CN116981790A - 无取向性电磁钢板及其制造方法 - Google Patents

无取向性电磁钢板及其制造方法 Download PDF

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福地美菜子
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Abstract

该无取向性电磁钢板具有规定的化学组成，在从由Mg、Ca、Sr、Ba、Ce、La、Nd、Pr、Zn、Cd构成的组中选择的一种以上的硫化物或氧硫化物或它们双方的析出物中，直径超过0.5μm的颗粒在10000μm2的视野中存在1个以上，通过EBSD在与钢板表面平行的面上进行观察时，在将总面积设为Stot、将{100}取向晶粒的面积设为S100、泰勒因子M超过2.8的取向晶粒的面积设为Styl、将所述泰勒因子M为2.8以下的取向晶粒的合计面积设为Stra、将所述{100}取向晶粒的平均KAM值设为K100、将所述泰勒因子M超过2.8的取向晶粒的平均KAM值设为Ktyl的情况下，满足0.20≦Styl/Stot≦0.85、0.05≦S100/Stot≦0.80、S100/Stra≧0.50、K100/Ktyl≦0.990。

Description

无取向性电磁钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及无取向性电磁钢板及其制造方法。
本申请基于2021年03月19日于日本申请的特愿2021-045986号来主张优先权，并将其内容援引于此。
背景技术
无取向性电磁钢板例如被用于电机的铁芯，对于无取向性电磁钢板，在与其板面平行的方向上要求优异的磁特性，例如低铁损及高磁通密度。
为此，以晶体的易磁化轴(<100>)与板面内方向一致的方式控制钢板的织构是有利的。关于这样的织构控制，例如如专利文献1～5中记载的技术那样，公开了很多对{100}取向、{110}取向、{111}取向等进行控制的技术。
作为控制织构的方法，提出了各种方法。其中，有利用应变诱导晶粒生长的技术。在特定条件下的应变诱导晶粒生长中，由于能够抑制在板面内方向上不具有易磁化轴的{111}取向的集聚，因此在无取向性电磁钢板中被有效地利用。关于这些技术，在专利文献6～10等中进行了公开。
但是，在现有的方法中，虽然能够抑制{111}取向的集聚，但{110}<001>取向(以下称为高斯(Goss)取向)会生长。与{111}相比，高斯取向在一个方向上的磁特性优异良，但在整周平均中磁特性几乎没有改善。因此，在现有的方法中，存在在整周平均中无法得到优异的磁特性的问题。
在先技术文献
专利文献
专利文献1：日本国特开2017-193754号公报
专利文献2：日本国特开2011-111658号公报
专利文献3：国际公开第2016/148010号
专利文献4：日本国特开2018-3049号公报
专利文献5：国际公开第2015/199211号
专利文献6：日本国特开平8-143960号公报
专利文献7：日本国特开2002-363713号公报
专利文献8：日本国特开2011-162821号公报
专利文献9：日本国特开2013-112853号公报
专利文献10：日本国特许第4029430号公报
发明内容
发明要解决的技术问题
本发明鉴于上述问题点，其目的在于，提供一种能够在整周平均中得到优异的磁特性的无取向性电磁钢板及其制造方法。
用于解决技术问题的技术手段
本发明人等对用于利用应变诱导晶粒生长而形成对于无取向性电磁钢板而言优选的织构的技术进行了研究。其中，着眼于{100}<100>取向(以下称为立方(Cube)取向)的晶粒也是与高斯取向同样不易产生应变的晶粒。即，在发生应变诱导晶粒生长之前的阶段，通过使立方取向的晶粒比高斯取向的晶粒多，通过应变诱导晶粒生长，主要使立方取向的晶粒蚕食{111}取向的晶粒，制造立方取向为主取向的无取向性电磁钢板。像这样，可知如果将立方取向作为主取向，则整周平均(轧制方向、宽度方向、相对于轧制方向为45度的方向、以及相对于轧制方向为135度的方向的平均)的磁特性得到改善。
在此，本发明人等进行了进一步研究，结果发现在发生应变诱导晶粒生长之前的阶段，为了使立方取向的晶粒比高斯取向的晶粒多，在从由Mg、Ca、Sr、Ba、Ce、La、Nd、Pr、Zn、Cd构成的组中选择的一种以上的氧化物中，生成直径超过0.5μm的粗大的析出物是重要的。通过存在这些粗大的析出物，在应变诱导晶粒生长时立方取向被进一步强化。认为这是因为，在作为应变诱导晶粒生长的主要原因的表皮光轧时，在粗大的析出物的周围产生不均匀变形区域，容易产生应变。进而，认为该粗大的析出物有时成为氧硫化物(也含有硫的氧化物)，还具有抑制阻碍生长的MnS的生成的效果。
本发明人等基于这样的见解进一步重复深入研究，结果想到了以下所示的发明的各方案。
[1]
本发明的一个方案的无取向性电磁钢板，
其具有以下化学组成：以质量％计，含有
C：0.0100％以下、
Si：1.50％～4.00％、
从由Mn、Ni、Co、Pt、Pb、Cu、Au构成的组中选择的一种以上：总计小于2.50％、
sol.Al：0.0001％～3.0000％、
S：0.0003％～0.0100％、
N：0.0100％以下、
从由Mg、Ca、Sr、Ba、Ce、La、Nd、Pr、Zn、Cd构成的组中选择的一种以上：总计为0.0003％～0.0100％、
Cr：0.001％～0.100％、
Sn：0.00％～0.40％、
Sb：0.00％～0.40％、
P：0.00％～0.40％、
B：0.0000％～0.0050％、以及
O：0.0000％～0.0200％，
在将Mn含量以质量％计记为[Mn]、将Ni含量以质量％计记为[Ni]、将Co含量以质量％计记为[Co]、将Pt含量以质量％计记为[Pt]、将Pb含量以质量％计记为[Pb]、将Cu含量以质量％计记为[Cu]、将Au含量以质量％计记为[Au]、将Si含量以质量％计记为[Si]、将sol.Al含量以质量％计记为[sol.Al]时，满足以下式(1)，
([Mn]+[Ni]+[Co]+[Pt]+[Pb]+[Cu]+[Au])－([Si]+[sol.Al])≦0.00％…(1)，
剩余部分由Fe及杂质构成；
在从由Mg、Ca、Sr、Ba、Ce、La、Nd、Pr、Zn、Cd构成的组中选择的一种以上的硫化物或氧硫化物或这二者的析出物中，直径超过0.5μm的颗粒在10000μm2的视野中存在1个以上；
进而，通过EBSD在与钢板表面平行的面上进行观察时，在将总面积设为Stot、将{100}取向晶粒的面积设为S100、将根据以下式(2)的泰勒因子M超过2.8的取向晶粒的面积设为Styl、将所述泰勒因子M为2.8以下的取向晶粒的合计面积设为Stra、将所述{100}取向晶粒的平均KAM值设为K100、将所述泰勒因子M超过2.8的取向晶粒的平均KAM值设为Ktyl的情况下，满足以下式(3)～(6)，
0.20≦Styl/Stot≦0.85…(3)，
0.05≦S100/Stot≦0.80…(4)，
S100/Stra≧0.50…(5)，
K100/Ktyl≦0.990…(6)，
在此，式(2)中的表示应力矢量与晶体的滑动方向矢量所成的角，λ表示应力矢量与晶体的滑动面的法线矢量所成的角。
[2]
如上述[1]所记载的无取向性电磁钢板，进而，在将所述泰勒因子M为2.8以下的取向晶粒的平均KAM值设为Ktra的情况下，也可以满足以下式(7)，
K100/Ktra<1.010…(7)。
[3]
如上述[1]或[2]所记载的无取向性电磁钢板，进而，在将{110}取向晶粒的面积设为S110的情况下，也可以满足以下式(8)，
S100/S110≧1.00…(8)，
在此，即使面积比S100/S110无限大地发散，式(8)也成立。
[4]
如上述[1]～[3]的任意一项所记载的无取向性电磁钢板，进而，在将{110}取向晶粒的平均KAM值设为K110的情况下，也可以满足以下式(9)，
K100/K110<1.010…(9)。
[5]
本发明的其他方案的无取向性电磁钢板，
其具有以下化学组成：以质量％计，含有
C：0.0100％以下、
Si：1.50％～4.00％、
从由Mn、Ni、Co、Pt、Pb、Cu、Au构成的组中选择的一种以上：总计小于2.50％、
sol.Al：0.0001％～3.0000％、
S：0.0003％～0.0100％、
N：0.0100％以下、
从由Mg、Ca、Sr、Ba、Ce、La、Nd、Pr、Zn、Cd构成的组中选择的一种以上：总计为0.0003％～0.0100％、
Cr：0.001％～0.100％、
Sn：0.00％～0.40％、
Sb：0.00％～0.40％、
P：0.00％～0.40％、
B：0.0000％～0.0050％、以及
O：0.0000％～0.0200％，
在将Mn含量以质量％计记为[Mn]、将Ni含量以质量％计记为[Ni]、将Co含量以质量％计记为[Co]、将Pt含量以质量％计记为[Pt]、将Pb含量以质量％计记为[Pb]、将Cu含量以质量％计记为[Cu]、将Au含量以质量％计记为[Au]、将Si含量以质量％计记为[Si]、将sol.Al含量以质量％计记为[sol.Al]时，满足以下式(1)，
([Mn]+[Ni]+[Co]+[Pt]+[Pb]+[Cu]+[Au])－([Si]+[sol.Al])≦0.00％…(1)，
剩余部分由Fe及杂质构成；
在从由Mg、Ca、Sr、Ba、Ce、La、Nd、Pr、Zn、Cd构成的组中选择的一种以上的硫化物或氧硫化物或这二者的析出物中，直径超过0.5μm的颗粒在10000μm2的视野中存在1个以上；
进而，通过EBSD在与钢板表面平行的面上进行观察时，在将总面积设为Stot、将{100}取向晶粒的面积设为S100、将根据以下式(2)的泰勒因子M超过2.8的取向晶粒的面积设为Styl、将所述泰勒因子M为2.8以下的取向晶粒的合计面积设为Stra、将所述{100}取向晶粒的平均KAM值设为K100、将所述泰勒因子M超过2.8的取向晶粒的平均KAM值设为Ktyl、将观察区域的平均晶体粒径设为dave、将所述{100}取向晶粒的平均晶体粒径设为d100、将所述泰勒因子M超过2.8的取向晶粒的平均晶体粒径设为dtyl的情况下，满足以下式(10)～(15)，
Styl/Stot≦0.70…(10)，
0.20≦S100/Stot…(11)，
S100/Stra≧0.55…(12)，
K100/Ktyl≦1.010…(13)，
d100/dave>1.00…(14)，
d100/dtyl>1.00…(15)，
在此，式(2)中的表示应力矢量与晶体的滑动方向矢量所成的角，λ表示应力矢量与晶体的滑动面的法线矢量所成的角。
[6]
如上述[5]所记载的无取向性电磁钢板，进而，在将所述泰勒因子M为2.8以下的取向晶粒的平均KAM值设为Ktra的情况下，也可以满足以下式(16)，
K100/Ktra<1.010…(16)。
[7]
如上述[5]或[6]所记载的无取向性电磁钢板，进而，将所述泰勒因子M为2.8以下的取向晶粒的平均晶体粒径设为dtra的情况下，也可以满足以下式(17)，
d100/dtra>1.00…(17)。
[8]
如上述[5]～[7]的任意一项所记载的无取向性电磁钢板，进而，在将{110}取向晶粒的面积设为S110的情况下，也可以满足以下式(18)，
S100/S110≧1.00…(18)，
在此，即使面积比S100/S110无限大地发散，式(18)也成立。
[9]
如上述[5]～[7]的任意一项所记载的无取向性电磁钢板，进而，在将{110}取向晶粒的平均KAM值设为K110的情况下，也可以满足以下式(19)，
K100/K110<1.010…(19)。
[10]
如上述[1]～[9]的任意一项所记载的无取向性电磁钢板，
所述化学组成，以质量％计，也可以含有从由
Sn：0.02％～0.40％、
Sb：0.02％～0.40％、以及
P：0.02％～0.40％构成的组中选择的一种以上。
[11]
本发明的一个方案的无取向性电磁钢板的制造方法，
是如上述[5]～[9]的任意一项所记载的无取向性电磁钢板的制造方法，
对如上述[1]～[4]的任意一项所记载的无取向性电磁钢板以在700～950℃的温度下1秒～100秒的条件进行热处理。
[12]
本发明的另一方案的无取向性电磁钢板，
其具有以下化学组成：以质量％计，含有
C：0.0100％以下、
Si：1.50％～4.00％、
从由Mn、Ni、Co、Pt、Pb、Cu、Au构成的组中选择的一种以上：总计小于2.50％、
sol.Al：0.0001％～3.0000％、
S：0.0003％～0.0100％、
N：0.0100％以下、
从由Mg、Ca、Sr、Ba、Ce、La、Nd、Pr、Zn、Cd构成的组中选择的一种以上：总计为0.0003％～0.0100％、
Cr：0.001％～0.100％、
