较高，具有{411}＜011＞取向的晶体取向的晶粒的面积率较低，因此并不优选。
当在Φ＝0～90°中，在Φ＝20～30°具有最大强度时，更为优选。
在此，针对无取向电磁钢板中的特定取向范围内的最大强度的判定方法进行说明。在基于EBSD的测定区域中，用OMI Analysis7.3，以下述条件生成取向分布函数(ODF：Orientation Distribution Function)。然后，输出生成的ODF的数据，将在特定取向范围(以Φ的角度来规定范围)内ODF值最大之处作为最大强度。
此外，针对无取向电磁钢板中的特定取向的ODF强度的判定方法进行说明。在基于EBSD的测定区域中，用OMI Analysis7.3，以下述条件生成ODF。然后，输出生成的ODF的数据，将特定取向(以Φ的角度来规定取向)的ODF值作为ODF强度。
另外，ODF的生成条件的详情如下。
·序列等级(Series Rank)[L]：16
·高斯半值宽(Gaussian Half－Width)[度(degrees)]：5
·样本对称性(Sample Symmetry)：三斜晶(Triclinic)(无(None))
·Bunge欧拉角度(Bunge Euler Angles)：Φ＝0～90°
进而，在本实施方式中，能够针对具有通过EBSD测定时的特定取向(裕度10°以内)的晶粒的面积率，如下地进行表述。在将具有{hkl}＜uvw＞取向(裕度10°以内)的晶体取向的晶粒的面积率记作Ahkl－uvw，将具有{hkl}面(裕度10°以内)的晶体取向的晶粒的面积率记作Ahkl的情况下，优选满足以下的(2)式及(3)式这两者。
A411－011/A411－148≥1.1···(2)
A411－011/A100－011≥2···(3)
此外，关于磁特性，当具有{411}面的晶体取向的晶粒较多时，会占优势，但当具有{111}面的晶体取向的晶粒较多时，会占劣势。因此，优选的是，{411}率大于{111}率，即{411}率/{111}率＞1。更优选的是，{411}率为{111}率的2倍以上，即{411}率/{111}率≥2。
接着，针对本实施方式的无取向电磁钢板的平均晶体粒径进行说明。当晶粒不充分地粗大化，平均晶体粒径变得小于10.0μm时，无取向电磁钢板的铁损会恶化。因此，将无取向电磁钢板的平均晶体粒径设为10.0μm以上。优选的是，为20.0μm以上。
另一方面，当晶粒粗大化，从而平均晶体粒径变得大于40.0μm时，无取向电磁钢板的强度会不足，进而不仅加工性会恶化，涡流损耗也会恶化。因此，将无取向电磁钢板的平均晶体粒径设为40.0μm以下。优选的是，为37.0μm以下或35.0μm以下。
在本实施方式中，平均晶体粒径以切断法来测定。
接着，针对本实施方式的无取向电磁钢板的板厚进行说明。本实施方式的无取向电磁钢板的板厚不被特别地限定。本实施方式的无取向电磁钢板的优选的板厚为0.25～0.5mm。通常，当板厚变薄时，尽管铁损会变低，但磁通密度会变低。基于这一点，当板厚为0.25mm以上时，铁损会变得更低，且磁通密度会变得更高。此外，当板厚为0.5mm以下时，能够维持较低的铁损。板厚的更为优选的下限值为0.3mm。
优选的是，本实施方式的无取向电磁钢板具有以下的GOS(Grain OrientationSpread：晶粒取向分布)值。在此，GOS值为将同一粒内的所有测定点(像素)间的取向差取平均后得到，在应变较多的晶粒中，GOS值会变高。在最终退火后的无取向电磁钢板中，GOS值的个数平均值Gs较高，即为高应变状态的情况下，因膨胀导致的粒生长没有充分发生，因此无取向电磁钢板的磁特性有时会劣化。因此，优选的是，在最终得到的、最终退火后的无取向电磁钢板中，将GOS值的个数平均值Gs设为0.8以下。
另一方面，在进行了最终退火至GOS值的个数平均值Gs变得小于0.5的情况下，粒生长会过度地进行，有时会得不到因防烧导致的小粒径化的效果。因此，优选的是，将最终退火后的GOS值的个数平均值Gs设为0.5以上。
在此，针对无取向电磁钢板中的GOS值的算出方法进行说明。通过用对上述的特定取向粒的面积率进行测定时的EBSD数据，以OIM Analysis7.3进行分析，从而求出GOS值的个数平均值。由此，得到Gs。
