CN116981792A - 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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鹿野智
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Abstract

该无取向性电磁钢板具有规定的化学组分，在平行于钢板表面的面中通过EBSD观察时，在将总面积设为Stot、将{100}取向晶粒的面积设为S100、将泰勒因子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{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≧0.5、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日在日本提交的特愿2021－046004号主张优先权，将其内容援引至此。
背景技术
无取向性电磁钢板例如被使用于电机的铁芯，对无取向性电磁钢板，要求在平行于其板面的方向上优异的磁特性、例如低铁损及高磁通密度。
因此，以晶体的易磁化轴(＜100＞取向)在板面内方向上一致的方式控制钢板的织构是有利的。一般而言，在板面内方向上具有较多易磁化轴的{100}取向是特别优选的代表性的取向，在板面内方向不具有易磁化轴的{111}取向是应避免的代表性的取向。关于这样的织构控制，例如专利文献1～5所述的技术，较多公开了控制{100}取向、{110}取向、{111}取向等的技术。
作为控制织构的方法，可以想到各种方法，其中存在灵活运用“应变诱发晶粒生长”的技术。在特定的条件下的应变诱发晶粒生长中，可以抑制{111}取向的集积，在无取向性电磁钢板中被有效地灵活运用。关于这些技术，还被专利文献6～10等公开。
然而，剪切这些无取向性电磁钢板时，存在特性变动的可能性。
现有技术文献
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
本发明鉴于上述的问题点，目的在于提供一种即使剪切后也能得到优异的磁特性(低铁损等)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
本发明的发明人们针对灵活运用应变诱发晶粒生长来形成对于无取向性电磁钢板而言优选的织构的技术及由此得到的钢板的特性进行了研究。其中，认识到在灵活运用应变诱发晶粒生长的无取向性电磁钢板中，存在因切取特性评价的试样时的加工条件而特性(尤其是铁损)的变动较大的情况。详细观察该现象时，认为存在如下可能性：在特性较低的情况下，试样的截面较粗糙，剪切时的断裂举动产生了影响。
本发明的发明人们详细研究该截面的状态与晶体组织的关联，明确了特征在于，在截面较粗糙的钢板中晶体组织为混粒，并且在应变诱发晶粒生长中作为蚕食的取向的{100}取向晶粒及{110}取向晶粒和被蚕食的取向的{111}取向晶粒的粒径不同。
本发明的发明人们为了解决上述技术问题进行了深入研究。其结果明确了，能够制造在应变诱发晶粒生长中尤其使{100}取向晶粒优先生长的具有优异的磁特性的无取向性电磁钢板，为了抑制剪切导致的对磁特性的不良影响，重要的是在平行于钢板面(钢板表面)的面中观察时的{100}取向晶粒与{111}取向晶粒的面积及面积比是适当的。
此外，还明确了为了制造这样的无取向性电磁钢板，重要的是，在赋予引起应变引发的应变的阶段，将在平行于钢板面中观察时的、泰勒因子较小的取向晶粒和较大的取向晶粒的面积及面积比以及对它们赋予的应变量控制在规定的范围内，使应变诱发晶粒生长发生。
本发明的发明人们根据这样的见解进一步反复深入研究。结果想到了下面示出的发明的各方案。
[1]
本发明的一方案的无取向性电磁钢板具有如下的化学组分：
以质量％计，含有
Si：1.50％～4.00％、
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％、
C：0.0100％以下、
sol.Al：4.00％以下、
S：0.0400％以下、
N：0.0100％以下、
Sn：0.00％～0.40％、
Sb：0.00％～0.40％、
P：0.00％～0.40％、
Cr：0.001％～0.100％、
B：0.0000％～0.0050％、
O：0.0000％～0.0200％、及
Mg、Ca、Sr、Ba、Ce、La、Nd、Pr、Zn、Cd构成的组中选择的一种以上：总计0.0000％～0.0100％，
将Mn含量以质量％计设为[Mn]、将Ni含量以质量％计设为[Ni]、将Co含量以质量％计设为[Co]、将Pt含量以质量％计设为[Pt]、将Pb含量以质量％计设为[Pb]、将Cu含量以质量％计设为[Cu]、将Au含量以质量％计设为[Au]、将Si含量以质量％计设为[Si]、将sol.Al含量以质量％计设为[sol.Al]时，满足以下的(1)式，
剩余部分由Fe及杂质构成，
进一步，在平行于钢板表面的面中通过EBSD观察时，将总面积设为Stot、将{100}取向晶粒的面积设为S100、将基于以下的(2)式的泰勒因子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高于2.8的取向晶粒的平均KAM值设为Ktyl的情况下，满足以下的(3)～(6)式，
([Mn]+[Ni]+[Co]+[Pt]+[Pb]+[Cu]+[Au])－([Si]+[sol.Al])≦0.00％···(1)
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，(2)式中的表示应力矢量与晶体的滑动方向矢量成的角，λ表示应力矢量与晶体的滑动面的法线矢量成的角。
[2]
也可以是，上述[1]所述的无取向性电磁钢板，进一步，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时，满足以下的(7)式
K100/Ktra＜1.010···(7)。
[3]
也可以是，上述[1]或2所述的无取向性电磁钢板，进一步，在将{110}取向晶粒的面积设为S110时，满足以下的(8)式，
S100/S110≧1.00···(8)
在此，(8)式设为即使面积比S100/S110发散为无限大也成立。
[4]
也可以是，上述[1]～[3]的任一项所述的无取向性电磁钢板，进一步将{110}取向晶粒的平均KAM值设为K110时，满足以下的(9)式。
K100/K110＜1.010···(9)
[5]本发明的其他方案的无取向性电磁钢板，具有如下的化学组分：
以质量％计，含有
Si：1.50％～4.00％、
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％、
C：0.0100％以下、
sol.Al：4.00％以下、
S：0.0400％以下、
N：0.0100％以下、
Sn：0.00％～0.40％、
Sb：0.00％～0.40％、
P：0.00％～0.40％、
Cr：0.001％～0.100％、
B：0.0000％～0.0050％、
O：0.0000％～0.0200％、及
Mg、Ca、Sr、Ba、Ce、La、Nd、Pr、Zn、Cd构成的组中选择的一种以上：总计0.0000％～0.0100％，
将Mn含量以质量％计设为[Mn]、将Ni含量以质量％计设为[Ni]、将Co含量以质量％计设为[Co]、将Pt含量以质量％计设为[Pt]、将Pb含量以质量％计设为[Pb]、将Cu含量以质量％计设为[Cu]、将Au含量以质量％计设为[Au]、将Si含量以质量％计设为[Si]、将sol.Al含量以质量％计设为[sol.Al]时，满足以下的(1)式，
剩余部分由Fe及杂质构成，
进一步，在平行于钢板表面的面中通过EBSD观察时，将总面积设为Stot、将{100}取向晶粒的面积设为S100、将基于以下的(2)式的泰勒因子M高于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，满足以下的(10)～(15)式，
([Mn]+[Ni]+[Co]+[Pt]+[Pb]+[Cu]+[Au])－([Si]+[sol.Al])≦0％···(1)
Styl/Stot≦0.70···(10)
0.20≦S100/S tot···(11)
S100/Stra≧0.55···(12)
K100/Ktyl≦1.010···(13)
d100/dave＞1.00···(14)
d100/dtyl＞1.00···(15)
在此，(2)式中的表示应力矢量与晶体的滑动方向矢量成的角，λ表示应力矢量与晶体的滑动面的法线矢量成的角。
[6]
也可以是，上述[5]所述的无取向性电磁钢板，进一步将所述泰勒因子M为2.8以下的取向晶粒的平均KAM值设为Ktra时，满足以下的(16)式
K100/Ktra＜1.010···(16)。
[7]
也可以是，上述[5]或[6]所述的无取向性电磁钢板，进一步在将所述泰勒因子M为2.8以下的取向晶粒的平均晶体粒径设为dtra时，满足以下的(17)式
d100/dtra＞1.00···(17)。
[8]
也可以是，上述[5]～[7]的任一项所述的无取向性电磁钢板，进一步在将{110}取向晶粒的面积设为S110时，满足以下的(18)式