Sn：0.00％～0.40％、
Sb：0.00％～0.40％、
P：0.00％～0.40％、
B：0.0000％～0.0050％、以及
O：0.0000％～0.0200％，
在将Mn含量以质量％计记为[Mn]、将Ni含量以质量％计记为[Ni]、将Co含量以质量％计记为[Co]、将Pt含量以质量％计记为[Pt]、将Pb含量以质量％计记为[Pb]、将Cu含量以质量％计记为[Cu]、将Au含量以质量％计记为[Au]、将Si含量以质量％计记为[Si]、将sol.Al含量以质量％计记为[sol.Al]时，满足以下式(1)，
([Mn]+[Ni]+[Co]+[Pt]+[Pb]+[Cu]+[Au])－([Si]+[sol.Al])≦0.00％…(1)，
剩余部分由Fe及杂质构成；
在从由Mg、Ca、Sr、Ba、Ce、La、Nd、Pr、Zn、Cd构成的组中选择的一种以上的硫化物或氧硫化物或这二者的析出物中，直径超过0.5μm的颗粒在10000μm2的视野中存在1个以上；
进而，通过EBSD在与钢板表面平行的面上进行观察时，在将总面积设为Stot、将{100}取向晶粒的面积设为S100、将根据以下式(2)的泰勒因子M超过2.8的取向晶粒的面积设为Styl、将所述泰勒因子M为2.8以下的取向晶粒的合计面积设为Stra、将观察区域的平均晶体粒径设为dave、将所述{100}取向晶粒的平均晶体粒径设为d100、将所述泰勒因子M超过2.8的取向晶粒的平均晶体粒径设为dtyl的情况下，满足以下式(20)～(24)，
Styl/Stot<0.55…(20)，
S100/Stot>0.30…(21)，
S100/Stra≧0.60…(22)，
d100/dave≧0.95…(23)，
d100/dtyl≧0.95…(24)，
在此，式(2)中的表示应力矢量与晶体的滑动方向矢量所成的角，λ表示应力矢量与晶体的滑动面的法线矢量所成的角。
[13]
如上述[12]所记载的无取向性电磁钢板，进而，在将所述泰勒因子M为2.8以下的取向晶粒的平均晶体粒径设为dtra的情况下，也可以满足以下式(25)，
d100/dtra≧0.95…(25)。
[14]
本发明的另一方案的无取向性电磁钢板的制造方法，
对如上述[1]～[10]的任意一项所记载的无取向性电磁钢板，以在950～1050℃的温度下1秒～100秒的条件、或以在700～900℃的温度下超过1000秒的条件进行热处理。
发明效果
根据本发明的上述方案，能够提供一种能够在整周平均中得到优异的磁特性的无取向性电磁钢板及其制造方法。
具体实施方式
以下，对本发明的实施方式的无取向性电磁钢板进行说明。
本发明的一实施方式的无取向性电磁钢板由具有后面说明的化学组成的钢水制造规定厚度的铸坯，之后，经过热轧工序、热轧板退火工序、冷轧工序、中间退火工序、表皮光轧工序而制造。
本发明的其他实施方式的无取向性电磁钢板之后还经过第一热处理工序而制造。
本发明的另一实施方式的无取向性电磁钢板在热轧工序、热轧板退火工序、冷轧工序、中间退火工序、表皮光轧工序后，根据需要经过第一热处理工序，然后经过第二热处理工序而制造。
通过表皮光轧后的热处理，钢板进行应变诱导晶粒生长，之后进行正常晶粒生长。正常晶粒生长可以在第一热处理工序中发生，也可以在第二热处理工序中发生。表皮光轧后的钢板处于应变诱导晶粒生长后的钢板的原板和正常晶粒生长后的钢板的原板这样的关系。另外，应变诱导晶粒生长后的钢板处于正常晶粒生长后的钢板的原板这样的关系。
以下，不论热处理前后，将表皮光轧后的钢板、应变诱导晶粒生长后的钢板、以及正常晶粒生长后的钢板均作为无取向性电磁钢板进行说明。另外，在本实施方式中，在表皮光轧前的钢板的金属组织中，通过使以立方取向为中心的晶粒(以下称为{100}取向晶粒)比以高斯取向为中心的晶粒(以下称为{110}取向晶粒)多，由此在之后的热处理工序中使{100}取向晶粒进一步增加，使整周的磁特性提高。
首先，对本实施方式的无取向性电磁钢板及其制造方法中使用的钢水的化学组成进行说明。由于在轧制、热处理等工序中化学组成不会变化，因此以下说明的化学组成也是钢水的化学组成，也是无取向性电磁钢板的化学组成。另外，在以下说明中，作为无取向性电磁钢板或钢水中含有的各元素的含量的单位的“％”，只要没有特别说明则是指“质量％”。本实施方式的无取向性电磁钢板和钢水具有以下化学组成：含有C：0.0100％以下、Si：1.50％～4.00％、从由Mn、Ni、Co、Pt、Pb、Cu、Au构成的组中选择的一种以上：总计小于2.50％、sol.Al：0.0001％～3.0000％、S：0.0003％～0.0100％、N：0.0100％以下、从由Mg、Ca、Sr、Ba、Ce、La、Nd、Pr、Zn及Cd构成的组中选择的一种以上：总计为0.0003％～0.0100％、Cr：0.001％～0.100％、Sn：0.00％～0.40％、Sb：0.00％～0.40％、P：0.00％～0.40％、B：0.0000％～0.0050％、以及O：0.0000％～0.0200％，剩余部分由Fe及杂质构成。作为杂质，可例示矿石、废料等原材料中所含的杂质，制造工序中所含的杂质。
(C：0.0100％以下)
C提高铁损或引起磁时效。因此，C含量越低越好。这样的现象在C含量超过0.0100％时显著。因此，C含量设为0.0100％以下。C含量的下限没有特别限定，但基于精炼时的脱碳处理的成本，优选将C含量设为0.0005％以上。
(Si：1.50％～4.00％)
Si使电阻增大、使涡流损耗减少而降低铁损，或使屈服比增大而提高对铁芯的冲裁加工性。Si含量小于1.50％时，无法充分得到这些作用效果。因此，Si含量设为1.50％以上。Si含量优选为2.0％以上、更优选为2.10％以上、进一步优选为2.30％以上。另一方面，Si含量超过4.00％时，磁通密度降低、或由于硬度过度上升而冲裁加工性降低、或冷轧变得困难。因此，Si含量设为4.00％以下。
(从由Mn、Ni、Co、Pt、Pb、Cu、Au构成的组中选择的一种以上：总计小于2.50％)
这些元素是奥氏体相(γ相)稳定化元素，若大量含有则在钢板的热处理中产生铁素体－奥氏体相变(以下称为α-γ相变)。虽然认为本实施方式的无取向性电磁钢板的效果通过对与钢板面(钢板表面)平行的截面中的特定的晶体取向的面积及面积比进行控制而发挥，但若在热处理中产生α-γ相变，则上述面积及面积比由于相变而大幅变化，不能得到规定的金属组织。因此，将从由Mn、Ni、Co、Pt、Pb、Cu、Au构成的组中选择的一种以上的含量的总计限定为小于2.50％。含量的总计优选为小于2.00％、更优选为小于1.50％。这些元素的含量的总计的下限没有特别限定(也可以为0.00％)，但关于Mn，从抑制使磁特性变差的MnS的微细析出这一理由出发，优选设为0.10％以上、更优选设为0.20％以上。
另外，作为不产生α-γ相变的条件，进而满足以下条件。即，在将Mn含量以质量％计记为[Mn]、将Ni含量以质量％计记为[Ni]、将Co含量以质量％计记为[Co]、将Pt含量以质量％计记为[Pt]、将Pb含量以质量％计记为[Pb]、将Cu含量以质量％计记为[Cu]、将Au含量以质量％计记为[Au]、将Si含量以质量％计记为[Si]、将sol.Al含量以质量％计记为[sol.Al]时，满足以下式(1)，
([Mn]+[Ni]+[Co]+[Pt]+[Pb]+[Cu]+[Au])－([Si]+[sol.Al])≦0.00％…(1)。
(sol.Al：0.0001％～3.0000％)
sol.Al使电阻增大、使涡流损耗减少而降低铁损。sol.Al还有助于提高磁通密度B50相对于饱和磁通密度的相对大小。在此，磁通密度B50是指5000A/m的磁场中的磁通密度。sol.Al含量小于0.0001％时，无法充分得到这些作用效果。另外，Al还具有炼钢中的脱硫促进效果。因此，sol.Al含量设为0.0001％以上。sol.Al含量优选设为0.3000％以上。
另一方面，sol.Al含量超过3.0000％时，磁通密度降低、或屈服比降低而冲裁加工性降低。因此，sol.Al含量设为3.0000％以下。sol.Al含量优选为2.5000％以下、进一步优选为1.5000％以下。
(S：0.0003％～0.0100％)
S是形成从由Mg、Ca、Sr、Ba、Ce、La、Nd、Pr、Zn、Cd构成的组中选择的一种以上的硫化物或氧硫化物的元素。为了得到规定的硫化物或氧硫化物，将S含量设为0.0003％以上。S含量优选为0.0010％以上。
另一方面，S通过析出微细的MnS而阻碍退火中的再结晶及晶粒生长。由这样的再结晶及晶粒生长的阻碍导致的铁损的增加及磁通密度的降低在S含量超过0.0100％时显著。因此，S含量设为0.0100％以下。S含量优选为0.0050％以下、更优选为0.0020％以下。
(N：0.0100％以下)
N与C同样地使磁特性劣化，因此N含量越低越好。因此，N含量设为0.0100％以下。N含量的下限没有特别限定，但基于精炼时的脱氮处理的成本，优选设为0.0010％以上。
(Cr：0.001％～0.100％)
Cr与钢中的氧结合，生成Cr2O3。该Cr2O3有助于改善织构。为了得到上述效果，将Cr含量设为0.001％以上。
另一方面，若Cr含量超过0.100％，则Cr2O3阻碍退火时的晶粒生长，晶体粒径变得微细，成为铁损增加的主要原因。因此，Cr含量设为0.100％以下。
(从由Mg、Ca、Sr、Ba、Ce、La、Nd、Pr、Zn及Cd构成的组中选择的一种以上：总计为0.0003％～0.0100％)
Mg、Ca、Sr、Ba、Ce、La、Nd、Pr、Zn及Cd在钢水的铸造时与钢水中的S反应而生成硫化物或氧硫化物或这二者的析出物。以下，有时将Mg、Ca、Sr、Ba、Ce、La、Nd、Pr、Zn及Cd统称为“粗大析出物生成元素”。粗大析出物生成元素的析出物的粒径超过0.5μm(例如1～2μm左右)，远大于MnS、TiN、AlN等微细析出物的粒径(100nm左右)。因此，这些微细析出物附着于粗大析出物生成元素的析出物，难以阻碍应变诱导晶粒生长中的晶粒的生长。另外，通过存在粗大的析出物，在应变诱导晶粒生长时，立方取向被进一步强化。为了充分得到这些作用效果，将这些粗大析出物生成元素的含量的总计设为0.0003％以上。含量的总计优选为0.0015％以上、更优选为0.0030％以上。但是，这些元素的含量的总计若超过0.0100％，则硫化物或氧硫化物或这二者的总量过剩，阻碍应变诱导晶粒生长中的晶粒的生长。因此，粗大析出物生成元素的含量以总计设为0.0100％以下。含量的总计优选为0.0080％以下、更优选为0.0060％以下。
(Sn：0.00％～0.40％、Sb：0.00％～0.40％、P：0.00％～0.40％)
Sn、Sb若过剩含有则使钢脆化。因此，Sn含量、Sb含量均设为0.40％以下。另外，P若过剩含有则导致钢的脆化。因此，P含量设为0.40％以下。
另一方面，Sn、Sb具有改善冷轧、再结晶后的织构，提高其磁通密度的效果。另外，P是为了确保再结晶后的钢板的硬度而有效的元素。因此，可以根据需要而含有这些元素。在这种情况下，优选含有从由0.02％～0.40％的Sn、0.02％～0.40％的Sb及0.02％～0.40％的P构成的组中选择的一种以上。
(B：0.0000％～0.0050％)
B在少量时有助于改善织构。因此，也可以含有B。在得到上述效果的情况下，优选将B含量设为0.0001％以上。
另一方面，若B含量超过0.0050％，则B的化合物阻碍退火时的晶粒生长，晶体粒径变得微细，成为铁损增加的主要原因。因此，B含量设为0.0050％以下。
(O：0.0000％～0.0200％)
O与钢中的Cr结合，生成Cr2O3。该Cr2O3有助于改善织构。因此，也可以含有O。在得到上述效果的情况下，优选将O含量设为0.0010％以上。
另一方面，若O含量超过0.0200％，则Cr2O3阻碍退火时的晶粒生长，晶体粒径变得微细，成为铁损增加的主要原因。因此，O含量设为0.0200％以下。
接着，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厚度(板厚)优选为0.10mm～0.50mm。若厚度超过0.50mm。则有时不能得到优异的高频铁损。因此，厚度优选为0.50mm以下。若厚度小于0.10mm，则有时来自无取向性电磁钢板表面的磁通泄漏的影响变大，磁性劣化。另外，若厚度小于0.10mm，则退火线的通板变得困难，或者一定大小的铁芯所需的无取向性电磁钢板的数量增加，有可能引起伴随工时的增加的生产率的降低以及制造成本的上升。因此，厚度优选为0.10mm以上。更优选厚度为0.20mm～0.35mm。
接着，对本实施方式的无取向性电磁钢板的金属组织进行说明。以下，分别根据表皮光轧后的无取向性电磁钢板的金属组织、第一热处理后的无取向性电磁钢板的金属组织、以及第二热处理后的无取向性电磁钢板的金属组织，来确定各实施方式的无取向性电磁钢板。