关于本实施方式的无取向电磁钢板，优选的是，相对于轧制方向为45°方向的磁通密度B50为1.70T以上，相对于轧制方向为45°方向的铁损W10/400为16.0W/kg以下。相对于轧制方向为45°方向的磁通密度B50更优选为1.72T以上。上限没有特别限定，但也可以设为1.85T以下或1.80T以下。此外，优选的是，整周平均值的磁通密度B50为1.55T以上，更优选的是，为1.60T以上。
相对于轧制方向为45°方向的铁损W10/400更优选为15.5W/kg以下、15.0W/kg以下或14.0W/kg以下。下限没有特别限定，但也可以设为12.0W/kg以上或13.0W/kg以上。
关于压缩应力下的铁损W10/50的铁损劣化率Wx[％]，优选40.0％以下，更优选32.0％以下，进一步优选30.0％以下。
进而，关于强度，优选的是，拉伸强度为600MPa以上。更优选的是，将拉伸强度设为620MPa以上或650MPa以上。上限没有特别限定，但也可以设为750MPa以下或700MPa以下。
在此，所谓磁通密度B50，是指5000A/m的磁场中的磁通密度。
此外，所谓无取向电磁钢板的轧制方向，表示卷材长度方向。作为小片样本等中的轧制方向的判别方法，例如可举出将与无取向电磁钢板的表面的辊条纹图案平行的方向视为轧制方向的方法。
磁通密度B50通过以下方式得到：从无取向电磁钢板中，从相对于轧制方向为45°、0°方向等起，切出55mm见方的试样，用单板磁测定装置，对5000A/m的磁场中的磁通密度进行测定。相对于轧制方向为45°方向的磁通密度B50通过算出相对于轧制方向为45°方向、135°方向的磁通密度的平均值来得到。整周平均(全方向平均)下的磁通密度B50通过相对于轧制方向，算出0°、45°、90°及135°的磁通密度的平均值来得到。
铁损W10/400通过以下方式得到：针对从无取向电磁钢板中采集的试样，用单板磁测定装置，对以最大磁通密度为1.0T的方式施加400Hz的交流磁场时产生的、整周平均值的能量损耗(W/kg)进行测定。
在将无应力下的铁损W10/50记为W10/50(0)，将10MPa的压缩应力下的铁损W10/50记为W10/50(10)时，压缩应力下的铁损W10/50的铁损劣化率Wx[％]能够用以下的式子来算出铁损劣化率Wx。另外，铁损W10/50通过以下方式得到：用沿相对于轧制方向为45°方向采集的试样和单板磁测定装置，对以最大磁通密度为1.0T的方式施加50Hz的交流磁场时产生的、整周平均的能量损耗(W/kg)进行测定。
Wx＝{W10/50(10)－W10/50(0)}/W10/50(0)
无取向电磁钢板的拉伸强度通过以下方式求得：对以无取向电磁钢板的轧制方向为长度方向的JIS5号试验片进行采集，并进行遵照JIS Z2241：2011的拉伸试验。
上述的本实施方式的无取向电磁钢板的特征为通过进行最终退火来进行制造的无取向电磁钢板的特征。以后，针对进行最终退火前(且在进行了表皮光轧后)的无取向电磁钢板的特征进行说明。
表皮光轧后(最终退火前)的无取向电磁钢板具有以下说明的GOS(GrainOrientation Spread：晶粒取向扩展)值的个数平均值Gs。当在表皮光轧后，GOS值的个数平均值Gs较小，即为低应变状态时，在下一工序的最终退火中，易发生因膨胀导致的粒生长。因此，优选的是，将表皮光轧后的GOS值的个数平均值Gs设为3.0以下。
另一方面，当GOS值的个数平均值Gs小于0.8时，应变量会过于变小，因膨胀导致的粒生长所花费的最终退火时间会变长。因此，优选的是，将表皮光轧后的GOS值的个数平均值Gs设为0.8以上。
此外，在表皮光轧后(最终退火前)的无取向电磁钢板中，α纤维率越大，最终退火后的磁特性就越占优势。在此，针对α纤维率的测定方法进行说明。在本实施方式中，α纤维定义为具有{hkl}＜011＞取向的晶体取向的晶粒。在基于EBSD的测定区域中，用OMIAnalysis7.3，对具有{hkl}＜011＞取向的晶体取向的晶粒进行提取(裕度10°以内)。将提取的晶粒的面积除以测定区域的面积，并求得百分率。将该百分率作为α纤维率。
在表皮光轧后(最终退火前)的无取向电磁钢板中，优选的是，将α纤维率设为20％以上。更优选的是，为25％以上。