S100/S110≧1.00···(18)
在此，(18)式即使面积比S100/S110发散为无限大也成立。
[9]
也可以是，上述[5]～[8]的任一项所述的无取向性电磁钢板，进一步在将{110}取向晶粒的平均KAM值设为K110时，满足以下的(19)式
K100/K110＜1.010···(19)。
[10]
本发明的一方案的无取向性电磁钢板的制造方法，是上述[5]～[9]的任一项所述的无取向性电磁钢板的制造方法，
对上述[1]～[4]的任一项所述的无取向性电磁钢板，以700℃～950℃的温度、1秒～100秒的条件进行热处理。
[11]
本发明的其他方案的无取向性电磁钢板，具有如下的化学组分：
以质量％计，含有
Si：1.50％～4.00％、
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％、
C：0.0100％以下、
sol.Al：4.00％以下、
S：0.0400％以下、
N：0.0100％以下、
Sn：0.00％～0.40％、
Sb：0.00％～0.40％、
P：0.00％～0.40％、
Cr：0.001％～0.100％、
B：0.0000％～0.0050％、
O：0.0000％～0.0200％、及
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0.0000％～0.0100％，
将Mn含量以质量％计设为[Mn]、将Ni含量以质量％计设为[Ni]、将Co含量以质量％计设为[Co]、将Pt含量以质量％计设为[Pt]、将Pb含量以质量％计设为[Pb]、将Cu含量以质量％计设为[Cu]、将Au含量以质量％计设为[Au]、将Si含量以质量％计设为[Si]、将sol.Al含量以质量％计设为[sol.Al]时，满足以下的(1)式，
剩余部分由Fe及杂质构成，
并且，在平行于钢板表面的面中通过EBSD观察时，在将总面积设为Stot、将{100}取向晶粒的面积设为S100、将基于以下的(2)式的泰勒因子M高于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高于2.8的取向晶粒的平均晶体粒径设为dtyl的情况下，满足以下的(20)～(24)式，
([Mn]+[Ni]+[Co]+[Pt]+[Pb]+[Cu]+[Au])－([Si]+[sol.Al])≦0％···(1)
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，(2)式中的表示应力矢量与晶体的滑动方向矢量成的角，λ表示应力矢量与晶体的滑动面的法线矢量成的角。
[12]
也可以是，上述[11]所述的无取向性电磁钢板，进一步在将所述泰勒因子M为2.8以下的取向晶粒的平均晶体粒径设为dtra时，满足以下的(25)式
d100/dtra≧0.95···(25)
在此，(2)式中的表示应力矢量与晶体的滑动方向矢量成的角，λ表示应力矢量与晶体的滑动面的法线矢量成的角。
[13]
本发明的其他方案的无取向性电磁钢板的制造方法，
对上述[1]～[9]的任一项所述的无取向性电磁钢板，以950℃～1050℃的温度、1秒～100秒的条件、或者以700℃～900℃的温度、高于1000秒的条件进行热处理。
发明效果
根据本发明的上述方案，能够提供一种无取向性电磁钢板及其制造方法，由于平行于钢板面的截面中的特定的晶体取向的面积及面积比是适当的，所以即使在剪切加工后也具有优异的磁特性。
具体实施方式
下面，针对本发明的实施方式进行说明。本实施方式的无取向性电磁钢板，通过铸造等制造的钢材经过热轧工序、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。在该阶段，具有后述的实施方式1所述的金相组织。
并且，其后，经过第一热处理工序而制造。在该阶段具有后述的实施方式2所述的金相组织。
并且，对表皮光轧后、或者第一热处理后的无取向性电磁钢板，通过进行第二热处理来制造。在该阶段，具有后述的实施方式3所述的金相组织。
通过表皮光轧后的热处理(第一热处理及/或第二热处理)，钢板进行应变诱发晶粒生长，其后进行正常晶粒生长。应变诱发晶粒生长及正常晶粒生长可以在第一热处理工序中进行，也可以在第二热处理工序中进行。
表皮光轧后的钢板是应变诱发晶粒生长后的钢板的原板及正常晶粒生长后的钢板的原板这样的关系。此外，应变诱发晶粒生长后的钢板是正常晶粒生长后的钢板的原板这样的关系。下面，不论热处理前后，表皮光轧后的钢板、应变诱发晶粒生长后的钢板、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。
关于化学组分，通过热轧工序、热轧板退火工序、冷轧工序、中间退火工序、表皮光轧工序、第一热处理工序、第二热处理工序而无变化。
首先，针对在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材的化学组分进行说明。在以下的说明中，无取向性电磁钢板或钢材所包含的各元素的含量的单位即“％”只要没有特别说明则表示“质量％”。本实施方式的无取向性电磁钢板及钢材具有如下化学组分，含有：Si：1.50％～4.00％、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％、C：0.0100％以下、sol.Al：4.00％以下、P：0.00％～0.40％、S：0.0400％以下、N：0.0100％以下、Sn：0.00％～0.40％、Sb：0.00％～0.40％、Cr：0.001％～0.100％、B：0.0000％～0.0050％、O：0.0000％～0.0200％、及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0.0000～0.0100％，剩余部分由Fe及杂质构成。作为杂质，例示出矿石或废料等的原材料所包含的物质、在制造工序中所包含的物质。
(Si：1.50％～4.00％)
Si增大电阻，减小涡流损耗，降低铁损，增大屈服比，提高对铁芯的冲裁加工性。Si含量小于1.50％时，不能充分地得到这些作用效果。因此，Si含量设为1.50％以上。Si含量优选为2.00％以上，较优选为2.10％以上，更加优选为2.30％以上。
另一方面，Si含量高于4.00％时，磁通密度降低，由于硬度过度上升而冲裁加工性降低，冷轧变得困难。因此，Si含量设为4.00％以下。
(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会发生铁素体-奥氏体相变(以下，α－γ相变)。本实施方式的无取向性电磁钢板的效果被认为是通过控制平行于钢板面的截面中的特定的晶体取向的面积及面积比来发挥的，但若在热处理中发生α－γ相变，则上述面积及面积比因相变而大幅变化，不能得到规定的金相组织。因此，将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为小于2.50％。含量的总计优选小于2.00％，较优选小于1.50％。这些元素含量的总和的下限并不特别限定(也可以为0.00％)，但关于Mn，出于抑制使磁特性变差的MnS的细微析出的原因，优选设为0.10％以上。
此外，作为不发生α－γ相变的条件，还满足以下的条件。即，将Mn含量以质量％计设为[Mn]、将Ni含量以质量％计设为[Ni]、将Co含量以质量％计设为[Co]、将Pt含量以质量％计设为[Pt]、将Pb含量以质量％计设为[Pb]、将Cu含量以质量％计设为[Cu]、将Au含量以质量％计设为[Au]、将Si含量以质量％计设为[Si]、将sol.Al含量以质量％计设为[sol.Al]时，满足以下的(1)式。
([Mn]+[Ni]+[Co]+[Pt]+[Pb]+[Cu]+[Au])－([Si]+[sol.Al])≦0.00％···(1)
(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含量高于0.0100％时显著。因此，C含量设为0.0100％以下。C含量的下限并不特别限定，但根据精炼时的脱碳处理的成本，优选将C含量设为0.0005％以上。
(sol.Al：4.00％以下)
sol.Al增大电阻，减小涡流损耗，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，所谓磁通密度B50，是5000A/m的磁场中的磁通密度。sol.Al含量小于0.0001％时，不能充分地得到这些作用效果。此外，Al还具有在制钢中促进脱硫的效果。因此，在得到上述效果的情况下，sol.Al含量优选设为0.0001％以上。sol.Al含量较优选为0.30％以上。
另一方面，sol.Al含量高于4.00％时，磁通密度降低，或屈服比降低，冲裁加工性降低。因此，sol.Al含量设为4.00％以下。sol.Al含量优选为2.50％以下，较优选为1.50％以下。
(S：0.0400％以下)
S并不是必须的元素，例如在钢中作为杂质含有。S通过细微的MnS的析出，妨碍退火中的再结晶及晶粒的生长。因此，S含量越低越好。这样的妨碍再结晶及晶粒生长引起的铁损增加及磁通密度的降低在S含量高于0.0400％时显著。因此，S含量设为0.0400％以下。S含量优选为0.0200％以下，较优选为0.0100％以下。S含量的下限并不特别限定，但根据精炼时的脱硫处理的成本，S含量优选为0.0003％以上。