首先，说明要确定的金属组织及其确定方法。在本实施方式中要确定的金属组织在与板面平行的截面中确定，通过以下步骤进行确定。
首先，以使板厚中心的露出的方式进行研磨，通过EBSD(Electron BackScattering Diffraction：电子背散射衍射法)在该研磨面(与钢板表面平行的面)上对2500μm2以上的区域进行观察。只要合计面积为2500μm2以上，则观察也可以在分成几个小区间的多处进行。测定时的步间隔优选为50～100nm。根据EBSD的观察数据，利用一般的方法，得到以下种类的面积、KAM(Kernel Average Misorientation：内核平均取向差)值以及平均晶体粒径。
Stot：总面积(观察面积)
Styl：根据以下式(2)的泰勒因子M超过2.8的取向晶粒的合计面积
Stra：根据以下式(2)的泰勒因子M为2.8以下的取向晶粒的合计面积
S100：{100}取向晶粒的合计面积
S110：{110}取向晶粒的合计面积
Ktyl：根据以下式(2)的泰勒因子M超过2.8的取向晶粒的平均KAM值
Ktra：根据以下式(2)的泰勒因子M为2.8以下的取向晶粒的平均KAM值
K100：{100}取向晶粒的平均KAM值
K110：{110}取向晶粒的平均KAM值
dave：观察区域的平均晶体粒径
d100：{100}取向晶粒的平均晶体粒径
dtyl：根据以下式(2)的泰勒因子M超过2.8的取向晶粒的平均晶体粒径
dtra：根据以下式(2)的泰勒因子M为2.8以下的取向晶粒的平均晶体粒径
在此，关于晶粒的取向裕度设为15°。另外，以下出现取向晶粒时，取向裕度也设为15°。
在此，泰勒因子M是按照以下式(2)的值。
应力矢量与晶体的滑动方向矢量所成的角
λ：应力矢量与晶体的滑动面的法线矢量所成的角。
上述泰勒因子M假定晶体的滑动变形是在滑动面{110}、滑动方向<111>中引起的，是在与板厚方向和轧制方向平行的面内的面内应变中进行向板厚方向的压缩变形的情况下的泰勒因子。以下，在没有特别说明的情况下，将在按照式(2)的泰勒因子中，对结晶学上等价的所有晶体求出的平均值简称为“泰勒因子”。
接着，在以下的实施方式1～3中，通过上述的面积、KAM值、平均晶体粒径来规定特征。
另外，在本实施方式的无取向性电磁钢板中，所述的在从由Mg、Ca、Sr、Ba、Ce、La、Nd、Pr、Zn及Cd构成的组中选择的一种以上的硫化物或氧硫化物或这二者的析出物中，直径超过0.5μm的颗粒在10000μm2的视野中存在1个以上。如上所述，这是为了在应变诱导晶粒生长时使立方取向被进一步强化。这些氧化物能够通过以下方式进行确定：以使板厚中心的露出的方式进行研磨，通过EBSD在该研磨面上对10000μm2的区域进行观察。
由于上述硫化物、氧硫化物不会因热处理而发生变化，因此在后面说明的实施方式1～3的任意一种无取向性电磁钢板中，直径超过0.5μm的颗粒在10000μm2的视野中均存在1个以上。直径超过0.5μm的颗粒在10000μm2的视野中也可以存在4个以上，另外，也可以存在6个以上。
(实施方式一)
首先，对表皮光轧后的无取向性电磁钢板的金属组织进行说明。该金属组织蓄积了足以发生应变诱导晶粒生长的应变，可以定位于发生应变诱导晶粒生长之前的初期阶段的状态。表皮光轧后的钢板的金属组织的特征大体上由用于使目标取向的晶粒发达的取向和与为了发生应变诱导晶粒生长而充分蓄积的应变相关的条件来规定。
在本实施方式的无取向性电磁钢板中，规定的取向晶粒的面积满足以下式(3)～(5)。
0.20≦Styl/Stot≦0.85…(3)
0.05≦S100/Stot≦0.80…(4)
S100/Stra≧0.50…(5)
Styl是泰勒因子足够大的取向的存在量。在应变诱导晶粒生长过程中，泰勒因子较小且难以蓄积因加工而引起的应变的取向一边蚕食泰勒因子较大且因加工而引起的应变得到蓄积的取向一边优先生长。因此，为了通过应变诱导晶粒生长而使特殊的取向发达，Styl需要存在一定程度的量。在本实施方式中，规定为相对于总面积的面积比Styl/Stot，在本实施方式中，将面积比Styl/Stot设为0.20以上。面积比Styl/Stot小于0.20时，不会通过应变诱导晶粒生长使目标晶体取向充分发达。优选面积比Styl/Stot为0.30以上、更优选为0.50以上。
面积比Styl/Stot的上限与以下说明的在应变诱导晶粒生长过程中应该发达的晶体取向晶粒的存在量相关，但其条件并非仅单纯地由优先生长的取向与被蚕食的取向的比率来决定。首先，如后面说明，因为在应变诱导晶粒生长中应该发达的{100}取向晶粒的面积比S100/Stot为0.05以上，所以面积比Styl/Stot必然为0.95以下。但是，若面积比Styl/Stot的存在量过多，则根据在后面说明的与应变的关联，不会发生{100}取向晶粒的优先生长。与应变量的关联在后面详细说明，但在本实施方式中，面积比Styl/Stot为0.85以下。优选面积比Styl/Stot为0.75以下、更优选为0.70以下。
在之后的应变诱导晶粒生长过程中，优先使{100}取向晶粒生长。{100}取向是泰勒因子足够小且加工引起的应变难以蓄积的取向之一，是在应变诱导晶粒生长过程中可以优先生长的取向。在本实施方式中，{100}取向晶粒的存在是必须的，在本实施方式中，将{100}取向晶粒的面积比S100/Stot设为0.05以上。{100}取向晶粒的面积比S100/Stot小于0.05时，{100}取向晶粒不会通过之后的应变诱导晶粒生长而充分发达。优选面积比S100/Stot为0.10以上、更优选为0.20以上。
面积比S100/Stot的上限根据在应变诱导晶粒生长中应该被蚕食的晶体取向晶粒的存在量而决定。在本实施方式中，因为在应变诱导晶粒生长中应该被蚕食的泰勒因子超过2.8的取向的面积比Styl/Stot为0.20以上，所以面积比S100/Stot为0.80以下。但是，应变诱导晶粒生长之前的{100}取向晶粒的存在量越低，效果越显著，能够使{100}取向晶粒更发达。如果考虑这一点，则优选面积比S100/Stot为0.60以下、更优选为0.50以下、进一步优选为0.40以下。
作为应该优先生长的取向晶粒以{100}取向晶粒为中心进行了说明，但与{100}取向晶粒同样地作为泰勒因子足够小且加工引起的应变难以蓄积的取向、且在应变诱导晶粒生长中可以优先生长的取向晶粒此外也大量存在。这样的取向晶粒与应该优先生长的{100}取向晶粒竞争。另一方面，这些取向晶粒的钢板面内的易磁化轴方向(<100>方向)没有{100}取向晶粒那么多，因此如果在应变诱导晶粒生长中这些取向发达，则磁特性劣化而变得不良。因此，在本实施方式中，规定为泰勒因子足够小且加工引起的应变难以蓄积的取向中的{100}取向晶粒的存在比得到确保。
在本发明中，在应变诱导晶粒生长中，将包含认为与{100}取向晶粒竞争的取向晶粒的、泰勒因子为2.8以下的取向晶粒的面积设为Stra。然后，如式(5)所示，将面积比S100/Stra设为0.50以上，确保{100}取向晶粒的生长的优越性。在该面积比S100/Stra小于0.50时，{100}取向晶粒不会通过应变诱导晶粒生长而充分发达。优选面积比S100/Stra为0.80以上、更优选为0.90以上。另一方面，面积比S100/Stra的上限不需要特别限定，泰勒因子为2.8以下的取向晶粒可以全部是{100}取向晶粒(即S100/Stra＝1.00)。
进而，在本实施方式中，特别对与作为在应变诱导晶粒生长中容易生长的取向而已知的{110}取向晶粒的关系进行规定。即使在增大热轧钢板中的晶体粒径并通过冷轧使其再结晶、或者以较低的压下率进行冷轧而使其再结晶等通常的方法中，{110}取向也比较容易发达，在与应该优先生长的{100}取向晶粒的竞争中是需要特别考虑的取向。若在应变诱导晶粒生长中{110}取向晶粒发达，则特性的钢板面内各向异性变得非常大，成为不良。因此，在本实施方式中，优选以满足式(8)的方式控制{100}取向晶粒与{110}取向晶粒的面积比S100/S110，确保{100}取向晶粒的生长的优越性。
S100/S110≧1.00…(8)
为了更可靠地避免通过应变诱导晶粒生长而{110}取向晶粒意外地发达，优选面积比S100/S110为1.00以上。更优选面积比S100/S110为2.00以上、进一步优选为4.00以上。面积比S100/S110的上限不需要特别限定，{110}取向晶粒的面积率可以为零。即，即使面积比S100/S110无限大地发散，式(8)也成立。
本实施方式除了上述的晶体取向以外，通过组合以下说明的应变，能够得到更优异的磁特性。在本实施方式中，作为关于应变的规定，需要满足以下式(6)。
K100/Ktyl≦0.990…(6)
关于应变的要件由式(6)规定。式(6)是{100}取向晶粒中蓄积的应变(平均KAM值)与泰勒因子超过2.8的取向晶粒中蓄积的应变(平均KAM值)之比。在此，KAM值是在同一晶粒内与相邻的测定点的取向差，在应变多的部位，KAM值变高。在结晶学的观点中，例如在与板厚方向和轧制方向平行的面内的平面应变状态下进行向板厚方向的压缩变形的情况下、即单纯地轧制钢板的情况下，一般K100与Ktyl之比K100/Ktyl小于1。但是，实际上，由于相邻的晶粒的束缚、晶粒内存在的析出物、以及包含变形时与工具(轧制辊等)的接触的宏观的变形变动等的影响，因此与微观上观察到的晶体取向相应的应变为多种形态。因此，难以出现基于泰勒因子的纯粹的几何学的取向的影响。另外，例如，即使是相同取向的晶粒，根据粒径、粒的形态、相邻晶粒的取向或粒径、析出物的状态、板厚方向上的位置等，也会形成非常大的变动。进而，即使是一个晶粒，根据晶界附近和晶粒内、变形带等的形成，应变分布也会大幅变动。
在考虑到这样的变动的基础上，在本实施方式中，为了得到优异的磁特性，将K100/Ktyl设为0.990以下。若K100/Ktyl超过0.990，则失去应该被蚕食的区域的特殊性。因此，应变诱导晶粒生长难以发生。优选K100/Ktyl为0.970以下、更优选为0.950以下。
在与应该优先生长的{100}取向晶粒的竞争中，关于与泰勒因子为2.8以下的取向晶粒的关系，优选满足式(7)。
K100/Ktra<1.010…(7)
使{100}取向晶粒优先生长，优选将K100/Ktra设为小于1.010。该K100/Ktra也是关于应变难以蓄积且具有优先生长的可能性的取向之间的竞争的指标，K100/Ktra为1.010以上时，应变诱导晶粒生长中的{100}取向的优先性无法发挥，目标晶体取向不会发达。K100/Ktra更优选为0.970以下、进一步优选为0.950以下。
在与应该优先生长的{100}取向晶粒的竞争中，关于与{110}取向晶粒的关系，优选与面积同样地在应变中也进行考虑。在该关系中，优选以{100}取向晶粒与{110}取向晶粒的平均KAM值的K100/K110满足式(9)的方式进行控制，确保{100}取向晶粒的生长的优越性。
K100/K110<1.010…(9)
为了更可靠地避免通过应变诱导晶粒生长而{110}取向晶粒意外地发达，优选K100/K110小于1.010。K100/K110更优选为0.970以下、进一步优选为0.950以下。
在式(9)中，在不存在具有相当于分母的取向的晶粒的情况下，关于该式不进行基于数值的评价，而认为满足该式。
在本实施方式的表皮光轧后的无取向性电磁钢板的金属组织中，关于晶体粒径没有特别限定。这是因为，在通过之后的第一热处理而发生适当的应变诱导晶粒生长的状态下，与晶体粒径的关系并没有那么强。即，关于是否发生了作为目标的适当的应变诱导晶粒生长，除了钢板的化学组成以外，根据每个晶体取向的存在量(面积)的关系以及各个取向的应变量的关系，能够大致决定。
但是，在晶体粒径过于粗大时，虽然因应变而诱导晶粒生长，但难以发生实用的温度范围内的充分的晶粒生长。另外，在晶体粒径过于粗大时，也难以避免磁特性的劣化。因此，实用的平均晶体粒径优选设为300μm以下。更优选为100μm以下、进一步优选为50μm以下、特别优选为30μm以下。晶体粒径越细，晶体取向以及应变的分布被适当控制时的应变诱导晶粒生长引起的目标晶体取向的发达越容易被识别。但是，如果过于微细，则在如上述那样赋予应变的加工中，因为与邻接晶粒的束缚，所以难以形成每个晶体取向的应变量的差异。从该观点出发，平均晶体粒径优选为3μm以上、更优选为8μm以上、进一步优选为15μm以上。
(实施方式二)
接着，说明通过对表皮光轧后的无取向性电磁钢板进一步进行第一热处理而发生应变诱导晶粒生长后(且应变诱导晶粒生长完成前)的无取向性电磁钢板的金属组织。本实施方式的无取向性电磁钢板通过应变诱导晶粒生长而释放应变的至少一部分，应变诱导晶粒生长后的钢板的金属组织的特征由晶体取向、应变以及晶体粒径来规定。
在本实施方式的无取向性电磁钢板中，规定的取向晶粒的面积满足以下式(10)～(12)。这些规定与关于上述的表皮光轧后的无取向性电磁钢板的式(3)～(5)相比，数值范围不同。这是因为，随着应变诱导晶粒生长，{100}取向晶粒优先生长而其面积增加，同时泰勒因子超过2.8的取向晶粒主要被{100}取向晶粒蚕食，其面积减少。