此外，在表皮光轧后(最终退火前)的无取向电磁钢板中，将{100}＜011＞取向的ODF强度设为15以下。在此，{100}＜011＞取向的ODF强度为使用对特定取向粒的面积率进行测定时的EBSD数据制作的ODF的Φ＝0°的ODF值。{411}＜011＞取向的磁特性优异，且与{100}＜011＞取向相比，应力敏感性较低，因此铆接铁芯等中的磁性劣化较少。通过将表皮光轧后(最终退火前)的{100}＜011＞取向的ODF强度设为15以下，能够对后续的最终退火后的{411}＜011＞取向进行强化(提高具有{411}＜011＞取向的晶体取向的晶粒的面积率)。
本实施方式的无取向电磁钢板能够通过形成铁芯，从而广泛地适用于需要磁特性(高磁通密度及低铁损)的用途，但尤其能够适用于需要高强度的转子。进一步地，也能够通过在本实施方式的无取向电磁钢板中使其进行粒生长来用于定子。
接着，针对本实施方式的无取向电磁钢板的制造方法的一例进行说明。在本实施方式中，进行热轧、冷轧、中间退火、第2次冷轧(表皮光轧)及最终退火。
在热轧中，针对满足上述化学组成的钢材实施热轧，制造热轧板。热轧工序包括加热工序和轧制工序。
钢材例如为通过通常的连续铸造制造的板坯，上述的化学组成的钢材以周知的方法来制造。例如，以转炉或电炉等来制造钢液。针对被制造的钢液，以脱气设备等进行二次精炼，将其制成具有上述化学组成的钢液。用钢液通过连续铸造法或铸锭法来铸造板坯。也可以对被铸造的板坯进行开坯轧制。
在加热工序中，优选的是，将具有上述的化学组成的钢材加热到1000～1200℃。具体而言，将钢材装入加热炉或均热炉中，并在炉内加热。加热炉或均热炉中的上述加热温度下的保持时间不被特别地限定，但例如为30～200小时。
在轧制工序中，针对通过加热工序被加热的钢材，实施多次道次的轧制，制造热轧板。在此，所谓“道次”，意味着钢板从具有一对工作辊的1个轧制机架通过并受到压下。关于热轧，例如既可以用包含排列为一列的多个轧制机架(各轧制机架具有一对工作辊)的串列式轧制机来实施串列式轧制，并实施多次道次的轧制，也可以实施具有一对工作辊的可逆式轧制，并实施多次道次的轧制。从生产性的观点出发，优选用串列式轧制机实施多次轧制道次。
轧制工序(粗轧制及最终轧制)中的轧制以γ区域(Ar1点以上)的温度来进行。即，以从最终轧制的最终道次通过时的温度(最终轧制温度FT(℃))为Ar1点以上的方式进行热轧。此外，优选的是，以终轧制温度FT为Ac3点以下的方式进行热轧。通过以最终轧制温度FT为Ac3点以下的方式进行热轧，能够与后述的冷却等相结合地向晶粒内良好地导入应变，作为结果，能够提高A411－011。当最终轧制温度FT超过Ac3点时，无法向晶粒内良好地导入应变，作为结果，有时会无法得到所期望的A411－011。
另外，Ar1点能够根据以1℃/秒的平均冷却速度冷却中的钢板的热膨胀变化来求得。此外，Ac3点、后述的Ac1点能够根据以1℃/秒的平均加热速度加热中的钢板的热膨胀变化来求得。
在此，所谓最终轧制温度FT，意味着在热轧工序中的上述轧制工序中，在进行最终道次的压下的轧制机架出侧的钢板的表面温度(℃)。最终轧制温度FT例如能够通过测温计来进行测温，该测温计被设置于进行最终道次的压下的轧制机架出侧。另外，最终轧制温度FT例如意味着在将钢板全长沿轧制方向10等分，使其成为10个区域的情况下，除去前端的1个区域和后端的1个区域后的部分的测温结果的平均值。
然后，通过轧制工序后的冷却，从奥氏体向铁素体相变，由此得到高应变且适度地微细的晶粒。作为冷却条件，从最终轧制的最终道次通过，在0.10秒以后，开始冷却，并以在3秒后热轧板的表面温度成为300℃以上且Ar1点以下的方式进行冷却。在此，在本实施方式中，在刚热轧后就进行急冷并不优选。此处所说的所谓紧接着热轧板之后的急冷(直后急冷)，是指从最终轧制的最终道次通过，在0.10秒以内开始水冷，或是3秒后的热轧板的表面温度会小于300℃那样的冷却。这种直后急冷能够通过以下方式进行：在最终轧制后不进行空冷，以水碰到最终轧制的最终道次的工作辊的方式进行水冷。在本实施方式中，因为不进行这种直后急冷，因此无需特殊的急冷装置，在制造成本方面也存在优点。此外，能够通过进行如上所述的非直后急冷的冷却，预先制成不会被过度地微细化的合适的晶体粒径，然后实施冷轧，由此在中间退火后α纤维发达，使得在后续的表皮光轧、最终退火后通常难以发达的{411}＜011＞取向发达。