(N：0.0100％以下)
N与C同样地，使磁特性变差，因此，N含量越低越好。因此，N含量设为0.0100％以下。N含量的下限并不特别限定，但根据精炼时的脱氮处理的成本，N含量优选设为0.0010％以上。
(Sn：0.00％～0.40％、Sb：0.00％～0.40％、P：0.00％～0.40％)
若过剩地含有Sn或Sb，则会使钢脆化。因此，Sn含量、Sb含量均设为0.40％以下。此外，若过剩地包含P，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。此外，P是为了确保再结晶后的钢板的硬度有效的元素。因此，这些元素根据需要含有即可。在该情况下，优选含有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。
(Cr：0.001％～0.100％)
Cr与钢中的氧相结合，生成Cr2O3。该Cr2O3有助于织构的改善。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妨碍退火时的晶粒生长，晶体粒径变得细微，成为铁损增加的原因。因此，Cr含量设为0.100％以下。
(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0.0100％以下)
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它们双方的析出物。下面，有时将Mg、Ca、Sr、Ba、Ce、La、Nd、Pr、Zn及Cd总称为“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为1μm～2μm左右，明显大于MnS、TiN、AlN等的微细析出物的粒径(100nm左右)。因此，这些细微析出物附着于粗大析出物生成元素的析出物，不容易妨碍应变诱发晶粒生长中的晶粒的生长。为了充分地得到这些作用效果，优选这些粗大析出物生成元素的含量的总计为0.0005％以上。
另一方面，这些元素的含量的总和超过0.0100％时，硫化物或硫氧化物或它们双方的总量过剩，妨碍应变诱发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总计设为0.0100％以下。
(B：0.0000％～0.0050％)
B少量就有助于织构的改善。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含量高于0.0050％，则B的化合物妨碍退火时的晶粒生长，晶体粒径变得细微，成为铁损增加的原因。因此，B含量设为0.0050％以下。
(O：0.0000％～0.0200％)
O与钢中的Cr相结合，生成Cr2O3。该Cr2O3有助于织构的改善。因此，可以使其含有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，O含量超过0.0200％时，Cr2O3妨碍退火时的晶粒生长，晶体粒径变得细微，成为铁损增加的原因。因此，O含量设为0.0200％以下。
接着，针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。厚度高于0.50mm时，有时不能得到优异的铁损。因此，厚度优选设为0.50mm以下。厚度小于0.10mm时，存在来自无取向性电磁钢板表面的磁通泄漏等的影响变大，磁特性变差的情况。此外，若厚度小于0.10mm，难以进行退火生产线的通板，需要一定大小的铁芯的无取向性电磁钢板的数量增加，存在伴随工序数增加而生产性降低及引起制造成本的上升的可能性。因此，厚度优选设为0.10mm以上。较优选地，厚度为0.20mm～0.35mm。
接着，针对本实施方式的无取向性电磁钢板的金相组织进行说明。下面，针对表皮光轧后的无取向性电磁钢板的金相组织、第一热处理后的无取向性电磁钢板的金相组织、及第二热处理后的无取向性电磁钢板的金相组织进行说明。
首先，针对确定的金相组织及其确定方法进行说明。本实施方式中确定的金相组织是在平行于钢板的板面的截面中确定的，通过以下的工序确定。
首先，以板厚中心露出表面的方式进行研磨，将该研磨面(平行于钢板表面的面)在EBSD(Electron Back Scattering Diffraction：电子背散射衍射)中针对2500μm2以上的区域进行观察。观察若为合计面积为2500μm2以上，则可以划分为几个小区域的几处进行。测定时的步间隔优选为50～100nm。由EBSD的观察数据，通过通常的方法，得到下面种类的面积、KAM(Kernel Average Misorientation：核平均误差)值及平均晶体粒径。
Stot：总面积(观察面积)
Styl：根据以下的(2)式的泰勒因子M超过2.8的取向晶粒的合计面积
Stra：根据以下的(2)式的泰勒因子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：根据以下的(2)式的泰勒因子M超过2.8的取向晶粒的平均KAM值
Ktra：根据以下的(2)式的泰勒因子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：根据以下的(2)式的泰勒因子M超过2.8的取向晶粒的平均晶体粒径
dtra：根据以下的(2)式的泰勒因子M为2.8以下的取向晶粒的平均晶体粒径
在此，晶粒的取向裕度设为15°。此外，下面出现取向晶粒时，取向裕度也设为15°。
在此，泰勒因子M根据以下的(2)式。
应力矢量与晶体的滑动方向矢量成的角
λ：应力矢量与晶体的滑动面的法线矢量成的角
上述的泰勒因子M假定为晶体的滑动变形以滑动面{110}、滑动方向＜111＞引起，是在平行于板厚方向与轧制方向的面内的面内应变中进行向板厚方向的压缩变形时的泰勒因子。下面，在没有特别说明的情况下，在根据(2)式的泰勒因子中，将针对结晶学上等价的所有结晶求得的平均值简称为“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、平均晶体粒径规定特征。
(实施方式1)
首先，针对表皮光轧后的无取向性电磁钢板的金相组织进行说明。该金相组织蓄积了对于引起应变诱发晶粒生长来说充分的应变，能够定位在应变诱发晶粒生长发生前的初始阶段的状态。表皮光轧后的钢板的金相组织的特征大致由用于作为目标的取向的晶粒发达的取向、及与为了引起应变诱发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的(3)～(5)式。
0.20≦Styl/Stot≦0.85···(3)
0.05≦S100/Stot≦0.80···(4)
S100/Stra≧0.50···(5)
Styl是泰勒因子充分大的取向的存在量。在应变诱发晶粒生长的过程中，泰勒因子较小且加工引起的应变难以累积的取向会一边对泰勒因子较大且加工引起的应变已累积的取向进行蚕食一边优先生长。因此，为了通过应变诱发晶粒生长使特殊取向发达，Styl需要存在一定程度的量。在本实施方式中，作为相对于总面积的面积比Styl/Stot进行规定，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，作为目的的晶体取向不会通过应变诱发晶粒生长而充分地发达。优选地，面积比Styl/Stot为0.30以上，较优选地为0.50以上。
面积比Styl/Stot的上限与在下文说明的在应变诱发晶粒生长的过程中应使其发达的晶体取向晶粒的存在量相关联，但该条件并不是简单地仅由优先生长的取向与被蚕食的取向的比率决定的。首先，如后文所述，在应变诱发晶粒生长中应当发达的{100}取向晶粒的面积比S100/Stot为0.05以上，因此，必然地面积比Styl/Stot为0.95以下。但是，若面积比Styl/Stot的存在量过多，则由于与后述的应变的关联，就不会引起{100}取向晶粒的优先生长。与应变量的关联将在后文详细叙述，但在本实施方式中，面积比Styl/Stot为0.85以下。优选地，面积比Styl/Stot为0.75以下，较优选地为0.70以下。
在其后的应变诱发晶粒生长过程中，使{100}取向晶粒优先地生长。{100}取向是泰勒因子充分小且加工引起的应变难以累积的取向之一，是在应变诱发晶粒生长的过程中可优先地生长的取向。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。若{100}取向晶粒的面积比S100/Stot小于0.05，则{100}取向晶粒不会通过其后的应变诱发晶粒生长充分地发达。优选地，面积比S100/Stot为0.10以上，较优选地为0.20以上。
面积比S100/Stot的上限是根据在应变诱发晶粒生长中应被蚕食的晶体取向晶粒的存在量而决定的。在本实施方式中，由于在应变诱发晶粒生长中应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，从而面积比S100/Stot为0.80以下。其中，应变诱发晶粒生长前的{100}取向晶粒的存在量较低时效果显著，能够使{100}取向晶粒更发达。考虑这一点，优选地，面积比S100/Stot为0.60以下，较优选为0.50以下，更加优选为0.40以下。