Styl/Stot≦0.70…(10)
0.20≦S100/Stot…(11)
S100/Stra≧0.55…(12)
面积比Styl/Stot的上限作为表示应变诱导晶粒生长的进行的程度的参数之一而被决定。面积比Styl/Stot超过0.70表示泰勒因子超过2.8的取向晶粒的晶粒未被充分蚕食，应变诱导晶粒生长未充分发生。即，由于应该发达的{100}取向晶粒的发达不充分，因此磁特性未充分提高。因此，在本实施方式中，将面积比Styl/Stot设为0.70以下。优选面积比Styl/Stot为0.60以下、更优选为0.50以下。由于面积比Styl/Stot越小越优选，因此不需要规定下限，可以为0.00。
另外，在本实施方式中，将面积比S100/Stot设为0.20以上。面积比S100/Stot的下限作为表示应变诱导晶粒生长的进行的程度的参数之一而被决定。面积比S100/Stot小于0.20时，{100}取向晶粒的发达不充分，因此磁特性未充分提高。优选面积比S100/Stot为0.40以上、更优选为0.60以上。由于面积比S100/Stot越高越优选，因此不需要规定上限，可以为1.00。
与实施方式1同样，认为在应变诱导晶粒生长中与{100}取向晶粒竞争的取向晶粒和{100}取向晶粒的关系也是重要的。在面积比S100/Stot大的情况下，{100}取向晶粒的生长的优越性得到确保，磁特性良好。该面积比S100/Stot小于0.55表示，{100}取向晶粒未通过应变诱导晶粒生长而充分发达，泰勒因子超过2.8的取向晶粒被{100}取向晶粒以外的泰勒因子小的取向蚕食的状态。在这种情况下，磁特性的面内各向异性也变大。因此，在本实施方式中，将面积比S100/Stot设为0.55以上。优选面积比S100/Stot为0.65以上、更优选为0.75以上。另一方面，面积比S100/Stot的上限不需要特别限定，泰勒因子为2.8以下的取向晶粒可以全部是{100}取向晶粒。
进而，在本实施方式中，与实施方式1同样，也对与{110}取向晶粒的关系进行规定。在本实施方式中，优选{100}取向晶粒与{110}取向晶粒的面积比S100/S110满足以下式(18)，确保{100}取向晶粒的生长的优越性。
S100/S110≧1.00…(18)
如式(18)所示，在本实施方式中，优选面积比S100/S110为1.00以上。在应变诱导晶粒生长中{110}取向晶粒发达，该面积比S100/S110小于1.00时，钢板面内的各向异性变得非常大，在特性上容易成为不良。更优选为S100/S110为2.00以上、进一步优选为4.00以上。面积比S100/S110的上限不需要特别限定，{110}取向晶粒的面积率可以为零。即，即使面积比S100/S110无限大地发散，式(18)也成立。
接着，说明本实施方式中关于应该满足的应变的规定。本实施方式的无取向性电磁钢板的应变量与实施方式1中说明的表皮光轧后的状态下的应变量相比大幅减少，其中，成为在每个晶体取向的应变量中具有特征的状态。
本实施方式中的关于应变的规定与上述的关于表皮光轧后的钢板的式(6)相比数值范围不同，满足以下式(13)。
K100/Ktyl≦1.010…(13)
在应变诱导晶粒生长充分进行时，钢板的应变较大的部分成为被释放的状况，每个晶体取向的应变被均匀化，应变的变动变得足够小，式(13)所示的比成为接近1的值。
在考虑了这样的变动的基础上，在本实施方式中为了得到优异的磁特性，将K100/Ktyl设为1.010以下。K100/Ktyl超过1.010时，因为应变的释放不充分，所以特别是铁损的降低不充分。优选K100/Ktyl为0.990以下、更优选为0.970以下。即使本实施方式的无取向性电磁钢板是对满足上述式(6)的钢板进行第一热处理而得到的，也考虑由于测定的误差等，式(13)的值超过1.000。
关于在与应该优先生长的{100}取向晶粒的竞争中，与泰勒因子为2.8以下的取向晶粒的关系，优选满足式(16)。
K100/Ktra<1.010…(16)
要使{100}取向晶粒优先生长，优选将K100/Ktra设为小于1.010。该K100/Ktra为1.010以上时，应变的释放不充分，特别是铁损的降低不充分。通过对满足上述式(7)的无取向性电磁钢板进行第一热处理，得到满足式(16)的无取向性电磁钢板。
在实施方式1中，说明了优选考虑与{110}取向晶粒的应变的关系。另一方面，在本实施方式中，为应变诱导晶粒生长充分进行且钢板的应变的大部分被释放的状况。因此，相当于{110}取向晶粒中蓄积的应变的K110的值成为应变被释放至与K100相同程度的值，与式(9)同样地，优选满足式(19)。
K100/K110<1.010…(19)
即，与式(9)同样，优选K100/K110小于1.010。K100/K110为1.010以上时，有时应变的释放不充分，特别是铁损的降低不充分。通过对满足上述式(9)的无取向性电磁钢板进行第一热处理，得到满足式(19)的无取向性电磁钢板。
在式(13)和式(19)中，在不存在具有相当于分母的取向的晶粒的情况下，关于该式不进行基于数值的评价，而认为满足该式。
接着，说明本实施方式中关于应该满足的晶体粒径的规定。在应变诱导晶粒生长充分进行而应变大的部分被释放的状况下的金属组织中，每个晶体取向的晶体粒径对磁特性造成较大的影响。通过应变诱导晶粒生长而优先生长的取向的晶粒变得粗大，被其蚕食的取向的晶粒变得微细。在本实施方式中，将平均晶体粒径的关系设为满足式(14)和式(15)。
d100/dave>1.00…(14)
d100/dtyl>1.00…(15)
这些式表示作为优先生长取向的{100}取向晶粒的平均晶体粒径d100相对较大。式(14)和式(15)中的这些比优选为1.30以上、更优选为1.50以上、进一步优选为2.00以上。这些比的上限没有特别限定，被蚕食的取向的晶粒与{100}取向晶粒相比生长速度慢，但在第一热处理中进行晶粒生长，因此上述比不易过度变大，实用的上限为10.00左右。
另外，在本实施方式中，优选满足式(17)。
d100/dtra>1.00…(17)
该式表示作为优先生长的取向的{100}取向晶粒的平均晶体粒径d100相对较大。式(17)中的比更优选为1.30以上、进一步优选为1.50以上、特别优选为2.00以上。该比的上限没有特别限定，被蚕食的取向的晶粒也与{100}取向晶粒相比生长速度慢，但在第一热处理中进行晶粒生长，因此上述比不易过度变大，实用的上限为10.00左右。
另外，关于平均晶体粒径的范围没有特别限定，但若平均晶体粒径变得过于粗大则难以避免磁特性的劣化。因此，在本实施方式中，作为相对粗大的晶粒的{100}取向晶粒的实用的平均晶体粒径优选为500μm以下。更优选{100}取向晶粒的平均晶体粒径为400μm以下、进一步优选为300μm以下、特别优选为200μm以下。另一方面，关于{100}取向晶粒的平均晶体粒径的下限，如果假定确保{100}取向的充分的优先生长的状态，则{100}取向晶粒的平均晶体粒径优选为40μm以上、更优选为60μm以上、进一步优选为80μm以上。
在式(15)中，在不存在具有相当于分母的取向的晶粒的情况下，关于该式不进行基于数值的评价，而认为满足该式。
(实施方式三)
在上述实施方式1和2中，通过以KAM值确定钢板的应变来规定作为钢板的特征。与此不同，在本实施方式中，对实施方式1或2中记载的钢板充分地进行长时间退火，进而对晶粒生长后的钢板进行规定。这样的钢板的应变诱导晶粒生长几乎完成，其结果，由于应变几乎完全被释放，因此作为特性非常优选。即，通过应变诱导晶粒生长使{100}取向晶粒生长，进而通过第二热处理使正常晶粒生长至应变几乎完全被释放后的钢板，成为向{100}取向的集聚更强的钢板。在本实施方式中，对将实施方式1或2中记载的钢板作为原材料进行第二热处理而得到的钢板(即，对表皮光轧后的无取向性电磁钢板进行第一热处理之后进行了第二热处理的无取向性电磁钢板，或省略第一热处理而进行了第二热处理的无取向性电磁钢板)的晶体取向以及晶体粒径进行说明。
进行第二热处理而得到的钢板(无取向性电磁钢板)的各取向晶粒的面积满足以下式(20)～(22)。这些规定与关于上述的表皮光轧后的钢板的式(3)～(5)以及关于第一热处理引起的应变诱导晶粒生长后的钢板的式(10)～(12)相比，数值范围不同。随着应变诱导晶粒生长以及之后的第二热处理，{100}取向晶粒进一步生长而其面积增加，同时泰勒因子超过2.8的取向晶粒主要被{100}取向晶粒蚕食，其面积进一步减少。
Styl/Stot<0.55…(20)
S100/Stot>0.30…(21)
S100/Stra≧0.60…(22)
在本实施方式中，将面积比Styl/Stot设为小于0.55。Styl可以为零。面积比Styl/Stot的上限作为表示{100}取向晶粒生长的进行的程度的参数之一而被决定。面积比Styl/Stot为0.55以上表示在应变诱导晶粒生长的阶段中应该被蚕食的泰勒因子超过2.8的取向晶粒未被充分蚕食。在这种情况下，磁特性不会充分提高。优选面积比Styl/Stot为0.40以下、更优选为0.30以下。由于面积比Styl/Stot越小越优选，因此下限没有规定，可以为0.00。
另外，在本实施方式中，将面积比S100/Stot设为超过0.30。面积比S100/Stot为0.30以下时，磁特性未充分提高。优选面积比S100/Stot为0.40以上、更优选为0.50以上。面积比S100/Stot为1.00的状况是指晶体组织全部为{100}取向晶粒，不存在其他取向晶粒的状况，本实施方式也将该状况作为对象。
与实施方式1和2同样，在应变诱导晶粒生长中认为与{100}取向晶粒进行竞争的取向晶粒和{100}取向晶粒的关系也是重要的。在面积比S100/Stra足够大的情况下，即使应变诱导晶粒生长后的正常晶粒生长的状况中，也可确保{100}取向晶粒的生长的优越性，磁特性良好。在该面积比S100/Stra小于0.60时，{100}取向晶粒不会通过应变诱导晶粒生长而充分发达，在应变诱导晶粒生长后的正常晶粒生长的状况中，{100}取向晶粒以外的泰勒因子小的取向晶粒生长到相当程度，磁特性的面内各向异性也变大。因此，在本实施方式中，将面积比S100/Stra设为0.60以上。优选面积比S100/Stra为0.70以上、更优选为0.80以上。另一方面，面积比S100/Stra的上限不需要特别限定，泰勒因子为2.8以下的取向晶粒可以全部是{100}取向晶粒。
即使在应变诱导晶粒生长以及之后的正常晶粒生长充分进行而钢板的应变几乎都被释放的状况下的金属组织中，每个晶体取向的晶体粒径对磁特性也造成较大的影响。在应变诱导晶粒生长的时刻优先生长的{100}取向晶粒在正常晶粒生长之后也成为粗大的晶粒。在本实施方式中，将平均晶体粒径的关系设为满足式(23)和式(24)。
d100/dave≧0.95…(23)
d100/dtyl≧0.95…(24)
这些式表示{100}取向晶粒的平均晶体粒径d100为其他晶粒的平均晶体粒径的0.95倍以上。式(23)和式(24)中的这些比优选为1.00以上、更优选为1.10以上、进一步优选为1.20以上。这些比的上限没有特别限定，但在正常晶粒生长中{100}取向晶粒以外的晶粒也生长，在进入正常晶粒生长的时刻、即应变诱导晶粒生长结束的时刻，{100}取向晶粒变得粗大，具有所谓的尺寸优势。{100}取向晶粒即使在正常晶粒生长过程中其粗大化也有利，因此上述的比充分地保持特征的范围。因此，实用的上限为10.00左右。若这些比的任意一个超过10.00，则成为混粒，有时会产生与冲裁性等加工相关联的问题。
进而，在平均晶体粒径的关系中，优选也满足以下式(25)。
d100/dtra≧0.95…(25)
该式表示作为优先生长的取向的{100}取向晶粒的平均晶体粒径d100相对较大。式(25)中的比更优选为1.00以上、进一步优选为1.10以上、特别优选为1.20以上。该比的上限没有特别限定，但在正常晶粒生长中{100}取向晶粒以外的晶粒也生长，在进入正常晶粒生长的时刻、即应变诱导晶粒生长结束的时刻，{100}取向晶粒变得粗大，具有所谓的尺寸优势。{100}取向晶粒即使在正常晶粒生长过程中其粗大化也有利，因此上述的比充分地保持特征的范围。因此，实用的上限为10.00左右。若这些比的任意一个超过10.00，则成为混粒，有时会产生与冲裁性等加工相关联的问题。
另外，关于平均晶体粒径的范围没有特别限定，但若平均晶体粒径变得过于粗大则难以避免磁特性的劣化。因此，与实施方式2同样，在本实施方式中，作为相对粗大的晶粒的{100}取向晶粒的实用的平均晶体粒径优选为500μm以下。更优选{100}取向晶粒的平均晶体粒径为400μm以下、进一步优选为300μm以下、特别优选为200μm以下。另一方面，关于{100}取向晶粒的平均晶体粒径的下限，如果假定确保{100}取向的充分的优先生长的状态，则{100}取向晶粒的平均晶体粒径优选为40μm以上、更优选为60μm以上、进一步优选为80μm以上。