另外，热轧工序后的冷却中的冷却停止温度不被特别地限定，但从应变量保持的观点出发，优选的是，设为500℃以下的温度区域。
此外，推测热轧板的织构在进行直后急冷时，会变成未再结晶奥氏体相变的组织，在进行非直后急冷的冷却时，会变成部分再结晶奥氏体相变的组织。在最终轧制后进行了直后急冷的情况下，在之后的最终退火后的组织中，会集中于{100}＜011＞取向，在最终轧制后进行了非直后急冷的冷却的情况下，在之后的最终退火后的组织中，会集中于{411}＜011＞取向。因此，认为：为了强化{411}＜011＞取向，使部分再结晶奥氏体相变是重要的。
在此，作为冷却条件，优选的是，设为冷轧前的热轧板中的平均晶体粒径为3～10μm那样的条件。当晶粒过于粗大化时，在冷轧、中间退火后，α纤维会难以发达，有时不会得到所期望的{411}＜011＞率。此外，当过度地微细化时，不会得到所期望的{411}＜011＞率。因此，为了将冷轧前的热轧板中的平均晶体粒径设为3～10μm，优选在通过最终轧制的最终道次后，在3秒以内使其成为Ar1点以下的温度。粒径的测定方法例如以切断法来测定。
此外，通过最终轧制的最终道次后3秒后的热轧板的表面温度用以下方法来测定。在无取向电磁钢板的热轧设备线中，在热轧机的下游，配置有冷却装置及输送线(例如输送辊)。在实施热轧机的最终道次的轧制机架的出侧，配置有测温计，该测温计对热轧板的表面温度进行测定。此外，在被配置于轧制机架的下游的输送辊上，也沿输送线排列有多个测温计。冷却装置被配置于实施最终道次的轧制机架的下游。在水冷装置的入侧，配置有测温计。冷却装置例如既可以为周知的水冷装置，也可以为周知的强制空冷装置。优选的是，冷却装置为水冷装置。水冷装置的冷却液既可以为水，也可以为水与空气的混合流体。
热轧板的表面温度以测温计来测定，该测温计被配置于热轧设备线。然后，求得从最终轧制的最终道次通过后3秒后的温度。
然后，不进行热轧板退火地进行卷取，并针对热轧板进行冷轧。另外，此处所说的所谓热轧板退火，例如意味着针对热轧板进行的、加热温度为800～1100℃的温度区域的热处理。热轧板退火时的加热温度下的保持时间例如为1分以上。
当进行热轧板退火时，无法良好地控制晶粒内的应变，作为结果，无法得到所期望的{411}＜011＞率，因此并不优选。
针对热轧板，不实施热轧板退火地，针对热轧板进行冷轧。冷轧例如也可以用包含排列为一列的多个轧制机架(各轧制机架具有一对工作辊)的串列式轧制机来实施串列式轧制，并实施多次道次的轧制。此外，也可以是，实施基于具有一对工作辊的冷轧机等的可逆式轧制，并实施1次道次或多次道次的轧制。从生产性的观点出发，优选用串列式轧制机实施多次道次的轧制。
在冷轧中，在冷轧中途不实施退火处理地实施冷轧。例如，在实施可逆式轧制，并以多次道次实施冷轧的情况下，在冷轧的道次与道次之间不夹着退火处理地实施多次道次的冷轧。另外，也可以是，用可逆式的轧制机，仅以1次道次来实施冷轧。此外，在实施使用了串列式的轧制机的冷轧的情况下，会以多次道次(各轧制机架中的道次)连续地实施冷轧。
另外，为了防止脆性裂纹，在进行冷轧中途的退火的情况下，多在其前后进行压下率的差较小的(例如10％左右)冷轧。因此，此处所说的“冷轧中途的退火”与在本实施方式中的表皮光轧前进行的“中间退火”能够通过退火前后的冷轧的压下率的差来区别。此外，在通过冷轧两次法等进行冷轧间的退火的情况下，多在其退火后进行压下率较高的(例如40％左右)冷轧。因此，此处所说的“冷轧间的退火”与在本实施方式中的表皮光轧前进行的“中间退火”能够通过之后进行的冷轧的压下率来区别。
在本实施方式中，优选的是，将冷轧中的压下率RR1(％)设为75～95％。在此，压下率RR1被如下地定义。
压下率RR1(％)＝(1－冷轧中的最终道次的轧制后的板厚/冷轧中的第1道次的轧制前的板厚)×100