作为应优先生长的取向晶粒，以{100}取向晶粒为中心进行说明，但与{100}取向晶粒同样地，泰勒因子充分小且加工引起的应变难以累积的取向、即在应变诱发晶粒生长中能优先生长的取向晶粒除此之外还存在很多。这样的取向晶粒与应使其优先地生长的{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)并不像{100}取向晶粒那样多，因此若在应变诱发晶粒生长中这些取向发达，则磁特性变差，不适当。因此，在本实施方式中，规定为确保{100}取向晶粒在泰勒因子充分小且加工引起的应变难以累积的取向之中的存在比。
在本发明中，将包含被认为应变诱发晶粒生长中与{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。而且，如(5)式所示，将面积比S100/Stra设为0.50以上，确保{100}取向晶粒生长的优先性。该面积比S100/Stra小于0.50时，不能通过应变诱发晶粒生长使{100}取向晶粒充分地发达。优选地，面积比S100/Stra为0.80以上，较优选为0.90以上。另一方面，不需要特别限定面积比S100/Stra的上限，泰勒因子为2.8以下的取向晶粒也可以全部为{100}取向晶粒(即S100/Stra＝1.00)。
进一步，在本实施方式中，特别规定与作为在应变诱发晶粒生长中容易生长的取向而被知晓的{110}取向晶粒的关系。{110}取向是如下的取向：在增大热轧钢板中的晶体粒径并在冷轧中使其再结晶、或以相对低的轧制率进行冷轧使其再结晶等通用的方法中也比较容易发达，在与应优先使其生长的{100}取向晶粒的竞争中尤其应考虑。在应变诱发晶粒生长中若{110}取向晶粒发达，则特性的钢板面内各向异性变得非常大，不适当。因此，在本实施方式中，优选以{100}取向晶粒和{110}取向晶粒的面积比S100/S110满足(8)式的方式进行控制，确保{100}取向晶粒生长的优先性。
S100/S110≧1.00···(8)
为了更可靠地避免由于应变诱发晶粒生长而{110}取向晶粒意外地发达，面积比S100/S110优选为1.00以上。较优选地，面积比S100/S110为2.00以上，更加优选为4.00以上。面积比S100/S110的上限不需要特别限定，{110}取向晶粒的面积率也可以为零。即，即使面积比S100/S110无限大地发散(8)式也成立。
本实施方式除上述的晶体取向，还可以通过组合下面说明的应变得到更加优异的磁特性。在本实施方式中，作为与应变相关的规定，需要满足以下的(6)式。
K100/Ktyl≦0.990···(6)
与应变相关的要件通过(6)式规定。(6)式是{100}取向晶粒所累积的应变(平均KAM值)与泰勒因子高于2.8的取向晶粒所累积的应变(平均KAM值)之比。在此，KAM是在同一粒内与相邻的测定点的取向差，在应变较多的位置，KAM值升高。在结晶学的观点中，例如在平行于板厚方向及轧制方向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，通常K100与Ktyl之比K100/Ktyl小于1。但是，现实中，因为包含相邻的晶粒导致的限制、存在于晶粒内的析出物、进一步与变形时的工具(轧制辊等)的接触的宏观的变形变动等的影响，所以与微观上观察的晶体取向对应的应变是多种多样的。因此，难以展现泰勒因子导致的纯粹的几何学上的取向的影响。此外，例如，即使是相同取向的晶粒，由于粒径、粒的形态、相邻粒的取向或粒径、析出物的状态、在板厚方向上的位置等，也会形成非常大的变动。进一步，甚至是在一个晶粒中，由于晶界附近与粒内、变形带等的形成，导致应变分布较大地变动。
在考虑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。若该K100/Ktyl高于0.990，则失去应被蚕食的区域的特殊性。因此，难以引起应变诱发晶粒生长。优选地，K100/Ktyl为0.970以下，较优选为0.950以下。
在与应优先使其生长的{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(7)式。
K100/Ktra＜1.010···(7)
为了{100}取向晶粒优先地生长，优选将K100/Ktra设为小于1.010。该K100/Ktra是与应变难以累积并存在优先生长的可能性的取向间的竞争相关的指标，如果K100/Ktra为1.010以上，则应变诱发晶粒生长中的{100}取向的优先性不能发挥，作为目标的晶体取向不会发达。K100/Ktra较优选为0.970以下，更加优选为0.950以下。
在与应使其优先生长的{100}取向晶粒的竞争中，关于与{110}取向晶粒的关系，与面积同样地，也优选在应变上考虑。在该关系中，以{100}取向晶粒和{110}取向晶粒的平均KAM值之比K100/K110满足(9)式的方式进行控制，优选确保{100}取向晶粒生长的优先性。
K100/K110＜1.010···(9)
为了更可靠地避免由于应变诱发晶粒生长而意外使{110}取向晶粒发达，优选K100/K110为小于1.010。K100/K110较优选为0.970以下，更加优选为0.950以下。
在(9)式中，在具有相当于分母的取向的晶粒不存在的情况下，针对该式不进行基于数值的评价，认为满足该式。
在本实施方式的表皮光轧后的状态下的无取向性电磁钢板的金相组织中，针对晶体粒径并不特别限定。这是因为，在通过其后的第一热处理引起适当的应变诱发晶粒生长的状态下，与晶体粒径的关系并没有那么强。即，是否引起作为目标的适当的应变诱发晶粒生长，除钢板的化学组分之外，能够由每个晶体取向的存在量(面积)的关系及各个取向的每个的形变量的关系来大致决定。
但是，若晶体粒径非常粗大，则尽管通过应变会被诱发，但在实用的温度域中的充分的晶粒生长难以发生。此外，若晶体粒径非常粗大，则难以避免磁特性的劣化。因此，实用性的平均晶体粒径优选设为300μm以下。较优选为100μm以下，更加优选为50μm以下，特别优选为30μm以下。晶体粒径越细，适当地控制了晶体取向及应变的分布时的应变诱发晶粒生长引起的作为目标的晶体取向的发达越容易被识别。但是，若变得非常细微，则如上所述在施加应变的加工中由于与相邻晶粒的约束，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，较优选为8μm以上，更加优选为15μm以上。
(实施方式2)
接着，针对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，引起应变诱发晶粒生长后(且应变诱发晶粒生长结束前)的、无取向性电磁钢板的金相组织进行说明。本实施方式的无取向性电磁钢板通过应变诱发晶粒生长将应变的至少一部分释放，应变诱发晶粒生长后的钢板的金相组织的特征由晶体取向、应变及晶体粒径来规定。
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的(10)～(12)式。这些规定与前述的表皮光轧后的无取向性电磁钢板相关的(3)～(5)式相比较，数值范围不同。这是因为随着应变诱发晶粒生长，{100}取向晶粒优先生长，其面积增加，并且泰勒因子超过2.8的取向晶粒主要被{100}取向晶粒蚕食，其面积减小。
Styl/Stot≦0.70···(10)
0.20≦S100/Stot···(11)
S100/Stra≧0.55···(12)
面积比Styl/Stot的上限被决定为表示应变诱发晶粒生长进行的程度的参数之一。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地蚕食，没有充分地引起应变诱发晶粒生长。即，由于应使其发达的{100}取向晶粒的发达不充分，因此磁特性并没有充分地提高。因此，在本实施方式中将面积比Styl/Stot设为0.70以下。优选地，面积比Styl/Stot为0.60以下，较优选为0.50以下。面积比Styl/Stot优选较小，因此不需要规定下限，也可以为0.00。
此外，在本实施方式中，将面积比S100/Stot设为0.20以上。面积比S100/Stot的下限被决定为表示应变诱发晶粒生长进行的程度的参数之一，面积比S100/Stot小于0.20时，{100}取向晶粒的发达不充分，因此磁特性没有充分地提高。优选地面积比S100/Stot为0.40以上，较优选为0.60以上。面积比S100/Stot优选较高，因此不需要规定上限，也可以为1.00。
与实施方式1同样地，在应变诱发晶粒生长中被认为与{100}取向晶粒竞争的取向晶粒和{100}取向晶粒的关系也很重要。面积比S100/Stra较大时确保{100}取向晶粒生长的优先性，磁特性良好。该面积比S100/Stra小于0.55表示{100}取向晶粒没有通过应变诱发晶粒生长充分地发达，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较小的取向蚕食的状态。此时，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0.55以上。优选地面积比S100/Stra为0.65以上，较优选为0.75以上。另一方面，不需要特别限定面积比S100/Stra的上限，泰勒因子为2.8以下的取向晶粒也可以全部为{100}取向晶粒。