在式(24)中，在不存在具有相当于分母的取向的晶粒的情况下，关于该式不进行基于数值的评价，而认为满足该式。
[特性]
本实施方式的无取向性电磁钢板如上所述地控制化学组成、金属组织，因此不仅是轧制方向和宽度方向的平均，在整周平均(轧制方向、宽度方向、相对于轧制方向为45度的方向、以及相对于轧制方向为135度的方向的平均)中能够得到优异的磁特性。
另外，在考虑到应用于电机的情况下，优选铁损的各向异性小。因此，优选作为C方向(宽度方向)的W15/50与L方向(轧制方向)的W15/50之比的W15/50(C)/W15/50(L)小于1.3。
磁性测定可以通过JIS C 2550-1(2011)和JIS C 2550-3(2019)中记载的测定方法进行，也可以通过JIS C 2556(2015)中记载的测定方法进行。另外，在试样微小、无法进行上述JIS中记载的测定的情况下，电磁电路也可以使用能够对依据JIS C 2556(2015)的55mm见方的试验片、或更微小的试验片进行测定的装置来进行测定。
<制造方法>
接着，对本实施方式的无取向性电磁钢板的制造方法进行说明。制造方法没有特别限定，能够举出(A)高温热轧板退火+冷轧强压下法、(B)薄板坯连铸法、(C)润滑热轧法、以及(D)薄带连铸法等。
在任意一种方法中，关于板坯等开始材料的化学组成，均是上述所记载的化学组成。
对各制造方法进行说明。
(A)高温热轧板退火+冷轧强压下法
首先，通过制钢工序由具有上述化学组成的钢水制造板坯。然后，在再加热炉中将板坯加热后，连续地进行粗轧和精轧，得到热轧钢板(热轧工序)。热轧工序中的条件没有特别限定，作为一般的制造方法，也可以是以下方法：首先将板坯加热至1000～1200℃，之后在热轧工序中进行粗轧，在700～900℃下完成精轧，在500～700℃下进行卷取。
接着，对热轧钢板实施热轧板退火(热轧板退火工序)。通过热轧板退火而使其再结晶，使晶粒粗大地生长到晶体粒径成为300～500μm。
热轧板退火可以是连续退火、也可以是分批退火，但从成本的观点出发，优选以连续退火的方式实施热轧板退火。为了实施连续退火，需要在高温短时间内使晶粒生长。在连续退火的情况下，热轧板退火的温度例如设为1000℃～1100℃，退火时间设为20秒～2分钟。本实施方式的无取向性电磁钢板在化学组成中满足(1)式，因此即使在上述那样的高温下进行热轧板退火，也不会产生铁素体－奥氏体相变。
接着，对进行了热轧板退火的钢板实施冷轧前的酸洗(酸洗工序)。
酸洗是为了除去钢板表面的氧化皮所需的工序。根据氧化皮除去的状况，选择酸洗条件。也可以替代酸洗而利用研磨机去除氧化皮。
接下来，对去除了氧化皮的钢板实施冷轧(冷轧工序)。
在此，在Si含量高的高级无取向性电磁钢板中，若使晶体粒径过于粗大则钢板脆化，产生冷轧中的脆性断裂的担忧。因此，在通常情况下，将冷轧前的钢板的平均晶体粒径限制为200μm以下。另一方面，在本实施方式中，进行高温的热轧板退火，使冷轧前的平均晶体粒径为300～500μm。在本实施方式的冷轧工序中，对具有这样的平均晶体粒径的钢板以压下率88～97％实施冷轧。
从避免脆性断裂的观点出发，也可以替代冷轧而在材料的延展性/脆性转变温度以上的温度下实施温轧。
之后，在后面说明的条件下实施中间退火时，ND//<100>再结晶晶粒生长。由此，{100}面强度增加，{100}取向晶粒的存在概率提高。
在冷轧结束时，接着进行中间退火(中间退火工序)。在本实施方式中，在650℃以上的温度下进行中间退火。若中间退火的温度小于650℃，则有时不会发生再结晶，{100}取向晶粒无法充分生长，磁通密度不会变高。因此，中间退火的温度设为650℃以上。中间退火的温度的上限没有限定，从晶粒微细化的方面出发，可以为800℃以下。
另外，退火时间优选设为1秒～60秒。退火时间小于1秒时，由于用于使再结晶发生的时间过少，因此{100}取向晶粒有可能不会充分生长。另外，若退火时间超过60秒，则不必要地花费成本，因此不优选。
在中间退火结束时，接着进行表皮光轧(表皮光轧工序)。如上所述，若在{100}取向晶粒多的状态下进行轧制，则{100}取向晶粒进一步生长。表皮光轧的压下率设为5％～30％。在压下率小于5％或超过30％时，应变诱导晶粒生长不会充分发生。
在无取向性电磁钢板中，在设为具有上述的应变的分布时，在将表皮光轧时的压下率(％)设为Rs的情况下，优选以满足5<Rs<20的方式调整表皮光轧的压下率。
在表皮光轧工序后，得到上述实施方式1的无取向性电磁钢板。
接下来，进行用于促进应变诱导晶粒生长的第一热处理(第一热处理工序)。第一热处理优选在700～950℃下进行1秒～100秒。
在热处理温度小于700℃时，不会发生应变诱导晶粒生长。另一方面，在超过950℃时，不仅是应变诱导晶粒生长，也发生正常晶粒生长，无法得到上述实施方式2中记载的金属组织。
另外，在热处理时间(保持时间)超过100秒时，生产效率显著降低，因此不现实。由于使保持时间小于1秒在工业上不容易，因此将保持时间设为1秒以上。
在第一热处理工序后，得到上述实施方式2的无取向性电磁钢板。
对表皮光轧工序后或第一热处理工序后的钢板进行第二热处理(第二热处理工序)。第二热处理优选在设为950～1050℃的温度范围的情况下进行1秒～100秒，或在设为700～900℃的温度范围的情况下进行超过1000秒。
可以在表皮光轧工序后对进行了第一热处理的钢板进行第二热处理，也可以在表皮光轧工序后省略第一热处理而进行第二热处理。
通过在上述温度范围以及时间下进行热处理，在省略第一热处理的情况下，在应变诱导晶粒生长后进行正常晶粒生长，在实施了第一热处理的情况下，进行正常晶粒生长。另外，根据第一热处理的条件，有时在之后的第二热处理中也进行应变诱导晶粒生长。
在第二热处理工序后，得到上述实施方式3的无取向性电磁钢板。
(B)薄板坯连铸法
在薄板坯连铸法中，通过制钢工序由具有上述化学组成的钢水制造30～60mm厚度的薄板坯，省略热轧工序的粗轧。在该制造方法中，优选在薄板坯中使柱状晶充分发达，使通过热轧对柱状晶进行加工而得到的{100}<011>取向晶粒残留在热轧板中。在该过程中，柱状晶以{100}面与钢板面平行的方式生长。为了该目的，优选不实施连续铸造中的电磁搅拌。另外，优选尽量减少促进凝固核生成的钢水中的微细夹杂物。
然后，在再加热炉中将薄板坯加热后，在热轧工序中连续地进行精轧，得到约2mm厚度的热轧钢板。虽然不进行粗轧，但在加热薄板坯时，加热温度例如设为1000～1200℃，之后，在700～900℃下完成精轧，在500～700℃下进行卷取。
之后，对热轧钢板，与上述“(A)高温热轧板退火+冷轧强压下法”同样地实施热轧板退火、酸洗、冷轧、中间退火、表皮光轧、第一热处理以及第二热处理。其中，也可以省略第一热处理。另外，作为与上述“(A)高温热轧板退火+冷轧强压下法”不同的点，冷轧的压下率优选设为65～80％。
经过以上工序，得到上述的无取向性电磁钢板。
(C)润滑热轧法
在润滑热轧法中，首先通过制钢工序由具有上述化学组成的钢水制造板坯。然后，在再加热炉中将板坯加热后，通过热轧工序连续地进行粗轧和精轧，得到热轧钢板。
在此，热轧通常在无润滑下实施，但在润滑热轧法中，在适当的润滑条件下进行热轧。当在适当的润滑条件下实施热轧时，导入钢板表层附近的剪切变形会减少。由此，能够使通常在钢板中央发达的被称为α纤维的具有RD//<011>取向晶粒的加工组织发达至钢板表层附近。例如，如日本特开平10-36912号公报中记载的那样，在热轧时作为润滑剂在热轧辊冷却水中混入0.5～20％的油脂，使精热轧辊与钢板的平均摩擦系数为0.25以下，由此能够使α纤维发达。此时的温度条件没有特别指定，但也可以是与上述“(A)高温热轧板退火+冷轧强压下法”同样的温度。
之后，对得到的热轧钢板，与上述“(A)高温热轧板退火+冷轧强压下法”同样地实施热轧板退火、酸洗、冷轧、中间退火、表皮光轧、第一热处理以及第二热处理。其中，也可以省略第一热处理。另外，作为与上述“(A)高温热轧板退火+冷轧强压下法”不同的点，冷轧的压下率优选设为65～80％。
经过以上工序，得到上述的无取向性电磁钢板。
(D)薄带连铸法
首先，在制钢工序中，由具有上述化学组成的钢水，通过薄带连铸法直接制造1～3mm厚度的热轧钢板相当厚度的钢板。
在薄带连铸法中，通过将钢水在水冷后的一对辊之间急速冷却，能够得到上述厚度的钢板。此时，通过充分提高与水冷辊接触的钢板最表面和钢水的温度差，从而使在表面凝固的晶粒沿钢板垂直方向生长，形成柱状晶。
在具有BCC结构的钢中，柱状晶以{100}面与钢板面平行的方式生长。由此，{100}面强度增加，{100}取向晶粒的存在概率提高。并且，在相变、加工或者再结晶中，尽可能不使其从{100}面发生变化是重要的。具体而言，重要的是，通过含有作为铁素体促进元素的Si，并限制作为奥氏体促进元素的Mn的含量，从而在高温下不生成奥氏体相，从刚凝固后至室温设为铁素体单相。
即使产生α-γ相变也维持一部分{100}面，但优选通过满足式(1)而成为在高温下不会引起α-γ相变的成分。
接着，对通过薄带连铸法而得到的钢板进行热轧。之后，对得到的热轧钢板进行退火(热轧板退火)。也可以不实施热轧和热轧板退火而直接实施后续工序。另外，即使在进行了热轧的情况下，也可以不实施热轧板退火而直接实施后续工序。在此，在热轧中向钢板导入了30％以上的应变的情况下，如果在550℃以上的温度下实施热轧板退火，则有时从应变导入部发生再结晶，结晶取向会变化。因此，在热轧中导入了30％以上的应变的情况下，热轧板退火不实施或在不会再结晶的温度(小于550℃)下实施。
之后，对得到的热轧钢板，与上述“(A)高温热轧板退火+冷轧强压下法”同样地实施酸洗、冷轧、中间退火、表皮光轧、第一热处理以及第二热处理。其中，也可以省略第一热处理。另外，作为与上述“(A)高温热轧板退火+冷轧强压下法”不同的点，冷轧的压下率优选设为65～80％。
经过以上工序，得到上述的无取向性电磁钢板。
能够如上述这样制造本实施方式的无取向性电磁钢板。但是，该制造方法是制造本实施方式的无取向性电磁钢板的方法的一个示例，并不限定制造方法。
实施例
接着，关于本发明的无取向性电磁钢板，一边示出实施例一边进行具体说明。以下所示的实施例只是本发明的无取向性电磁钢板的一个示例，本发明的无取向性电磁钢板并不限定于以下示例。
(第一实施例)
进行钢水的连续铸造，准备具有以下表1A所示的化学组成的250mm厚的板坯。在此，式(1)左边是指上述式(1)的左边的值。
接着，对上述板坯实施热轧，制作表1B所记载的热轧板。此时的板坯再加热温度为1200℃、精轧中的精轧温度为850℃、卷取时的卷取温度为650℃。小于1.0mm的板厚的材料是在制作1.0mm的板厚的材料后，通过两侧磨削而制成目标板厚。
接着，在上述热轧板中，作为热轧板退火，在1050℃下进行1分钟的退火，通过酸洗除去氧化皮，以表1B所示的压下率进行冷轧。然后，在表1B所示的温度的无氧化气氛中进行30秒中间退火，接着，以表1B所示的压下率进行第二次冷轧(表皮光轧)。
接着，为了调查织构，切除钢板的一部分，将该切除的试验片减厚加工成1/2的厚度，对该加工面(与钢板表面平行的面)进行EBSD观察(步间隔：100nm)。通过EBSD观察求出表2所示的种类的面积和平均KAM值。进而，还确定了从由Mg、Ca、Sr、Ba、Ce、La、Nd、Pr、Zn、Cd构成的组中选择的一种以上的硫化物或氧硫化物或这二者的析出物中的直径超过0.5μm的颗粒的每10000μm2的个数。
另外，作为第二热处理，对钢板在800℃下进行了2小时的退火。
从第二热处理后的钢板采集55mm见方的试样片作为测定试样。此时，采集了试样片的一边与轧制方向平行的试样以及相对于轧制方向具有45度倾斜的试样。另外，试样采集使用剪切机来实施。然后，按照JISC2556(2015)测定了：磁特性的铁损W10/400(以最大磁通密度1.0T、频率400Hz进行励磁时在试验片中产生的能量损失的轧制方向与宽度方向的平均值)、W10/400(整周)(以最大磁通密度1.0T、频率400Hz进行励磁时在试验片中产生的能量损失的轧制方向、宽度方向、相对于轧制方向为45度的方向、相对于轧制方向为135度的方向的平均值)、W15/50(C)(以最大磁通密度1.5T、频率50Hz进行励磁时在试验片中产生的能量损失的宽度方向的值)、W15/50(L)(以最大磁通密度1.5T、频率50Hz进行励磁时在试验片中产生的能量损失的轧制方向的值)。并且，将W15/50(C)除以W15/50(L)，求出W15/50(C)/W15/50(L)。
将测定结果示于表2。
[表1A]
[表1B]
[表2]
表1A、表1B以及表2中的下划线表示偏离本发明的范围的条件。作为发明例的No.101～No.107、No.109～No.112、No.119～No.136、No.149～No.151，铁损W10/400、W10/400(整周)均为良好的值。