当冷轧结束时，接着进行中间退火。在本实施方式中，优选的是，将中间退火温度T1(℃)控制为Ac1点以下。当中间退火的温度超过Ac1点时，钢板的组织的一部分会相变为奥氏体，钢板中的{411}＜011＞取向粒会减少。另外，有时，当中间退火的温度过低时，不会发生再结晶，在后续的表皮光轧及最终退火时，{411}＜011＞取向粒不会充分地生长，无取向电磁钢板的磁通密度不会变高。因此，优选的是，将中间退火温度T1(℃)设为600℃以上。
在此，将中间退火温度T1(℃)设为退火炉的提取口附近的板温(钢板表面的温度)。退火炉的板温能够通过测温计来测定，该测温计被配置于退火炉提取口。
另外，中间退火工序中的中间退火温度T1下的保持时间为本领域技术人员周知的时间为好。中间退火温度T1下的保持时间例如为5～60秒，但中间退火温度T1下的保持时间不被限定于此。此外，到中间退火温度T1的升温速度也为周知的条件为好。到中间退火温度T1的升温速度例如为10.0～20.0℃/秒，但到中间退火温度T1的升温速度不被限定于此。
中间退火时的气氛不被特别地限定，但在中间退火时的气氛中，例如使用含有20％H2，剩余部分由N2构成的气氛气体(干燥)。中间退火后的钢板的冷却速度不被特别地限定，冷却速度例如为5.0～60.0℃/秒。
当按以上那样的条件到中间退火为止结束时，得到的冷轧钢板的以EBSD测定时的α纤维率(裕度10°以内)会成为15％以上。为了像这样在表皮光轧前的阶段中将α纤维率(裕度10°以内)设为15％以上，设为α－γ相变系的化学组成(Mn、Ni、Cu的γ构成元素为高浓度的化学组成)，并将从热轧起到中间退火为止设为前述的条件是有效的，尤其是，对最终轧制后的冷却条件进行控制是有效的。通过从部分再结晶奥氏体使其相变为铁素体，并对将热轧后的平均晶体粒径设为3～10μm的热轧板进行冷轧，然后进行中间退火，由此易生成{411}＜011＞取向的α纤维会发达。如前所述，当在最终轧制后进行直后急冷时，会变成未再结晶奥氏体发生了相变的组织，并不会变成部分再结晶奥氏体发生了相变的组织。
针对通过上述方法制造的冷轧钢板，以后述的条件进行表皮光轧，进一步地，进行最终退火，由此能够得到本实施方式的无取向电磁钢板。
当中间退火结束时，接着进行表皮光轧。具体而言，针对中间退火工序后的冷轧钢板，在常温、大气中，实施表皮光轧(轻压下率下的冷轧)。此处的表皮光轧例如使用以上述冷轧机为代表的可逆式轧制机、或串列式轧制机。
在表皮光轧中，在中途不必实施退火处理地实施轧制。例如，在实施可逆式轧制，并以多次道次实施表皮光轧的情况下，在道次间不夹着退火处理地实施多次轧制。另外，也可以是，用可逆式的轧制机，仅以1次道次来实施表皮光轧。此外，在实施使用了串列式的轧制机的表皮光轧的情况下，以多次道次(各轧制机架中的道次)连续地实施轧制。
如上，在本实施方式中，在通过热轧及冷轧向钢板导入应变后，通过中间退火使被导入到钢板中的应变暂时降低。然后，实施表皮光轧。由此，通过在中间退火中降低由冷轧过剩地导入的应变，并实施中间退火，从而抑制在钢板板面中具有{111}面的晶体取向的晶粒优先引起再结晶的情况，使具有{411}＜011＞取向的晶体取向的晶粒残存。然后，在表皮光轧中向钢板中的各晶粒导入适当的应变量，并在下一工序的最终退火中，使因膨胀导致的粒生长成为易发生的状态。
在本实施方式中，将表皮光轧中的压下率RR2设为5～20％。在此，压下率RR2被如下地定义。
压下率RR2(％)＝(1－表皮光轧中的最终道次的轧制后的板厚/表皮光轧中的第1道次的轧制前的板厚)×100
在此，当压下率RR2小于5％时，应变量会过于变小，因膨胀导致的粒生长所花费的最终退火时间会变长。此外，当压下率RR2超过20％时，应变量会过于变大，会发生通常的粒生长而非膨胀，在最终退火中，{411}＜148＞及{111}＜011＞会生长。因此，将压下率RR2设为5～20％。
表皮光轧中的道次次数既可以仅为1次道次(即，仅为1次轧制)，也可以为多次道次的轧制。
如前所述，在α－γ相变系的化学组成的钢板中，以中间退火使其再结晶，并以如上的条件进行表皮光轧，由此会得到前述的GOS值、及α纤维率。