并且在本实施方式中，与实施方式1同样地，还规定与{110}取向晶粒的关系。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满足以下的(18)式，确保{100}取向晶粒生长的优先性。
S100/S110≧1.00···(18)
如(18)式所示，在本实施方式中，优选面积比S100/S110为1.00以上。当{110}取向晶粒在应变诱发晶粒生长中发达，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，容易成为特性上的不良。较优选地，面积比S100/S110为2.00以上，更加优选地为4.00以上。面积比S100/S110的上限并不需要特别限定，{110}取向晶粒的面积率也可以为零。即，即使面积比S100/S110无限大地发散，(18)式也成立。
接着，针对本实施方式中与应满足的应变相关的规定进行说明。本实施方式的无取向性电磁钢板的应变量，与在实施方式1中说明的表皮光轧后的状态下的应变量相比较大幅减少，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前述的关于表皮光轧后的钢板的(6)式相比较，数值范围不同，满足以下的(13)式。
K100/Ktyl≦1.010···(13)
若应变诱发晶粒生长充分地进行，则成为钢板的应变的大部分被释放的状况，每个晶体取向的应变被均匀化，应变的变动充分小，(13)式所示的比成为接近1的值。
在考虑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高于1.010时，应变的释放不充分，因此尤其是铁损的降低不充分。优选地，K100/Ktyl为0.990以下，较优选为0.970以下。本实施方式的无取向性电磁钢板即使是对于满足前述的(6)式的钢板进行第一热处理而得到的钢板，还想到由于测定的误差等，(13)式的值超过1.000。
在与应优先地生长的{100}取向晶粒的竞争中，关于泰勒因子为2.8以下的取向晶粒的关系，优选满足(16)式。
K100/Ktra＜1.010···(16)
为了使{100}取向晶粒优先地生长，优选将K100/Ktra设为小于1.010。如果该K100/Ktra为1.010以上，则应变的释放不充分，尤其是铁损的降低不充分。对于满足前述的(7)式的无取向性电磁钢板实施第一热处理，从而得到满足(16)式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，为应变诱发晶粒生长充分地进行，钢板的应变的大部分被释放的状况。因此，相当于{110}取向晶粒所累积的应变的K110的值成为与K100相同程度地释放了应变的值，与(9)式同样地，优选满足(19)式。
K100/K110＜1.010···(19)
即，与(9)式同样地，优选K100/K110为小于1.010。该K100/K110为1.010以上时，存在应变的释放不充分尤其是铁损的降低不充分的情况。通过对满足前述的(9)式的无取向性电磁钢板实施第一热处理，得到满足(19)式的无取向性电磁钢板。
在(13)式及(19)式中，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，认为满足该式。
接着，针对在本实施方式中与应满足的晶体粒径相关的规定进行说明。在应变诱发晶粒生长充分地进行而应变的大部分被释放的状况下的金相组织中，每个晶体取向的晶体粒径对磁特性产生较大的影响。通过应变诱发晶粒生长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细微。在本实施方式中，平均晶体粒径的关系满足(14)式及(15)式。
d100/dave＞1.00···(14)
d100/dtyl＞1.00···(15)
这些式子表示优先生长的取向即{100}取向晶粒的平均晶体粒径d100相对较大。(14)式及(15)式中的这些比优选为1.30以上，较优选为1.50以上，更加优选为2.00以上。这些比的上限并不特别限定，但虽然被蚕食的取向的晶粒比{100}取向晶粒的生长速度慢，但也在第一热处理中进行晶粒生长，因此上述比不容易变得过度大，实用的上限为10.00左右。
此外，在本实施方式中，优选满足(17)式。
d100/dtra＞1.00···(17)
该式表示优先生长的取向即{100}取向晶粒的平均晶体粒径d100相对较大。(17)式中的比较优选为1.30以上，更加优选为1.50以上，特别优选为2.00以上。该比的上限并不特别限定，但被蚕食的取向的晶粒虽然比{100}取向晶粒的成长速度慢但在第一热处理中也进行晶粒生长，因此上述的比不容易变得过度大，实用性的上限为10.00左右。
此外，关于平均晶体粒径的范围并不特别限定，但若平均晶体粒径过于粗大，则难以避免磁特性的劣化。因此，在本实施方式中相对粗大的晶粒即{100}取向晶粒的实用性的平均晶体粒径优选设为500μm以下。较优选地，{100}取向晶粒的平均晶体粒径为400μm以下，较优选为300μm以下，特别优选为200μm以下。另一方面，{100}取向晶粒的平均晶体粒径的下限如果设想确保{100}取向的充分的优先生长的状态，则优选{100}取向晶粒的平均晶体粒径为40μm以上，较优选为60μm以上，更加优选为80μm以上。
在(15)式中，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，满足该式。
(实施方式3)
在上述的实施方式1及2中，通过用KAM值确定钢板的应变从而规定了作为钢板的特征。对此，在本实施方式中，使实施方式1或2所述的钢板充分地长时间退火，进一步针对晶粒生长后的钢板进行规定。这样的钢板，应变诱发晶粒生长大致结束，其结果，应变大致完全释放，因此作为特性非常优选。即，通过应变诱发晶粒生长使{100}取向晶粒生长，进一步至应变大致完全释放为止，在第二热处理中使正常晶粒生长后的钢板成为向{100}取向的集聚更强的钢板。在本实施方式中，针对将实施方式1或2所述的钢板作为材料，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，进行第一热处理后进行第二热处理的无取向性电磁钢板、或者省略第一热处理，进行第二热处理的无取向性电磁钢板)的晶体取向、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)，各取向晶粒的面积满足以下的(20)～(22)式。这些规定与前述的表皮光轧后的钢板相关的(3)～(5)式、及基于第一热处理的应变诱发晶粒生长后的钢板相关的(10)～(12)式相比较，数值范围不同。随着应变诱发晶粒生长及其后的第二热处理，{100}取向晶粒进一步生长，其面积增加，并且泰勒因子超过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，设定面积比Styl/Stot小于0.55。合计面积Styl也可以为零。面积比Styl/Stot的上限被决定为表示{100}取向晶粒生长进行的程度的参数之一。面积比Styl/Stot为0.55以上表示在应变诱发晶粒生长的阶段应被蚕食的泰勒因子超过2.8的取向晶粒未被充分地蚕食。此时，不能充分地提高磁特性。优选地，面积比Styl/Stot为0.40以下，较优选为0.30以下。面积比Styl/Stot越小越优选，因此不规定下限，也可以为0.00。
此外，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，磁特性没有充分地提高。优选地，面积比S100/Stot为0.40以上，较优选为0.50以上。所谓面积比S100/Stot为1.00的情况，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，但本实施方式也将该状况作为对象。
与实施方式1及2同样地，在应变诱发晶粒生长中被认为与{100}取向晶粒竞争的取向晶粒与{100}取向晶粒的关系也很重要。在面积比S100/Stra充分大的情况下，在应变诱发晶粒生长后的正常晶粒生长的状况中也确保{100}取向晶粒生长的优先性，磁特性良好。该面积比S100/Stra小于0.60时，{100}取向晶粒不会通过应变诱发晶粒生长而充分地发达，在应变诱发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相当程度地生长，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。优选地，面积比S100/Stra为0.70以上，较优选为0.80以上。另一方面，面积比S100/Stra的上限并不需要特别限定，泰勒因子为2.8以下的取向晶粒也可以全部为{100}取向晶粒。
在应变诱发晶粒生长及其后的正常晶粒生长充分地进行，钢板的应变几乎都释放的状况下的金相组织中，每个晶体取向的晶体粒径对磁特性产生较大的影响。在应变诱发晶粒生长的时刻优先生长的{100}取向晶粒在正常晶粒生长后也成为粗大的晶粒。在本实施方式中，平均晶体粒径的关系满足(23)式及(24)式。
d100/dave≧0.95···(23)
d100/dtyl≧0.95···(24)