另一方面，作为比较例的No.108和No.113～No.117不满足式(1)、或中间退火中的温度、冷轧中的压下率、表皮光轧中的压下率中的任意一者不是最佳，因此不满足式(3)～式(6)中的至少一者，其结果，铁损W10/400、W10/400(整周)高。另外，作为比较例的No.118，由于不含有Mg、Ca、Sr、Ba、Ce、La、Nd、Pr、Zn、Cd中的任意一种，因此无法确认到这些元素的硫化物或氧硫化物或这二者的析出物，铁损W10/400、W10/400(整周)高。
在作为比较例的No.137～148中，由于化学组成偏离本发明范围，因此在冷轧时发生断裂、或不满足式(3)、式(4)，其结果，铁损W10/400、W10/400(整周)高。
(第二实施例)
进行钢水的连续铸造，准备具有以下表3A所示的化学组成的30mm厚的薄板坯。
接着，对上述薄板坯实施热轧，制作表3B所记载的热轧板。此时的板坯再加热温度为1200℃、精轧中的精轧温度为850℃、卷取时的卷取温度为650℃。小于1.0mm的板厚的材料是在制作1.0mm的板厚的材料后，通过两侧磨削而制成目标板厚。
接着，在上述热轧板中，作为热轧板退火，在1000℃下进行1分钟的退火，通过酸洗除去氧化皮，以表3B所示的压下率进行冷轧。然后，在表3B所示的温度的无氧化气氛中进行30秒中间退火，接着，以表3B所示的压下率进行第二次冷轧(表皮光轧)。
接着，为了调查织构，切除钢板的一部分，将该切除的试验片减厚加工成1/2的厚度，以上述要领对该加工面进行EBSD观察(步间隔：100nm)。通过EBSD观察，求出表4所示的种类的取向晶粒的面积和平均KAM值，进而，还确定了从由Mg、Ca、Sr、Ba、Ce、La、Nd、Pr、Zn、Cd构成的组中选择的一种以上的硫化物或氧硫化物或这二者的析出物中的直径超过0.5μm的颗粒的每10000μm2的个数。
另外，作为第二热处理，对钢板在800℃下进行了2小时的退火。从第二热处理后的钢板采集55mm见方的试样片作为测定试样。此时，采集了试样片的一边与轧制方向平行的试样以及相对于轧制方向具有45度倾斜的试样。另外，试样采集使用剪切机来实施。然后，与第1实施例同样地测定磁特性的铁损W10/400(轧制方向与宽度方向的平均值)、W10/400(整周)(轧制方向、宽度方向、相对于轧制方向为45度的方向、相对于轧制方向为135度的方向的平均值)、W15/50(C)、W15/50(L)，并求出W15/50(C)/W15/50(L)。将测定结果示于表4。
[表3A]
[表3B]
[表4]
表3A、表3B以及表4中的下划线表示偏离本发明的范围的条件。作为发明例的No.201～No.207、No.209～No.210、No.217～No.235、No.248～No.250，铁损W10/400、W10/400(整周)均为良好的值。
另一方面，作为比较例的No.208和No.211～No.215不满足式(1)、或中间退火中的温度、冷轧中的压下率、表皮光轧中的压下率中的任意一者不是最佳，因此不满足式(3)～式(6)中的至少一者，其结果，铁损W10/400、W10/400(整周)高。另外，作为比较例的No.216，由于不含有Mg、Ca、Sr、Ba、Ce、La、Nd、Pr、Zn、Cd中的任意一种，因此无法确认到这些元素的硫化物或氧硫化物或这二者的析出物，铁损W10/400、W10/400(整周)高。
在作为比较例的No.236～247中，由于化学组成偏离本发明范围，因此在冷轧时发生断裂、或不满足式(3)、式(4)，其结果，铁损W10/400、W10/400(整周)高。
(第三实施例)
进行钢水的连续铸造，准备具有以下表5A所示的化学组成的250mm厚的板坯。
接着，对上述板坯实施热轧，制作表5B所记载的2.0mm厚的热轧板。此时的板坯再加热温度为1200℃、精轧中的精轧温度为850℃、卷取时的卷取温度为650℃。进而，在热轧时为了提高与辊的润滑性，作为润滑剂在热轧辊冷却水中混入10％的油脂，使精热轧辊与钢板的平均摩擦系数为0.25以下。小于1.0mm的板厚的材料是在制作1.0mm的板厚的材料后，通过两侧磨削而制成目标板厚。
接着，在上述热轧板中，作为热轧板退火，在1000℃下进行1分钟的退火，通过酸洗除去氧化皮，以表5B所示的压下率进行冷轧。然后，在表5B所示的温度的无氧化气氛中进行30秒中间退火，接着，以表5B所示的压下率进行第二次冷轧(表皮光轧)。
接着，为了调查织构，切除钢板的一部分，将该切除的试验片减厚加工成1/2的厚度，对该加工面进行EBSD观察(步间隔：100nm)。通过EBSD观察，求出表6所示的种类的取向晶粒的面积和平均KAM值，进而，还确定了从由Mg、Ca、Sr、Ba、Ce、La、Nd、Pr、Zn、Cd构成的组中选择的一种以上的硫化物或氧硫化物或这二者的析出物中的直径超过0.5μm的颗粒的每10000μm2的个数。
另外，作为第二热处理，对钢板在800℃下进行了2小时的退火。从第二热处理后的钢板采集55mm见方的试样片作为测定试样。此时，采集了试样片的一边与轧制方向平行的试样以及相对于轧制方向具有45度倾斜的试样。另外，试样采集使用剪切机来实施。然后，与第1实施例同样地测定磁特性的铁损W10/400(轧制方向与宽度方向的平均值)、W10/400(整周)(轧制方向、宽度方向、相对于轧制方向为45度的方向、相对于轧制方向为135度的方向的平均值)、W15/50(C)、W15/50(L)，并求出W15/50(C)/W15/50(L)。将测定结果示于表6。
[表5A]
[表5B]
[表6]
表5A、表5B以及表6中的下划线表示偏离本发明的范围的条件。作为发明例的No.301～No.307、No.309～No.310、No.317～No.335、No.348～No.350，铁损W10/400、W10/400(整周)均为良好的值。
另一方面，作为比较例的No.308和No.311～No.315不满足式(1)、或中间退火中的温度、冷轧中的压下率、表皮光轧中的压下率中的任意一者不是最佳，因此不满足式(3)～式(6)中的至少一者，其结果，铁损W10/400、W10/400(整周)高。另外，作为比较例的No.316，由于不含有Mg、Ca、Sr、Ba、Ce、La、Nd、Pr、Zn、Cd中的任意一种，因此无法确认到这些元素的硫化物或氧硫化物或这二者的析出物，铁损W10/400、W10/400(整周)高。
在作为比较例的No.336～347中，由于化学组成偏离本发明范围，因此在冷轧时发生断裂、或不满足式(3)、式(4)，其结果，铁损W10/400、W10/400(整周)高。
(第四实施例)
通过薄带连铸法(双辊法)使钢水急冷凝固并进行铸造，制作具有以下表7A所示的化学组成的铸坯。然后，在一部分铸坯中，在凝固后成为800℃的时刻以表7B的压下率实施热轧。将冷轧前的板厚(急冷凝固后的铸坯厚度、或热轧后的材料为轧制后的材料厚度)示于表7B。
接着，在上述铸坯中，通过酸洗除去氧化皮，以表7B所示的压下率进行冷轧。其中，仅No.411在酸洗之前作为热轧板退火而在1000℃下进行1分钟的退火。然后，在表7B所示的温度的无氧化气氛中进行30秒中间退火，接着，以表7B所示的压下率进行第二次冷轧(表皮光轧)。
接着，为了调查织构，切除钢板的一部分，将该切除的试验片减厚加工成1/2的厚度，对该加工面进行EBSD观察(步间隔：100nm)。通过EBSD观察，求出表8所示的种类的取向晶粒的面积和平均KAM值，进而，还确定了从由Mg、Ca、Sr、Ba、Ce、La、Nd、Pr、Zn、Cd构成的组中选择的一种以上的硫化物或氧硫化物或这二者的析出物中的直径超过0.5μm的颗粒的每10000μm2的个数。
另外，作为第二热处理，对钢板在800℃下进行了2小时的退火。从第二热处理后的钢板采集55mm见方的试样片作为测定试样。此时，采集了试样片的一边与轧制方向平行的试样以及相对于轧制方向具有45度倾斜的试样。另外，试样采集使用剪切机来实施。然后，与第1实施例同样地测定磁特性的铁损W10/400(轧制方向与宽度方向的平均值)、W10/400(整周)(轧制方向、宽度方向、相对于轧制方向为45度的方向、相对于轧制方向为135度的方向的平均值)、W15/50(C)、W15/50(L)，并求出W15/50(C)/W15/50(L)。将测定结果示于表8。
[表7A]
[表7B]
[表8]
表7A、表7B以及表8中的下划线表示偏离本发明的范围的条件。作为发明例的No.401～No.407、No.409～No.413、No.420～No.438、No.451～No.453，铁损W10/400、W10/400(整周)均为良好的值。
另一方面，作为比较例的No.408和No.414～No.418不满足式(1)、或中间退火中的温度、冷轧中的压下率、表皮光轧中的压下率中的任意一者不是最佳，因此不满足式(3)～式(6)中的至少一者，其结果，铁损W10/400、W10/400(整周)高。另外，作为比较例的No.419，由于不含有Mg、Ca、Sr、Ba、Ce、La、Nd、Pr、Zn、Cd中的任意一种，因此无法确认到这些元素的硫化物或氧硫化物或这二者的析出物，铁损W10/400、W10/400(整周)高。
在作为比较例的No.439～450中，由于化学组成偏离本发明范围，因此在冷轧时发生断裂、或不满足式(3)、式(4)，其结果，铁损W10/400、W10/400(整周)高。
(第五实施例)
进行钢水的连续铸造，准备具有以下表9A所示的化学组成的30mm厚的薄板坯。
接着，对上述薄板坯实施热轧，制作表9B所记载的热轧板。此时的板坯再加热温度为1200℃、精轧中的精轧温度为850℃、卷取时的卷取温度为650℃。小于1.0mm的板厚的材料是在制作1.0mm的板厚的材料后，通过两侧磨削而制成目标板厚。
接着，在上述热轧板中，作为热轧板退火，在1000℃下进行1分钟的退火，通过酸洗除去氧化皮，以表9B所示的压下率进行冷轧。然后，在表9B所示的温度的无氧化气氛中进行30秒中间退火，接着，以表9B所示的压下率进行第二次冷轧(表皮光轧)。
为了调查表皮光轧后的钢板的织构，切除钢板的一部分，将该切除的试验片减厚加工成1/2的厚度，对该加工面进行EBSD观察(步间隔：100nm)。通过EBSD观察求出规定的取向晶粒的面积和平均KAM值，并求出Styl/Stot、S100/Stot、S100/Stra、K100/Ktyl。将结果示于表9B。
接着，在表9B所示的条件下进行第一热处理。
在第一热处理后，为了调查织构，切除钢板的一部分，将该切除的试验片减厚加工成1/2的厚度，对该加工面进行EBSD观察。通过EBSD观察，求出表10A所示的种类的取向晶粒的面积、平均KAM值以及平均晶体粒径，进而，还确定了从由Mg、Ca、Sr、Ba、Ce、La、Nd、Pr、Zn、Cd构成的组中选择的一种以上的硫化物或氧硫化物或这二者的析出物中的直径超过0.5μm的颗粒的每10000μm2的个数。
另外，作为第二热处理，对钢板在800℃的温度下进行了2小时的退火。从第二热处理后的钢板采集55mm见方的试样片作为测定试样。此时，采集了试样片的一边与轧制方向平行的试样以及相对于轧制方向具有45度倾斜的试样。另外，试样采集使用剪切机来实施。然后，与第1实施例同样地测定磁特性的铁损W10/400(轧制方向与宽度方向的平均值)、W10/400(整周)(轧制方向、宽度方向、相对于轧制方向为45度的方向、相对于轧制方向为135度的方向的平均值)、W15/50(C)、W15/50(L)，并求出W15/50(C)/W15/50(L)。将测定结果示于表10B。
[表9A]
[表9B]
[表10A]
[表10B]
表9A、表9B以及表10A、表10B中的下划线表示偏离本发明的范围的条件。作为发明例的No.501～No.507、No.509～No.510、No.518～No.536、No.549～No.552，铁损W10/400、W10/400(整周)均为良好的值。
另一方面，作为比较例的No.508和No.511～No.516不满足式(1)、或中间退火中的温度、冷轧中的压下率、表皮光轧中的压下率、第一热处理中的温度中的任意一者不是最佳，因此不满足式(10)～式(15)中的至少一者，其结果，铁损W10/400、W10/400(整周)高。另外，作为比较例的No.517，由于不含有Mg、Ca、Sr、Ba、Ce、La、Nd、Pr、Zn、Cd中的任意一种，因此无法确认到这些元素的硫化物或氧硫化物或这二者的析出物，铁损W10/400、W10/400(整周)高。
另外，在作为比较例的No.537～548中，由于化学组成偏离本发明范围，因此在冷轧时发生断裂、或不满足式(10)、式(11)，其结果，铁损W10/400、W10/400(整周)高。
(第六实施例)
进行钢水的连续铸造，准备具有以下表11A所示的化学组成的30mm厚的薄板坯。