在表皮光轧后，以将最终退火温度T2设为800℃～850℃的温度区域，且将该温度区域中的保持时间(最终退火时间Δt2)设为20秒～60秒的条件，实施最终退火。在将最终退火温度T2(℃)设为小于800℃的情况下，因膨胀导致的粒生长不会充分发生。在该情况下，{411}＜011＞取向的集中度会降低。此外，当最终退火温度T2超过850℃时，钢板的组织的一部分会相变为奥氏体，因膨胀导致的粒生长不会发生，不会得到所期望的{411}＜011＞率。此外，在退火时间小于20秒的情况下，即使最终退火温度T2为800℃～850℃，因膨胀导致的粒生长也不会发生，{411}＜011＞取向的集中度会降低。此外，当退火时间超过60秒时，晶粒会粗大化，不会得到所期望的强度。
在此，将最终退火温度T2设为退火炉的提取口附近的板温(钢板表面的温度)。退火炉的炉温能够通过测温计来测定，该测温计被配置于退火炉提取口。
另外，到最终退火工序中的最终退火温度T2为止的升温速度TR2为本领域技术人员周知的升温速度即可，最终退火温度T2下的保持时间Δt2(秒)也为本领域技术人员周知的时间即可。在此，保持时间Δt2意味着在钢板的表面温度成为最终退火温度T2后的保持时间。
将到最终退火工序中的最终退火温度t2为止的优选的升温速度TR2设为0.1℃/秒以上，小于10.0℃/秒。当升温速度TR2为0.1℃/秒以上，小于10.0℃/秒时，因膨胀导致的粒生长会充分发生。在该情况下，{411}＜011＞晶体取向的集中度会进一步变高，板厚中央位置处的ND面中的晶粒也会进一步难以不均匀。
升温速度TR2通过以下方法求得。向具有上述化学组成，从上述热轧起实施到表皮光轧为止得到的钢板安装热电偶，并将其作为样本钢板。针对安装了热电偶的样本钢板实施升温，对从开始升温后到到达最终退火温度T2为止的时间进行测定。基于被测定的时间，求得升温速度TR2。
最终退火工序中的最终退火温度T2下的保持时间Δt2为20～60秒。当保持时间Δt2为20～60秒时，由于膨胀，会发生{411}＜110＞粒的粒生长，且会因细粒化强化而高强度化。在该情况下，{411}＜011＞晶体取向的集中度会进一步变高，板厚中央位置处的ND面中的晶粒也会进一步难以不均匀。保持时间Δt2的优选的下限为25秒，进一步优选的是，为30秒。保持时间Δt2的优选的上限为50秒，进一步优选的是，为40秒。
最终退火工序时的气氛不被特别地限定。对于最终退火工序时的气氛，例如使用含有20％H2，剩余部分由N2构成的气氛气体(干燥)。最终退火后的钢板的冷却速度不被特别地限定。冷却速度例如为5～20℃/秒。
如上，能够制造本实施方式的无取向电磁钢板。
本实施方式的无取向电磁钢板的制造方法不被限定于上述制造工序。
例如，也可以是，在上述制造工序中的、热轧后且冷轧前，实施喷丸及/或酸洗。在喷丸中，针对热轧后的钢板实施喷丸，破坏并除去被形成于热轧后的钢板的表面的氧化皮。在酸洗中，针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浴来利用。通过酸洗将被形成于钢板的表面的氧化皮除去。也可以是，在热轧后且冷轧前，实施喷丸，接着实施酸洗。此外，也可以是，在热轧后且冷轧前，实施酸洗，不实施喷丸。也可以是，在热轧后且冷轧前，实施喷丸，不实施酸洗处理。另外，喷丸及酸洗为任意的工序。因此，也可以是，在热轧后且冷轧前，不实施喷丸工序及酸洗工序这两者。
也可以是，本实施方式的电磁钢板的制造方法进一步在最终退火后实施涂布。在涂布中，在最终退火后的钢板的表面形成绝缘被膜。
绝缘被膜的种类不被特别地限定。绝缘被膜既可以为有机成分，也可以为无机成分，绝缘涂布也可以含有有机成分和无机成分。无机成分例如为重铬酸－硼酸系、磷酸系、二氧化硅系等。有机成分例如为一般的丙烯酸系、丙烯酸苯乙烯系、丙烯酸硅系、硅系、聚酯系、环氧系、氟系的树脂。在考虑涂装性的情况下，优选的树脂为乳液式的树脂。也可以是，实施绝缘涂布，该绝缘涂布通过进行加热及/或加压来发挥粘接能力。具有粘接能力的绝缘涂布例如为丙烯酸系、苯酚系、环氧系、三聚氰胺系的树脂。
另外，涂布为任意的工序。因此，也可以在最终退火后不实施涂布。
另外，本实施方式的无取向电磁钢板不被限定于上述的制造方法。只要具有通过EBSD测定时的{411}＜011＞取向(裕度10°以内)的晶体取向的晶粒的面积率为15.0％以上，且，平均晶体粒径为10.0μm～40.0μm，就不被限定于上述制造方法。
【实施例】
接着，针对本发明的实施方式的无方向性电磁钢板，示出实施例并具体进行说明。以下所示的实施例仅为本发明的实施方式的无方向性电磁钢板的一例，本发明的无方向性电磁钢板并不被限定于下述例子。