这些式子表示{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。(23)式及(24)式中的这些比优选为1.00以上，较优选为1.10以上，更加优选为1.20以上。这些比的上限并不特别限定，但正常晶粒生长中，{100}取向晶粒以外的晶粒也生长，但在进入正常晶粒生长的时刻，即在应变诱发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}取向晶粒在正常晶粒生长中也粗大化是有利的，因此上述比保持充分的特征性的范围。因此，实用的上限为10.00左右。若这些比的任一者超过10.00，则成为混粒，有时会发生冲裁性等与加工相关的问题。
并且，在平均晶体粒径的关系中，优选还满足以下的(25)式。
d100/dtra≧0.95···(25)
该式表示优先生长的取向即{100}取向晶粒的平均晶体粒径d100相对大。(25)式中的比，较优选为1.00以上，更加优选为1.10以上，特别优选为1.20以上。该比的上限并不特别限定，但在正常晶粒生长中{100}取向晶粒以外的晶粒也生长，但进入正常晶粒生长的时刻、即在应变诱发晶粒生长完成的时刻，{100}取向晶粒变得粗大，具有所谓的尺寸优势。{100}取向晶粒在正常晶粒生长过程中也粗大化是有利的，因此上述比充分地保持特征性的范围。因此，实用性的上限为10.00左右。这些比的任一者超过10.00时，成为混粒，可能会发生冲裁性等与加工相关的问题。
此外，关于平均晶体粒径的范围并不特别地限定，但若平均晶体粒径过于粗大，则难以避免磁特性的劣化。因此，与实施方式2同样地，在本实施方式中相对粗大的晶粒即{100}取向晶粒的实用性的平均晶体粒径优选为500μm以下。较优选地，{100}取向晶粒的平均晶体粒径为400μm以下，更加优选为300μm以下，特别优选为200μm以下。另一方面，{100}取向晶粒的平均晶体粒径的下限，若设想确保了{100}取向的充分的优先生长的状况，则{100}取向晶粒的平均晶体粒径优选为40μm以上，较优选为60μm以上，更加优选为80μm以上。
在(24)式中，在不存在具有相当于分母的取向的晶粒的情况下，针对该式不进行基于数值的评价，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控制化学组分、金相组织，因此即使在剪切后，也能够得到优异的磁特性(低铁损)。
此外，在考虑应用到电机的情况下，优选铁损的各向异性较小。因此，优选C方向(宽度方向)的W15/50与L方向(轧制方向)的W15/50之比、即W15/50(C)/W15/50(L)小于1.3。
磁测定可以以JIS C 2550－1(2011)及JIS C 2550－3(2019)所述的测定方法进行，也可以以JIS C 2556(2015)所述的测定方法进行。此外，试样微小，不能进行上述JIS所述的测定的情况下，电磁回路可以使用以JIS C 2556(2015)为基准的能够测定55mm见方的试验片或更微小的试验片的装置进行测定。
[制造方法]
接着，针对本实施方式的无取向性电磁钢板的制造方法进行说明。本实施方式的无取向性电磁钢板通过包含热轧工序、热轧板退火工序、冷轧工序、中间退火工序、表皮光轧工序的制造工序得到。
此外，其他的本实施方式的无取向性电磁钢板通过包含热轧工序、热轧板退火工序、冷轧工序、中间退火工序、表皮光轧工序、第一热处理的制造工序得到。
此外，其他的本实施方式的无取向性电磁钢板通过包含热轧工序、热轧板退火工序、冷轧工序、中间退火工序、表皮光轧工序、根据需要进行的第一热处理工序、第二热处理工序的制造方法得到。
[热轧工序]
首先，加热具有上述的化学组分的钢材，实施热轧。钢材例如是通过通常的连续铸造所制造的钢坯。例如，热轧的钢坯加热温度为1150℃附近(1100～1200℃)、精轧温度设为850℃附近(750～950℃)、卷取温度设为600℃附近(500～700℃)进行。
[热轧板退火工序]
其后，对热轧后的钢板(热轧钢板)，例如以超过1000℃～1100℃、1～100秒进行热轧板退火。如果热轧板退火温度为1000℃以下，则相比于{100}取向晶粒，更促进{111}取向晶粒的生成，难以得到优选的织构。
[冷轧工序]
接着，对热轧钢板，进行酸洗、冷轧。在冷轧中优选将轧制率设为90％～95％。轧制率小于90％时，磁特性较差的{111}取向晶粒在再结晶时增多。
[中间退火工序]
对冷轧后的钢板(冷轧钢板)进行中间退火。在本实施方式中，例如以700～900℃的温度、1秒～100秒进行中间退火。若冷轧前的晶体粒径为200μm以上，以90％的轧制率进行冷轧，则轧制组织中较多的{100}取向晶粒优先再结晶。若中间退火的温度过低，则不会发生再结晶，{100}取向晶粒没有充分地生长，存在磁通密度不升高的情况。此外，中间退火的温度高于900℃时，晶粒变得过大，在其后的表皮光轧、应变诱发晶粒生长时难以生长，难以使{100}取向晶粒生长。因此，中间退火的温度优选设为700～900℃。
[表皮光轧工序]
对中间退火后的钢板进行表皮光轧。如上所述，若在{100}晶粒较多的状态下进行轧制，{100}晶粒进一步生长。表皮光轧的轧制率优选设为5％～25％。
在无取向性电磁钢板中，在具有前述的应变分布的情况下，在将冷轧的轧制率(％)设为Rm、将表皮光轧时的轧制率(％)设为Rs时，较优选以满足90＜Rm＜95、且5＜Rs＜20的方式调整冷轧及表皮光轧的轧制率。
[第一热处理工序]
接着，进行用于促进应变诱发晶粒生长的第一热处理。第一热处理优选以700～950℃进行1秒～100秒。
在热处理温度小于700℃时，不会发生应变诱发晶粒生长。此外，在高于950℃时，不仅应变诱发晶粒生长，还引起正常晶粒生长，不能得到上述的实施方式2所述的金相组织。
此外，在热处理时间(保持时间)超过100秒时，生产效率显著降低，并不现实。将保持时间设为小于1秒，在工业上并不容易，因此将保持时间设为1秒以上。
[第二热处理工序]
第二热处理优选在设定950～1050℃的温度范围的情况下进行1秒～100秒、或700～900℃的温度范围的情况下，进行高于1000秒。第二热处理可以对省略第一热处理的表皮光轧工序后的钢板进行，也可以对第一热处理工序后的钢板进行。
通过以上述的温度范围及时间进行热处理，在省略第一热处理的情况下，应变诱发晶粒生长后进行正常晶粒生长，因第一热处理的条件的不同，有时也在其后的第二热处理中进行应变诱发晶粒生长。
如上所述能够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，针对本发明的无取向性电磁钢板，示出实施例的同时具体地说明。以下所示的实施例仅为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下述的示例。
(第一实施例)
通过铸造钢液，制作具有以下表1A所示的化学组分的钢锭。在此，(1)式左边表示前述的(1)式的左边的值。其后，将制作的钢锭加热至1150℃，进行热轧，以成为表1B所示的板厚的方式轧制。而且，在精轧结束后进行水冷，卷取热轧钢板。此时的精轧的最终道次的阶段的温度(最终温度)为830℃，卷取温度为500～700℃的范围。
接着，在热轧钢板中以表1B所示的条件进行热轧板退火30秒，通过酸洗除去氧化皮，以表1B所示的轧制率进行冷轧。然后，在无氧化气氛中进行中间退火，以800℃、30秒的条件进行中间退火。接着，以表1B所示的轧制率进行第二次冷轧(表皮光轧)。表中虽然没有示出，但表皮光轧后的平均晶体粒径为25～30μm的范围内。
接着，为了调查织构，切取钢板的一部分，将该切取的试验片减厚加工至1/2厚度，针对该加工面(平行于钢板表面的面)以上述要领进行EBSD观察(步间隔：100nm)。通过EBSD观察，求得表2所示的种类的面积及平均KAM值。
此外，作为第二热处理，对钢板以800℃进行2小时的退火。从第二热处理后的钢板，作为测定试样，取用55mm见方的试样片。取用试样使用剪切机实施。然后，根据JIS C2556(2015)测定磁特性的铁损W10/400(以最大磁通密度1.0T、频率400Hz励磁时在试验片产生的能量损失的轧制方向与宽度方向的平均值)、W15/50(C)(以最大磁通密度1.5T、频率50Hz励磁时在试验片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励磁时在试验片产生的能量损失的轧制方向的值)。
此外，将W15/50(C)除以W15/50(L)，求得W15/50(C)/W15/50(L)。
在表2中示出测定结果。
[表1A]
[表1B]
[表2]
表1A、表1B及表2中的下划线表示脱离本发明的范围的条件。作为发明例的No.101～No.107、No.113～No.116、No.118、No.121、No.122、No.124～No.141、No.151均为铁损W10/400良好的值。
另一方面，作为比较例的No.108，Mn浓度高，(1)式左边的值为高于0.00(α－γ相变的组分)，起因于此，面积比Styl/Stot与面积比S100/Stot分别脱离(3)式及(4)式的范围。其结果，铁损W10/400高。
作为比较例的No.109～No.112、No.117、No.120、No.123，热轧板退火中的温度、冷轧中的轧制率、表皮光轧中的轧制率的至少任一项不适合，因此不满足(3)式～(6)式的某一项，其结果，铁损W10/400高。
此外，作为比较例的No.119，冷轧的轧制率过高，从而发生断裂，没有进行其后的工序。