接着，对上述薄板坯实施热轧，制作表11B所记载的热轧板。此时的板坯再加热温度为1200℃、精轧中的精轧温度为850℃、卷取时的卷取温度为650℃。小于1.0mm的板厚的材料是在制作1.0mm的板厚的材料后，通过两侧磨削而制成目标板厚。
接着，在上述热轧板中，作为热轧板退火，在1000℃下进行1分钟的退火，通过酸洗除去氧化皮，以表11B所示的压下率进行冷轧。然后，在表11B所示的温度的无氧化气氛中进行30秒中间退火，接着，以表11B所示的压下率进行第二次冷轧(表皮光轧)。
为了调查表皮光轧后的钢板的织构，切除钢板的一部分，将该切除的试验片减厚加工成1/2的厚度，对该加工面进行EBSD观察(步间隔：100nm)。通过EBSD观察求出规定的取向晶粒的面积和平均KAM值，并求出Styl/Stot、S100/Stot、S100/Stra、K100/Ktyl。将结果示于表11B。
接着，不进行第一热处理而在表11B所示的条件下进行第二热处理。在第二热处理后，为了调查织构，切除钢板的一部分，将该切除的试验片减厚加工成1/2的厚度，对该加工面进行EBSD观察。通过EBSD观察，求出表12所示的种类的面积和平均晶体粒径，进而，还确定了从由Mg、Ca、Sr、Ba、Ce、La、Nd、Pr、Zn、Cd构成的组中选择的一种以上的硫化物或氧硫化物或这二者的析出物中的直径超过0.5μm的颗粒的每10000μm2的个数。
另外，在上述第二热处理后，从第二热处理后的钢板采集55mm见方的试样片作为测定试样。此时，采集了试样片的一边与轧制方向平行的试样以及相对于轧制方向具有45度倾斜的试样。另外，试样采集使用剪切机来实施。然后，与第1实施例同样地测定磁特性的铁损W10/400(轧制方向与宽度方向的平均值)、W10/400(整周)(轧制方向、宽度方向、相对于轧制方向为45度的方向、相对于轧制方向为135度的方向的平均值)、W15/50(C)、W15/50(L)，并求出W15/50(C)/W15/50(L)。将测定结果示于表12。
[表11A]
[表11B]
[表12]
表11A、表11B以及表12中的下划线表示偏离本发明的范围的条件。作为发明例的No.601～No.607、No.609～No.610、No.617～No.635、648，铁损W10/400、W10/400(整周)均为良好的值。
另一方面，作为比较例的No.608和No.611～No.615不满足式(1)、或中间退火温度、冷轧中的压下率、表皮光轧中的压下率中的任意一者不是最佳，因此不满足式(20)～式(24)中的至少一者，其结果，铁损W10/400、W10/400(整周)高。另外，作为比较例的No.616，由于不含有Mg、Ca、Sr、Ba、Ce、La、Nd、Pr、Zn、Cd中的任意一种，因此无法确认到这些元素的硫化物或氧硫化物或这二者的析出物，铁损W10/400、W10/400(整周)高。
另外。在作为比较例的No.636～647中，由于化学组成偏离本发明范围，因此在冷轧时发生断裂、或不满足式(20)、式(21)，其结果，铁损W10/400、W10/400(整周)高。
(第七实施例)
进行钢水的连续铸造，准备具有以下表13A、表13B所示的化学组成的30mm厚的薄板坯。接着，对上述薄板坯实施热轧，制作表13C所记载的热轧板。此时的板坯再加热温度为1200℃、精轧中的精轧温度为850℃、卷取时的卷取温度为650℃。小于1.0mm的板厚的材料是在制作1.0mm的板厚的材料后，通过两侧磨削而制成目标板厚。
接着，在上述热轧板中，作为热轧板退火，在1000℃下进行1分钟的退火，通过酸洗除去氧化皮，以表13C所示的压下率进行冷轧。然后，在表13C所示的温度的无氧化气氛中进行30秒中间退火，接着，以表13C所示的压下率进行第二次冷轧(表皮光轧)。
接着，以在800℃下30秒的条件进行第一热处理。
为了评价第一热处理后的钢板的织构，切除第一热处理后的钢板的一部分，将该切除的试验片减厚加工成1/2的厚度，对该加工面进行EBSD观察(步间隔：100nm)。通过EBSD观察，求出规定的取向晶粒的面积、平均KAM值以及平均晶体粒径，并求出Styl/Stot、S100/Stot、S100/Stra、K100/Ktyl、d100/dave、d100/dtyl。将结果示于表13C。
另外，在表13C所示的条件下对第一热处理后的钢板进行第二热处理。在第二热处理后，为了调查织构，切除钢板的一部分，将该切除的试验片减厚加工成1/2的厚度，对该加工面进行EBSD观察。通过EBSD观察，求出表14所示的种类的面积和平均晶体粒径，进而，还确定了从由Mg、Ca、Sr、Ba、Ce、La、Nd、Pr、Zn、Cd构成的组中选择的一种以上的硫化物或氧硫化物或这二者的析出物中的直径超过0.5μm的颗粒的每10000μm2的个数。
另外，在上述第二热处理后，从第二热处理后的钢板采集55mm见方的试样片作为测定试样。此时，采集了试样片的一边与轧制方向平行的试样以及相对于轧制方向具有45度倾斜的试样。另外，试样采集使用剪切机来实施。然后，与第1实施例同样地测定磁特性的铁损W10/400(轧制方向与宽度方向的平均值)、W10/400(整周)(轧制方向、宽度方向、相对于轧制方向为45度的方向、相对于轧制方向为135度的方向的平均值)、W15/50(C)、W15/50(L)，并求出W15/50(C)/W15/50(L)。将测定结果示于表14。
[表13A]
[表13B]
[表13C]
[表14]
表13A～表13C以及表14中的下划线表示偏离本发明的范围的条件。作为发明例的No.701～No.707、No.709～No.710、No.717～No.735、No.748，铁损W10/400、W10/400(整周)均为良好的值。
另一方面，作为比较例的No.708和No.711～No.715不满足式(1)、或中间退火温度、冷轧中的压下率、表皮光轧中的压下率中的任意一者不是最佳，因此不满足式(20)～式(24)中的至少一者，其结果，铁损W10/400、W10/400(整周)高。另外，作为比较例的No.716，由于不含有Mg、Ca、Sr、Ba、Ce、La、Nd、Pr、Zn、Cd中的任意一种，因此无法确认到这些元素的硫化物或氧硫化物或这二者的析出物，铁损W10/400、W10/400(整周)高。
另外，在作为比较例的No.736～747中，由于化学组成偏离本发明范围，因此在冷轧时发生断裂、或不满足式(20)、式(21)，其结果，铁损W10/400、W10/400(整周)高。
(第八实施例)
通过薄带连铸法(双辊法)使钢水急冷凝固并进行铸造，制作具有以下表15A、表15B所示的化学组成的铸坯，并在凝固后成为800℃的时刻以表15C的压下率实施热轧。将冷轧前的铸坯厚度(热轧后的材料厚度)示于表15C。
接着，在上述铸坯中，通过酸洗除去氧化皮，以表15C所示的压下率进行冷轧。然后，在表15C所示的温度的无氧化气氛中进行30秒中间退火，接着，以表15C所示的压下率进行第二次冷轧(表皮光轧)。
接着，为了调查表皮光轧后的钢板的织构，切除钢板的一部分，将该切除的试验片减厚加工成1/2的厚度，对该加工面进行EBSD观察(步间隔：100nm)。通过EBSD观察，求出规定的取向晶粒的面积和平均KAM值，并求出Styl/Stot、S100/Stot、S100/Stra、K100/Ktyl。将结果示于表15C。
接着，不进行第一热处理而在表15C所示的条件下进行第二热处理。在第二热处理后，为了调查织构，切除钢板的一部分，将该切除的试验片减厚加工成1/2的厚度，对该加工面进行EBSD观察。通过EBSD观察，求出表16所示的种类的面积和平均晶体粒径，进而，还确定了从由Mg、Ca、Sr、Ba、Ce、La、Nd、Pr、Zn、Cd构成的组中选择的一种以上的硫化物或氧硫化物或这二者的析出物中的直径超过0.5μm的颗粒的每10000μm2的个数。
另外，在上述第二热处理后，从第二热处理后的钢板采集55mm见方的试样片作为测定试样。此时，采集了试样片的一边与轧制方向平行的试样以及相对于轧制方向具有45度倾斜的试样。另外，试样采集使用剪切机来实施。然后，与第1实施例同样地测定磁特性的铁损W10/400(轧制方向与宽度方向的平均值)、W10/400(整周)(轧制方向、宽度方向、相对于轧制方向为45度的方向、相对于轧制方向为135度的方向的平均值)、W15/50(C)、W15/50(L)，并求出W15/50(C)/W15/50(L)。将测定结果示于表16。
[表15A]
[表15B]
[表15C]
[表16]
作为发明例的No.801～No.831、No.844，铁损W10/400、W10/400(整周)均为良好的值。
另一方面，在作为比较例的No.832～843中，由于化学组成偏离本发明范围，因此不满足式(20)、式(21)，其结果，铁损W10/400、W10/400(整周)高。
(第九实施例)
通过薄带连铸法(双辊法)使钢水急冷凝固并进行铸造，制作具有以下表17A、表17B所示的化学组成的铸坯，并在凝固后成为800℃的时刻以表17C的压下率实施热轧。将冷轧前的铸坯厚度(热轧后的材料厚度)示于表17C。
接着，在上述铸坯中，通过酸洗除去氧化皮，以表17C所示的压下率进行冷轧。然后，在表17C所示的温度的无氧化气氛中进行30秒中间退火，接着，以表17C所示的压下率进行第二次冷轧(表皮光轧)。
为了调查表皮光轧后的钢板的织构，切除钢板的一部分，将该切除的试验片减厚加工成1/2的厚度，对该加工面进行EBSD观察(步间隔：100nm)。通过EBSD观察，求出规定的取向晶粒的面积和平均KAM值，并求出Styl/Stot、S100/Stot、S100/Stra、K100/Ktyl。将结果示于表17C。
接着，在表17C所示的条件下进行第一热处理。
在第一热处理后，为了调查织构，切除钢板的一部分，将该切除的试验片减厚加工成1/2的厚度，对该加工面进行EBSD观察。通过EBSD观察，求出表18A所示的种类的取向晶粒的面积、平均KAM值以及平均晶体粒径，进而，还确定了从由Mg、Ca、Sr、Ba、Ce、La、Nd、Pr、Zn、Cd构成的组中选择的一种以上的硫化物或氧硫化物或这二者的析出物中的直径超过0.5μm的颗粒的每10000μm2的个数。
另外，作为第二热处理，对钢板在800℃的温度下进行了2小时的退火。从第二热处理后的钢板采集55mm见方的试样片作为测定试样。此时，采集了试样片的一边与轧制方向平行的试样以及相对于轧制方向具有45度倾斜的试样。另外，试样采集使用剪切机来实施。然后，与第1实施例同样地测定磁特性的铁损W10/400(轧制方向与宽度方向的平均值)、W10/400(整周)(轧制方向、宽度方向、相对于轧制方向为45度的方向、相对于轧制方向为135度的方向的平均值)、W15/50(C)、W15/50(L)，并求出W15/50(C)/W15/50(L)。将测定结果示于表18B。
[表17A]
[表17B]
[表17C]
[表18A]
[表18B]
在作为发明例的No.901～No.913、No.915～No.916、No.924～No.941、No.954～No.957中，在任意一个示例中，铁损W10/400、W10/400(整周)均为良好的值。
另一方面，作为比较例的No.914和No.917～No.922不满足式(1)、或中间退火中的温度、冷轧中的压下率、表皮光轧中的压下率、第一热处理中的温度中的任意一者不是最佳，因此不满足式(10)～式(15)中的至少一者，其结果，铁损W10/400、W10/400(整周)高。另外，作为比较例的No.923，由于不含有Mg、Ca、Sr、Ba、Ce、La、Nd、Pr、Zn、Cd中的任意一种，因此无法确认到这些元素的硫化物或氧硫化物或这二者的析出物，铁损W10/400、W10/400(整周)高。
另外，在作为比较例的No.942～953中，由于化学组成偏离本发明范围，因此在冷轧时发生断裂、或不满足式(10)、式(11)，其结果，铁损W10/400、W10/400(整周)高。
(第十实施例)
通过薄带连铸法(双辊法)使钢水急冷凝固并进行铸造，制作具有以下表19A、表19B所示的化学组成的铸坯，并在凝固后成为800℃的时刻以表19C的压下率实施热轧。将冷轧前的铸坯厚度(热轧后的材料厚度)示于表19C。
接着，在上述铸坯中，通过酸洗除去氧化皮，以表19C所示的压下率进行冷轧。然后，在表19C所示的温度的无氧化气氛中进行30秒中间退火，接着，以表19C所示的压下率进行第二次冷轧(表皮光轧)。
接着，以在800℃下30秒的条件进行第一热处理。
为了评价第一热处理后的钢板的织构，切除第一热处理后的钢板的一部分，将该切除的试验片减厚加工成1/2的厚度，对该加工面进行EBSD观察(步间隔：100nm)。通过EBSD观察，求出规定的取向晶粒的面积、平均KAM值以及平均晶体粒径，并求出Styl/Stot、S100/Stot、S100/Stra、K100/Ktyl、d100/dave、d100/dtyl。将结果示于表19C。