(第1实施例)
通过对钢液进行铸造，制作出以下的表1所示的成分的锭。在此，所谓式左边，表示前述的(1)式的左边的值。此外，所谓Mg等，表示从由Mg、Ca、Sr、Ba、Ce、La、Nd、Pr、Zn及Cd构成的组中选择的1种以上的总计。然后，将制作的锭加热到1150℃，进行热轧，并以表2所示的最终轧制温度FT进行了最终轧制。然后，在从最终道次通过后，以表2所示的冷却条件(在从最终道次通过后到开始冷却的时间、以及在从最终道次通过后，3秒后的钢板的温度)进行了冷却。
接着，在热轧板中，不进行热轧板退火，通过酸洗除去氧化皮，以表2所示的压下率RR1进行了冷轧。然而，在氢20％、氮80％的气氛中进行中间退火，将中间退火温度T1控制为表2所示的温度，进行30秒中间退火。
另外，针对No.24，针对热轧板，进行了以1000℃保持1分钟的热轧板退火。
接着，除了No.11外，以表2所示的压下率RR2进行了表皮光轧。然后，在氢100％的气氛中以表2所示的最终退火温度T2进行了最终退火。此时，将最终退火温度T2下的保持时间Δt2设为表2所示的时间。
此外，为了调查最终退火后的织构，对无取向电磁钢板的一部分进行切除，并将该切除的试验片减厚加工到1/2的厚度。关于{411}＜011＞率，在基于EBSD的测定区域中，以前述的测定条件来观察并求得。此外，关于GOS值的个数平均值Gs，在基于EBSD的测定区域中，用OMI Analysis7.3，以前述的条件生成ODF，输出生成的ODF的数据，求得GOS值的个数平均值，并将其作为Gs。另外，GOS值的个数平均值Gs也在最终退火前求得。将各结果在表3中示出。
此外，为了调查最终退火后的磁特性及拉伸强度，对磁通密度B50、铁损W10/400进行了测定。此外，作为应力敏感性的指标，求得压缩应力下的铁损W10/50的铁损劣化率。
关于磁通密度B50，作为测定试样，在相对于轧制方向为0°方向和45°方向的2种方向上采集了55mm见方的试样。针对这2个种类的试样，通过上述的方法对磁通密度B50进行了测定。相对于轧制方向，将45°方向、135°方向的磁通密度的平均值作为45°方向的磁通密度B50，相对于轧制方向，将0°方向、45°方向、90°方向、135°方向的平均值作为磁通密度B50的整周平均值。在45°方向的磁通密度B50为1.70T以上的情况下，作为高磁通密度的无取向电磁钢板，判定为合格。另一方面，在45°方向的磁通密度B50小于1.70T的情况下，作为非高磁通密度的无取向电磁钢板，判定为不合格。此外，在45°方向的磁通密度B50为1.70T以上，且，整周平均值的磁通密度B50为1.55T以上的情况下，判断为是具备更高的磁通密度的无取向电磁钢板。
关于铁损W10/400，使用沿相对于轧制方向为45°方向采集的上述试样，通过上述的方法求得45°方向的铁损W10/400。
进而，关于压缩应力下的铁损W10/50的铁损劣化率Wx[％]，在将无应力下的铁损W10/50记为W10/50(0)，将10MPa的压缩应力下的铁损W10/50记为W10/50(10)时，用以下的式子来算出铁损劣化率Wx。另外，铁损W10/50通过以下方式得到：使用沿相对于轧制方向为45°方向采集的试样和单板磁测定装置，对以最大磁通密度为1.0T的方式施加40Hz的交流磁场时产生的、整周平均值的能量损耗(W/kg)进行测定。
在45°方向的铁损W10/400为16.0W/kg以下，且铁损劣化率Wx为40.0％以下的情况下，作为低铁损的无取向电磁钢板，判定为合格。另一方面，在45°方向的铁损W10/400超过16.0W/kg的情况下，或铁损劣化率Wx超过40.0％的情况下，作为非低铁损的无取向电磁钢板，判定为不合格。
针对拉伸强度，采集以钢板的轧制方向为长度方向的JIS5号试验片，在遵照JISZ2241：2011的拉伸试验中求得。在拉伸强度为600MPa以上的情况下，作为高强度的无取向电磁钢板，判定为合格。另一方面，在拉伸强度小于600MPa的情况下，作为非高强度的无取向电磁钢板，判定为不合格。
将测定结果在表3中示出。
Wx＝{W10/50(10)－W10/50(0)}/W10/50(0)