No.142～No.150，化学组分脱离本发明的范围，从而不满足(3)式～(4)式，铁损W10/400升高，或在冷轧时发生断裂。
(第二实施例)
通过铸造钢液，制作具有表3A所示的化学组分的钢锭。在此，(1)式左边表示前述的(1)式的左边的值。其后，将制作的钢锭加热至1150℃，进行热轧，以成为表3B所示的板厚的方式进行轧制。而且，在精轧结束后进行水冷，卷取热轧钢板。此时的精轧的最终道次的阶段的温度(最终温度)为830℃，卷取温度为500～700℃的范围。
接着，在热轧钢板中以表3B所示的条件进行热轧板退火30秒，通过酸洗除去氧化皮，以表3B所示的轧制率进行冷轧。然后，在无氧化气氛中进行中间退火，以表3B所示的退火温度进行中间退火30秒。接着，以表3B所示的轧制率进行第二次冷轧(表皮光轧)。
为了调查表皮光轧后的织构，切取钢板的一部分，将该切取的试验片减厚加工至1/2的厚度，针对该加工面以上述要领进行EBSD观察(步间隔：100nm)。由通过EBSD观察所得到的各取向晶粒的面积和平均KAM值求得Styl/Stot、S100/Stot、S100/Stra、K100/Ktyl。
此外，对表皮光轧后的钢板，以表3B所示的条件进行第一热处理。第一热处理后，为了调查织构，切取钢板的一部分，将该切取的试验片减厚加工至1/2厚度，针对该加工面进行EBSD观察。通过EBSD观察，求得表4所示的种类的面积、平均KAM值及平均晶体粒径。
此外，作为第二热处理，对钢板以800℃的温度进行2小时的退火。从第二热处理后的钢板，作为测定试样，取用55mm见方的试样片。取用试样使用剪切机实施。然后，与第一实施例同样地，测定磁特性的铁损W10/400(轧制方向与宽度方向的平均值)、W15/50(C)、W15/50(L)，求得W15/50(C)/W15/50(L)。在表4中示出测定结果。
[表3A]
[表3B]
[表4]
表3A、表3B及表4中的下划线表示从本发明的范围脱离的条件。作为发明例的No.201～No.207、No.215～No.237、No.247～No.250均为铁损W10/400良好的值。
另一方面，作为比较例的No.208的Mn浓度高，(1)式左边的值为高于0.00(α－γ相变的组分)，起因于此，面积比Styl/Stot与面积比S100/Stot分别脱离(10)式及(11)式的范围。其结果，铁损W10/400高。作为比较例的No.209～No.214，热轧板退火中的温度、中间退火中的温度、冷轧中的轧制率、表皮光轧中的轧制率、第一热处理中的温度的至少任一项不适合，因此不满足(10)式～(15)式的任一项，其结果，铁损W10/400高。
此外，作为比较例的No.238～No.246，化学组分脱离本发明的范围，从而不满足(10)式～(11)式，铁损W10/400升高，或冷轧时发生断裂。
(第三实施例)
通过铸造钢液，制作具有表5A所示的化学组分的钢锭。在此，(1)式左边表示前述的(1)式的左边的值。其后，将制作的钢锭加热到1150℃，进行热轧，以成为表5B所示的板厚的方式进行轧制。然后，在精轧结束后进行水冷，卷取热轧钢板。在此时的精轧的最终道次的阶段的温度(最终温度)为830℃，卷取温度为500～700℃的范围。
接着，在热轧钢板中以表5B所示的条件进行热轧板退火30秒，通过酸洗除去氧化皮，以表5B所示的轧制率进行冷轧。然后，在无氧化气氛中进行中间退火，以800℃、30秒的条件进行中间退火。接着，以表5B所示的轧制率进行第二次冷轧(表皮光轧)。
为了调查表皮光轧后的织构，切取钢板的一部分，将该切取的试验片减厚加工至1/2厚度，针对该加工面以上述的要领进行EBSD观察(步间隔：100nm)。由通过EBSD观察所得到的各取向晶粒的面积和平均KAM值求得Styl/Stot、S100/Stot、S100/Stra、K100/Ktyl。
此外，对表皮光轧后的钢板，不进行第一热处理，以表5B所示的条件进行第二热处理。第二热处理后，为了调查织构，切取钢板的一部分，将该切取的试验片减厚加工至1/2的厚度，针对该加工面进行EBSD观察。通过EBSD观察，求得表6所示的种类的面积及平均晶体粒径。
此外，在上述的第二热处理后，从第二热处理后的钢板，作为测定试样，取用55mm见方的试样片。取用试样采用剪切机实施。然后，与第一实施例同样地，测定磁特性的铁损W10/400(轧制方向与宽度方向的平均值)、W15/50(C)、W15/50(L)，求得W15/50(C)/W15/50(L)。在表6示出测定结果。
[表5A]
[表5B]
[表6]
表5A、表5B及表6中的下划线表示脱离本发明的范围外的条件。作为发明例的No.301～No.308、No.316～No.333、No.344均为铁损W10/400良好的值。
另一方面，作为比较例的No.309的Mn浓度高，(1)式左边的值为高于0.00(α－γ相变的组分)，起因于此，Styl/Stot和S100/Stot分别脱离(20)式及(21)式的范围。其结果，铁损W10/400高。
作为比较例的No.310～No.315，热轧板退火中的温度、及/或冷轧中的轧制率不适合，因此不满足(20)式～(24)式的至少一个，其结果，铁损W10/400较高。
此外，作为比较例的No.334～No.343，化学组分脱离本发明的范围，从而不满足(20)式～(21)式，铁损W10/400升高，或冷轧时发生断裂。
(第四实施例)
通过铸造钢液，制作具有表7A所示的化学组分的钢锭。在此，(1)式左边表示所述的(1)式的左边的值。其后，将制作的钢锭加热至1150℃，进行热轧，以成为表7B所示的板厚的方式轧制。然后，在精轧结束后进行水冷，卷取热轧钢板。此时的精轧的最终道次的阶段的温度(最终温度)为830℃，卷取温度为500～700℃的范围。
接着，在热轧钢板中以表7B所示的条件进行热轧板退火30秒，通过酸洗除去氧化皮，以表7B所示的轧制率进行冷轧。然后，在无氧化气氛中进行中间退火，以800℃、30秒的条件进行中间退火。接着，以表7B所示的轧制率进行第二次冷轧(表皮光轧)。
接着，以800℃、30秒的条件进行第一热处理。
第一热处理后，为了调查织构，切取钢板的一部分，将该切取的试验片减厚加工至1/2的厚度，针对该加工面进行EBSD观察(步间隔：100nm)。通过EBSD观察，求得取向晶粒的面积、平均KAM值及平均晶体粒径，求得Styl/Stot、S100/Stot、S100/Stra、K100/Ktyl、d100/dave、d100/dtyl。
此外，对第一热处理后的钢板，以表7B所示的条件进行第二热处理。第二热处理后，为了调查织构，切取钢板的一部分，将该切取的试验片减厚加工至1/2的厚度，针对该加工面进行EBSD观察。通过EBSD观察，求得表8所示的种类的面积及平均晶体粒径。
此外，在上述的第二热处理后，从第二热处理后的钢板，作为测定试样，取用55mm见方的试样片。取用试样使用剪切机实施。然后，与第一实施例同样地，测定磁特性的铁损W10/400(轧制方向与宽度方向的平均值)、W15/50(C)、W15/50(L)，求得W15/50(C)/W15/50(L)。在表8中示出测定结果。
[表7A]
[表7B]
[表8]
表7A、表7B及表8中的下划线表示脱离本发明的范围的条件。作为发明例的No.401～No.408、No.421～No.438、No.448均为铁损W10/400良好的值。
另一方面，作为比较例的No.409的Mn浓度高，(1)式左边的值为高于0.00(α－γ相变的组分)，起因于此，Styl/Stot和S100/Stot分别脱离(20)式及(21)式的范围。其结果，铁损W10/400高。作为比较例的No.410～No.420，热轧板退火中的温度、及/或冷轧中的轧制率不适合，因此不满足(20)式～(24)式的至少一个，其结果，铁损W10/400高。
此外，作为比较例的No.439～No.447，化学组分脱离本发明的范围，从而不满足(20)式～(21)式，铁损W10/400升高，或冷轧时发生断裂。
(第五实施例)
通过铸造钢液，制作具有表9A所示的化学组分的钢锭。在此，所谓(1)式左边，表示前述的(1)式左边的值。其后，将制作的钢锭加热至1150℃，进行热轧，以成为表9B所示的板厚的方式轧制。然后，在精轧结束后进行水冷，卷取热轧钢板。此时的精轧的最终道次的阶段的温度(最终温度)为830℃，卷取温度为500～700℃的范围。
接着，在热轧钢板中以表9B所示的条件进行热轧板退火30秒，通过酸洗除去氧化皮，以表9B所示的轧制率进行冷轧。而且，在无氧化气氛中进行中间退火，以800℃、30秒的条件进行中间退火。接着，以表9B所示的轧制率进行第二次冷轧(表皮光轧)。
接着，为了调查织构，切取钢板的一部分，将该切取的试验片减厚加工至1/2的厚度，针对该加工面，进行EBSD观察(步间隔：100nm)。通过EBSD观察，求得表8所示的种类的面积及平均KAM值。
此外，作为第二热处理，对钢板在800℃的温度下进行2小时的退火。从第二热处理后的钢板，作为测定试样，取用55mm见方的试样片。取用试样使用剪切机实施。然后，与第一实施例同样地，测定磁特性的铁损W10/400(轧制方向与宽度方向的平均值)、W15/50(C)、W15/50(L)，求得W15/50(C)/W15/50(L)。在表10中示出测定结果。
[表9A]
[表9B]
[表10]