另外，在表19C所示的条件下对第一热处理后的钢板进行第二热处理。在第二热处理后，为了调查织构，切除钢板的一部分，将该切除的试验片减厚加工成1/2的厚度，对该加工面进行EBSD观察。通过EBSD观察，求出表20所示的种类的面积和平均晶体粒径，进而，还确定了从由Mg、Ca、Sr、Ba、Ce、La、Nd、Pr、Zn、Cd构成的组中选择的一种以上的硫化物或氧硫化物或这二者的析出物中的直径超过0.5μm的颗粒的每10000μm2的个数。
另外，在上述第二热处理后，从第二热处理后的钢板采集55mm见方的试样片作为测定试样。此时，采集了试样片的一边与轧制方向平行的试样以及相对于轧制方向具有45度倾斜的试样。另外，试样采集使用剪切机来实施。然后，与第1实施例同样地测定磁特性的铁损W10/400(轧制方向与宽度方向的平均值)、W10/400(整周)(轧制方向、宽度方向、相对于轧制方向为45度的方向、相对于轧制方向为135度的方向的平均值)、W15/50(C)、W15/50(L)，并求出W15/50(C)/W15/50(L)。将测定结果示于表20。
[表19A]
[表19B]
[表19C]
[表20]
作为发明例的No.1001～No.1013、No.1015～No.1016、No.1023～No.1041、No.1054，铁损W10/400、W10/400(整周)均为良好的值。
另一方面，作为比较例的No.1014和No.1017～No.1021不满足式(1)、或中间退火温度、冷轧中的压下率、表皮光轧中的压下率中的任意一者不是最佳，因此不满足式(20)～式(24)中的至少一者，其结果，铁损W10/400、W10/400(整周)高。另外，作为比较例的No.1022，由于不含有Mg、Ca、Sr、Ba、Ce、La、Nd、Pr、Zn、Cd中的任意一种，因此无法确认到这些元素的硫化物或氧硫化物或这二者的析出物，铁损W10/400、W10/400(整周)高。
另外，在作为比较例的No.1042～1053中，由于化学组成偏离本发明范围，因此在冷轧时发生断裂、或不满足式(10)、式(11)，其结果，铁损W10/400、W10/400(整周)高。
在任意示例中，铁损W10/400、W10/400(整周)均为良好的值。
工业可利用性
根据本发明，能够提供一种能够在整周平均中得到优异的磁特性的无取向性电磁钢板及其制造方法。因此，本发明的工业可利用性高。

Claims (14)

1.一种无取向性电磁钢板，其特征在于，
具有以下化学组成：以质量％计，含有
C：0.0100％以下、
Si：1.50％～4.00％、
从由Mn、Ni、Co、Pt、Pb、Cu、Au构成的组中选择的一种以上：总计小于2.50％、
sol.Al：0.0001％～3.0000％、
S：0.0003％～0.0100％、
N：0.0100％以下、
从由Mg、Ca、Sr、Ba、Ce、La、Nd、Pr、Zn、Cd构成的组中选择的一种以上：总计为0.0003％～0.0100％、
Cr：0.001％～0.100％、
Sn：0.00％～0.40％、
Sb：0.00％～0.40％、
P：0.00％～0.40％、
B：0.0000％～0.0050％、以及
O：0.0000％～0.0200％，
在将Mn含量以质量％计记为[Mn]、将Ni含量以质量％计记为[Ni]、将Co含量以质量％计记为[Co]、将Pt含量以质量％计记为[Pt]、将Pb含量以质量％计记为[Pb]、将Cu含量以质量％计记为[Cu]、将Au含量以质量％计记为[Au]、将Si含量以质量％计记为[Si]、将sol.Al含量以质量％计记为[sol.Al]时，满足以下式(1)，
([Mn]+[Ni]+[Co]+[Pt]+[Pb]+[Cu]+[Au])－([Si]+[sol.Al])≦0.00％…(1)，
剩余部分由Fe及杂质构成；
在从由Mg、Ca、Sr、Ba、Ce、La、Nd、Pr、Zn、Cd构成的组中选择的一种以上的硫化物或氧硫化物或这二者的析出物中，直径超过0.5μm的颗粒在10000μm2的视野中存在1个以上；
进而，通过EBSD在与钢板表面平行的面上进行观察时，在将总面积设为Stot、将{100}取向晶粒的面积设为S100、将根据以下式(2)的泰勒因子M超过2.8的取向晶粒的面积设为Styl、将所述泰勒因子M为2.8以下的取向晶粒的合计面积设为Stra、将所述{100}取向晶粒的平均KAM值设为K100、将所述泰勒因子M超过2.8的取向晶粒的平均KAM值设为Ktyl的情况下，满足以下式(3)～(6)，
0.20≦Styl/Stot≦0.85…(3)，
0.05≦S100/Stot≦0.80…(4)，
S100/Stra≧0.50…(5)，
K100/Ktyl≦0.990…(6)，
在此，式(2)中的表示应力矢量与晶体的滑动方向矢量所成的角，λ表示应力矢量与晶体的滑动面的法线矢量所成的角。
2.如权利要求1所述的无取向性电磁钢板，其特征在于，
进而，在将所述泰勒因子M为2.8以下的取向晶粒的平均KAM值设为Ktra的情况下，满足以下式(7)，
K100/Ktra<1.010…(7)。
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，
进而，在将{110}取向晶粒的面积设为S110的情况下，满足以下式(8)，
S100/S110≧1.00…(8)，
在此，即使面积比S100/S110无限大地发散，式(8)也成立。
4.如权利要求1至3的任意一项所述的无取向性电磁钢板，其特征在于，
进而，在将{110}取向晶粒的平均KAM值设为K110的情况下，满足以下式(9)，
K100/K110<1.010…(9)。
5.一种无取向性电磁钢板，其特征在于，
具有以下化学组成：以质量％计，含有
C：0.0100％以下、
Si：1.50％～4.00％、
从由Mn、Ni、Co、Pt、Pb、Cu、Au构成的组中选择的一种以上：总计小于2.50％、
sol.Al：0.0001％～3.0000％、
S：0.0003％～0.0100％、
N：0.0100％以下、
从由Mg、Ca、Sr、Ba、Ce、La、Nd、Pr、Zn、Cd构成的组中选择的一种以上：总计为0.0003％～0.0100％、
Cr：0.001％～0.100％、
Sn：0.00％～0.40％、
Sb：0.00％～0.40％、
P：0.00％～0.40％、
B：0.0000％～0.0050％、以及
O：0.0000％～0.0200％，
在将Mn含量以质量％计记为[Mn]、将Ni含量以质量％计记为[Ni]、将Co含量以质量％计记为[Co]、将Pt含量以质量％计记为[Pt]、将Pb含量以质量％计记为[Pb]、将Cu含量以质量％计记为[Cu]、将Au含量以质量％计记为[Au]、将Si含量以质量％计记为[Si]、将sol.Al含量以质量％计记为[sol.Al]时，满足以下式(1)，
([Mn]+[Ni]+[Co]+[Pt]+[Pb]+[Cu]+[Au])－([Si]+[sol.Al])≦0.00％…(1)，
剩余部分由Fe及杂质构成；
在从由Mg、Ca、Sr、Ba、Ce、La、Nd、Pr、Zn、Cd构成的组中选择的一种以上的硫化物或氧硫化物或这二者的析出物中，直径超过0.5μm的颗粒在10000μm2的视野中存在1个以上；
进而，通过EBSD在与钢板表面平行的面上进行观察时，在将总面积设为Stot、将{100}取向晶粒的面积设为S100、将根据以下式(2)的泰勒因子M超过2.8的取向晶粒的面积设为Styl、将所述泰勒因子M为2.8以下的取向晶粒的合计面积设为Stra、将所述{100}取向晶粒的平均KAM值设为K100、将所述泰勒因子M超过2.8的取向晶粒的平均KAM值设为Ktyl、将观察区域的平均晶体粒径设为dave、将所述{100}取向晶粒的平均晶体粒径设为d100、将所述泰勒因子M超过2.8的取向晶粒的平均晶体粒径设为dtyl的情况下，满足以下式(10)～(15)，
Styl/Stot≦0.70…(10)，
0.20≦S100/Stot…(11)，
S100/Stra≧0.55…(12)，
K100/Ktyl≦1.010…(13)，
d100/dave>1.00…(14)，
d100/dtyl>1.00…(15)，
在此，式(2)中的表示应力矢量与晶体的滑动方向矢量所成的角，λ表示应力矢量与晶体的滑动面的法线矢量所成的角。
6.如权利要求5所述的无取向性电磁钢板，其特征在于，
进而，在将所述泰勒因子M为2.8以下的取向晶粒的平均KAM值设为Ktra的情况下，满足以下式(16)，
K100/Ktra<1.010…(16)。
7.如权利要求5或6所述的无取向性电磁钢板，其特征在于，
进而，将所述泰勒因子M为2.8以下的取向晶粒的平均晶体粒径设为dtra的情况下，满足以下式(17)，
d100/dtra>1.00…(17)。
8.如权利要求5至7的任意一项所述的无取向性电磁钢板，其特征在于，
进而，在将{110}取向晶粒的面积设为S110的情况下，满足以下式(18)，
S100/S110≧1.00…(18)，
在此，即使面积比S100/S110无限大地发散，式(18)也成立。
9.如权利要求5至8的任意一项所述的无取向性电磁钢板，其特征在于，
进而，在将{110}取向晶粒的平均KAM值设为K110的情况下，满足以下式(19)，
K100/K110<1.010…(19)。
10.如权利要求1至9的任意一项所述的无取向性电磁钢板，其特征在于，
所述化学组成，以质量％计，含有从由
Sn：0.02％～0.40％、
Sb：0.02％～0.40％、以及
P：0.02％～0.40％构成的组中选择的一种以上。
11.一种无取向性电磁钢板的制造方法，是如权利要求5至9的任意一项所述的无取向性电磁钢板的制造方法，其特征在于，
对如权利要求1至4的任意一项所述的无取向性电磁钢板以在700～950℃的温度下1秒～100秒的条件进行热处理。
12.一种无取向性电磁钢板，其特征在于，
具有以下化学组成：以质量％计，含有
C：0.0100％以下、
Si：1.50％～4.00％、
从由Mn、Ni、Co、Pt、Pb、Cu、Au构成的组中选择的一种以上：总计小于2.50％、
sol.Al：0.0001％～3.0000％、
S：0.0003％～0.0100％、
N：0.0100％以下、
从由Mg、Ca、Sr、Ba、Ce、La、Nd、Pr、Zn、Cd构成的组中选择的一种以上：总计为0.0003％～0.0100％、
Cr：0.001％～0.100％、
Sn：0.00％～0.40％、
Sb：0.00％～0.40％、
P：0.00％～0.40％、
B：0.0000％～0.0050％、以及
O：0.0000％～0.0200％，
在将Mn含量以质量％计记为[Mn]、将Ni含量以质量％计记为[Ni]、将Co含量以质量％计记为[Co]、将Pt含量以质量％计记为[Pt]、将Pb含量以质量％计记为[Pb]、将Cu含量以质量％计记为[Cu]、将Au含量以质量％计记为[Au]、将Si含量以质量％计记为[Si]、将sol.Al含量以质量％计记为[sol.Al]时，满足以下式(1)，
([Mn]+[Ni]+[Co]+[Pt]+[Pb]+[Cu]+[Au])－([Si]+[sol.Al])≦0.00％…(1)，
剩余部分由Fe及杂质构成；
在从由Mg、Ca、Sr、Ba、Ce、La、Nd、Pr、Zn、Cd构成的组中选择的一种以上的硫化物或氧硫化物或这二者的析出物中，直径超过0.5μm的颗粒在10000μm2的视野中存在1个以上；
进而，通过EBSD在与钢板表面平行的面上进行观察时，在将总面积设为Stot、将{100}取向晶粒的面积设为S100、将根据以下式(2)的泰勒因子M超过2.8的取向晶粒的面积设为Styl、将所述泰勒因子M为2.8以下的取向晶粒的合计面积设为Stra、将观察区域的平均晶体粒径设为dave、将所述{100}取向晶粒的平均晶体粒径设为d100、将所述泰勒因子M超过2.8的取向晶粒的平均晶体粒径设为dtyl的情况下，满足以下式(20)～(24)，
Styl/Stot<0.55…(20)，
S100/Stot>0.30…(21)，
S100/Stra≧0.60…(22)，
d100/dave≧0.95…(23)，
d100/dtyl≧0.95…(24)，
在此，式(2)中的表示应力矢量与晶体的滑动方向矢量所成的角，λ表示应力矢量与晶体的滑动面的法线矢量所成的角。
13.如权利要求12所述的无取向性电磁钢板，其特征在于，
进而，在将所述泰勒因子M为2.8以下的取向晶粒的平均晶体粒径设为dtra的情况下，满足以下式(25)，
d100/dtra≧0.95…(25)。
14.一种无取向性电磁钢板的制造方法，其特征在于，
对如权利要求1至10的任意一项所述的无取向性电磁钢板，以在950～1050℃的温度下1秒～100秒的条件、或以在700～900℃的温度下超过1000秒的条件进行热处理。
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