【表1】
【表2】
【表3】
表1、表2及表3中的下划线表示为脱离本发明的范围的条件、制造条件并不优选、或特性值并不优选。作为本发明例的No.1、No.4、No.7、No.8及No.14～17在磁通密度B50、铁损W10/400、铁损劣化率及拉伸强度上，均为良好的值。
另一方面，作为比较例的No.2在最终轧制后进行了急冷，因此{411}＜011＞率会变小，压缩应力下的铁损劣化率较大。此外，因为最终退火中的退火时间过长，所以平均晶体粒径过于变大，拉伸强度不足。
关于作为比较例的No.3，从由Mn、Ni、Cu构成的组中选择的1种以上的总计不足，且为不发生α－γ相变的组成，因此{411}＜011＞率会变小，磁通密度B50(45°方向)、铁损W10/400及铁损劣化率较差。No.3因为是不发生α－γ相变的组成，所以未记载Ar1点、Ac1点、Ac3点。
在作为比较例的No.5中，最终轧制温度FT比Ar1点更低，因此{411}＜011＞率会变小，磁通密度B50(45°方向)、铁损W10/400及铁损劣化率较差。
在作为比较例的No.6中，在通过最终轧制的最终道次后到开始冷却为止的时间过短，进而，最终退火温度过高，因此{411}＜011＞率会变小，磁通密度B50(45°方向)、铁损W10/400及铁损劣化率较差。
关于作为比较例的No.9，Si不足，进一步地，最终退火中的退火时间过短，因此{411}＜011＞率变小，进而平均晶体粒径过于变小。结果，磁通密度B50(45°方向)及铁损W10/400较差。
关于作为比较例的No.10，从由Mn、Ni、Cu构成的组中选择的1种以上的总计过剩，因此磁通密度B50为45°方向、整周平均值都较差。此外，由于偏析，在冷轧时在一部分中发生了两片裂纹。
作为比较例的No.11未进行表皮光轧，因此{411}＜011＞率变小，磁通密度B50(45°方向)、铁损W10/400及铁损劣化率较差。
作为比较例的No.12的表皮光轧中的压下率RR2过大，因此{411}＜011＞率变小，磁通密度B50(45°方向)及铁损W10/400较差。
此外，作为比较例的No.13、No.18～24偏离了优选的制造条件，因此不会得到所期望的金属组织，此外，无法得到所期望的特性。
工业可利用性
根据本发明的上述方案，能够提供一种低铁损且高磁通密度，且高强度的无取向电磁钢板。

Claims (3)

1.一种无取向电磁钢板，其特征在于，具有如下的化学组成：
以质量％计，含有
C：0.0100％以下、
Si：1.5％～4.0％、
sol.Al：0.0001％～1.000％、
S：0.0100％以下、
N：0.0100％以下、
从由Mn、Ni及Cu构成的组中选择的1种以上：总计2.5％～5.0％、
Co：0.0％～1.0％、
Sn：0.00％～0.40％、
Sb：0.00％～0.40％、
P：0.000％～0.400％、以及
从由Mg、Ca、Sr、Ba、Ce、La、Nd、Pr、Zn及Cd构成的组中选择的1种以上：总计0.000％～0.010％，
在将以质量％计的Mn含量记为[Mn]，将以质量％计的Ni含量记为[Ni]，将以质量％计的Cu含量记为[Cu]，将以质量％计的Si含量记为[Si]，将以质量％计的sol.Al含量记为[sol.Al]，将以质量％计的P含量记为[P]时，满足以下的(1)式，
(2×[Mn]+2.5×[Ni]+[Cu])－([Si]+2×[sol.Al]+4×[P])≥1.50％···(1)
剩余部分由Fe及杂质构成；
在将通过EBSD测定时具有{hkl}＜uvw＞取向的裕度为10°以内的晶体取向的晶粒的面积率记作Ahkl－uvw时，A411－011为15.0％以上；
平均晶体粒径为10.0μm～40.0μm。
2.如权利要求1所述的无取向电磁钢板，其特征在于，
在将通过EBSD测定时的晶粒取向扩展值的个数平均值记为Gs时，Gs为0.5～0.8。
3.如权利要求1或2所述的无取向电磁钢板，其特征在于，
相对于轧制方向为45°方向的磁通密度B50为1.70T以上，相对于前述轧制方向为45°方向的铁损W10/400为16.0W/kg以下。
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