作为发明例的No.501～No.515，均满足(3)式～(9)式，均为铁损W10/400良好的值。
工业上的可利用性
根据本发明，在平行于钢板面的截面中的特定的晶体取向的面积及面积比是适当的，因此即使在剪切加工后也能够得到优异的磁特性。因此，本发明在工业上的利用性高。

Claims (13)

1.一种无取向性电磁钢板，其特征在于，具有如下化学组分：
以质量％计，含有
Si：1.50％～4.00％、
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％、
C：0.0100％以下、
sol.Al：4.00％以下、
S：0.0400％以下、
N：0.0100％以下、
Sn：0.00％～0.40％、
Sb：0.00％～0.40％、
P：0.00％～0.40％、
Cr：0.001％～0.100％、
B：0.0000％～0.0050％、
O：0.0000％～0.0200％、以及
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0.0000％～0.0100％，
将Mn含量以质量％计设为[Mn]、将Ni含量以质量％计设为[Ni]、将Co含量以质量％计设为[Co]、将Pt含量以质量％计设为[Pt]、将Pb含量以质量％计设为[Pb]、将Cu含量以质量％计设为[Cu]、将Au含量以质量％计设为[Au]、将Si含量以质量％计设为[Si]、将sol.Al含量以质量％计设为[sol.Al]时，满足以下的(1)式，
([Mn]+[Ni]+[Co]+[Pt]+[Pb]+[Cu]+[Au])－([Si]+[sol.Al])≦0.00％···(1)
剩余部分由Fe及杂质构成，
进一步，在平行于钢板表面的面中通过EBSD观察时，将总面积设为Stot、将{100}取向晶粒的面积设为S100、将基于以下的(2)式的泰勒因子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，满足以下的(3)～(6)式，
0.20≦Styl/Stot≦0.85···(3)
0.05≦S100/Stot≦0.80···(4)
S100/Stra≧0.50···(5)
K100/Ktyl≦0.990···(6)
其中，(2)式中的表示应力矢量与晶体的滑动方向矢量成的角，λ表示应力矢量与晶体的滑动面的法线矢量成的角。
2.根据权利要求1所述的无取向性电磁钢板，其特征在于，
进一步，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时，满足以下的(7)式，
K100/Ktra＜1.010···(7)。
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，
进一步，在将{110}取向晶粒的面积设为S110时，满足以下的(8)式，
S100/S110≧1.00···(8)
其中，(8)式设为即使面积比S100/S110发散为无限大也成立。
4.根据权利要求1～3的任一项所述的无取向性电磁钢板，其特征在于，
进一步，在将{110}取向晶粒的平均KAM值设为K110时，满足以下的(9)式，
K100/K110＜1.010···(9)。
5.一种无取向性电磁钢板，其特征在于，具有如下化学组分：
以质量％计，含有
Si：1.50％～4.00％、
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％、
C：0.0100％以下、
sol.Al：4.00％以下、
S：0.0400％以下、
N：0.0100％以下、
Sn：0.00％～0.40％、
Sb：0.00％～0.40％、
P：0.00％～0.40％、
Cr：0.001％～0.100％、
B：0.0000％～0.0050％、
O：0.0000％～0.0200％、以及
Mg、Ca、Sr、Ba、Ce、La、Nd、Pr、Zn、Cd构成的组中选择的一种以上：总计0.0000％～0.0100％，
将Mn含量以质量％计设为[Mn]、将Ni含量以质量％计设为[Ni]、将Co含量以质量％计设为[Co]、将Pt含量以质量％计设为[Pt]、将Pb含量以质量％计设为[Pb]、将Cu含量以质量％计设为[Cu]、将Au含量以质量％计设为[Au]、将Si含量以质量％计设为[Si]、将sol.Al含量以质量％计设为[sol.Al]时，满足以下的(1)式，
([Mn]+[Ni]+[Co]+[Pt]+[Pb]+[Cu]+[Au])－([Si]+[sol.Al])≦0％···(1)
剩余部分由Fe及杂质构成，
进一步，在平行于钢板表面的面中通过EBSD观察时，将总面积设为Stot、将{100}取向晶粒的面积设为S100、将基于以下的(2)式的泰勒因子M高于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，满足以下的(10)～(15)式，
Styl/Stot≦0.70···(10)
0.20≦S100/S tot···(11)
S100/Stra≧0.55···(12)
K100/Ktyl≦1.010···(13)
d100/dave＞1.00···(14)
d100/dtyl＞1.00···(15)
其中，(2)式中的表示应力矢量与晶体的滑动方向矢量成的角，λ表示应力矢量与晶体的滑动面的法线矢量成的角。
6.根据权利要求5所述的无取向性电磁钢板，其特征在于，
进一步，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时，满足以下的(16)式，
K100/Ktra＜1.010···(16)。
7.根据权利要求5或6所述的无取向性电磁钢板，其特征在于，
进一步，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，满足以下的(17)式，
d100/dtra＞1.00···(17)
8.根据权利要求5～7的任一项所述的无取向性电磁钢板，其特征在于，
进一步，将{110}取向晶粒的面积设为S110时，满足以下的(18)式，
S100/S110≧1.00···(18)
在此，(18)式设为即使面积比S100/S110发散为无限大也成立。
9.根据权利要求5～8的任一项所述的无取向性电磁钢板，其特征在于，
进一步，将{110}取向晶粒的平均KAM值设为K110时，满足以下的(19)式，
K100/K110＜1.010···(19)。
10.一种无取向性电磁钢板的制造方法，是权利要求5～9的任一项所述的无取向性电磁钢板的制造方法，其特征在于，
对权利要求1～4的任一项所述的无取向性电磁钢板，以700℃～950℃的温度、1秒～100秒的条件进行热处理。
11.一种无取向性电磁钢板，其特征在于，具有如下化学组分：
以质量％计，含有
Si：1.50％～4.00％、
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％、
C：0.0100％以下、
sol.Al：4.00％以下、
S：0.0400％以下、
N：0.0100％以下、
Sn：0.00％～0.40％、
Sb：0.00％～0.40％、
P：0.00％～0.40％、
Cr：0.001％～0.100％、
B：0.0000％～0.0050％、
O：0.0000％～0.0200％、及
Mg、Ca、Sr、Ba、Ce、La、Nd、Pr、Zn、Cd构成的组中选择的一种以上：总计0.0000％～0.0100％，
将Mn含量以质量％计设为[Mn]、将Ni含量以质量％计设为[Ni]、将Co含量以质量％计设为[Co]、将Pt含量以质量％计设为[Pt]、将Pb含量以质量％计设为[Pb]、将Cu含量以质量％计设为[Cu]、将Au含量以质量％计设为[Au]、将Si含量以质量％计设为[Si]、将sol.Al含量以质量％计设为[sol.Al]时，满足以下的(1)式，
([Mn]+[Ni]+[Co]+[Pt]+[Pb]+[Cu]+[Au])－([Si]+[sol.Al])≦0％···(1)
剩余部分由Fe及杂质构成，
并且，在平行于钢板表面的面中通过EBSD观察时，在将总面积设为Stot、将{100}取向晶粒的面积设为S100、将基于以下的(2)式的泰勒因子M高于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高于2.8的取向晶粒的平均晶体粒径设为dtyl的情况下，满足以下的(20)～(24)式，
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，(2)式中的表示应力矢量与晶体的滑动方向矢量成的角，λ表示应力矢量与晶体的滑动面的法线矢量成的角。
12.根据权利要求11所述的无取向性电磁钢板，其特征在于，
进一步，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，满足以下的(25)式
d100/dtra≧0.95···(25)。
13.一种无取向性电磁钢板的制造方法，其特征在于，
对权利要求1～9的任一项所述的无取向性电磁钢板，以950℃～1050℃的温度、1秒～100秒的条件，或者以700℃～900℃的温度、超过1000秒的条件进行热处理。
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