CN117062929A - 无取向性电磁钢板 - Google Patents

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Abstract

本发明的无取向性电磁钢板是能够产生α‑γ相变的化学组成，其化学组成如下：以质量％计，含有C：0.0100％以下、Si：1.50％～4.00％、sol.Al：0.0001％～1.0％、S：0.010％以下、N：0.010％以下、至少含有总计为2.5％～5.0％的从由Mn、Ni、Cu构成的组中选择的一种以上，剩余部分由Fe及杂质构成，在将{411}取向晶粒的平均粒径记为d411、将{111}取向晶粒的平均粒径记为d111时，d411/d111≧1.10。

Description

无取向性电磁钢板
技术领域
本公开涉及无取向性电磁钢板。
本申请基于2021年4月2日于日本申请的特愿2021-063652号来主张优先权，并将其内容援引于此。
背景技术
电磁钢板用作电机设备的芯(铁芯)的原材料。电机设备例如是搭载于热力机车的驱动电机、以空调及冰箱用为代表的各种压缩机用电机、以及家庭用或工业用的发电机等。在这些电机设备中，要求高能量效率、小型化以及高输出化。因此，对于用作电机设备的芯的电磁钢板，要求低铁损及高磁通密度。作为解决方案有织构控制，到目前为止。提出了以下技术：在钢板板面内具有易磁化轴，有利于提高磁特性，并且通过作为钢板制造的必须工序的热轧和冷轧中的轧制加工而能够比较容易地使提高集聚的组织(α纤维)发达。具体而言，提出了使<110>取向与轧制方向(RD)大致平行的组织发达的技术。
专利文献1～3均公开了使{100}<011>取向发达的方法，记载了降低相变温度，在热轧后进行骤冷而使组织微细化。
具体而言，专利文献1中记载了以下方法：在热轧后3秒以内以200℃/sec以上的冷却速度冷却至250℃以下，在热轧与冷轧之间不进行退火而将冷轧中的累积压下率设为88％以上。由此，专利文献1中记载了由此能够制造在钢板板面上集聚于{100}<011>取向的电磁钢板。
另外，专利文献2中公开了含有0.6质量％以上且3.0质量％以下的Al的电磁钢板的制造方法，记载了通过与专利文献1中记载的方法同样的工序，能够制造在钢板板面上集聚于{100}<011>取向的电磁钢板。
另一方面，专利文献3中记载了以下方法：将热轧中的精轧温度设为Ac3相变点以上，在热轧后3秒以内将钢板温度冷却至250℃，或将精轧温度设为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中记载的制造方法是隔着中间退火进行两次冷轧的方法，在热轧与第一次冷轧之间不进行退火，在第二次冷轧中将累积压下率设为5～15％。专利文献3中记载了由此能够制造在钢板板面上集聚于{100}<011>取向的电磁钢板。
专利文献1～3中记载的任意一种方法在制造在钢板板面上集聚于{100}<011>取向的电磁钢板时，在将热轧中的精轧温度设为Ac3点以上的情况下，都需要之后的骤冷。若进行骤冷则热轧后的冷却负荷变高。考虑操作稳定性的情况下，优选能够抑制实施冷轧的轧机的负荷。
另一方面，还提出了为了提高磁特性而使从{100}面旋转20°的{411}面发达的技术。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，记载了使热轧板中的粒径优化或强化热轧板的织构中的α纤维的方法。
具体而言，专利文献4中记载了以下方法：对{211}面的集聚度比{411}面的集聚度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，能够制造在钢板板面上集聚于{411}面的电磁钢板。
另一方面，专利文献5和6中记载了以下方法：设为板坯加热温度为700℃以上1150℃以下、精轧的开始温度为650℃以上850℃以下、精轧的结束温度为550℃以上800℃以下，进而，将冷轧中的累积压下率设为85～95％。由此，能够制造在钢板板面上集聚于{100}面和{411}面的电磁钢板。
另一方面，专利文献7中记载了以下方法：通过薄带连铸法等在热轧卷材的钢板中使α纤维发达至钢板表层附近，在之后的热轧板退火中使{h11}<1/h12>取向、特别是使{100}<012>～{411}<148>取向再结晶。
在先技术文献
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
本发明人等对上述技术进行了研究，判明了在想要按照专利文献1～3对{100}<011>取向进行强化来改善磁特性时，存在需要热轧之后的骤冷，制造负荷高这一问题。进而，认识到在将强化了{100}<011>取向的钢板用作铆接芯的原材料的情况下，有时无法从原材料得到期待的程度的铁芯特性。对该原因进行研究的结果，认为是{100}<011>取向在相对于应力的磁特性的变化、具体而言在压缩应力作用时的磁特性的劣化(应力敏感性)变大。
另外，在专利文献4～7的技术中，判明了虽然{411}面发达，但向面内取向的<011>面的集聚弱，作为α纤维的特征的从钢板轧制方向起45°方向的磁特性未充分提高。面内取向与<011>面不一致、即从α纤维的偏移大成为阻碍向作为面取向的{411}面集聚的主要原因，也认为有可能成为磁特性未充分提高的原因。
进而，在磁特性中，关于铁损，为了低铁损化而进行了板厚的薄化。但是，由于板厚的薄化会导致电机的生产效率降低，作为维持板厚并降低铁损的方法，对有利于通过织构控制而提高磁特性的{100}面的发达进行了研究。在现有技术中，通过超过95％的高压下率的冷轧或十几小时的真空退火这样的特殊的工艺使其发达，在工业生产中要求降低成本。
本发明鉴于上述问题而完成，其目的在于，提供一种能够抑制制造负荷且具有包含应力敏感性及45°方向特性的优异的磁特性的无取向性电磁钢板。
用于解决技术问题的技术手段
为了解决上述课题，本发明人等进行了深入研究。其结果，明确了使化学组成、热轧后的粒径、冷轧中的压下率优化是有效的。具体而言，将α-γ相变系的化学组成作为前提，在通过规定的条件进行的热轧后，在规定的条件下进行冷却而使粒径优化，以规定的压下率进行冷轧，将中间退火的温度控制在规定的范围内，在以适当的压下率实施第二次冷轧(表皮光轧)后实施退火，由此，使通常难以发达的{411}<011>取向的晶粒容易发达是有效的。本发明人等基于这样的见解进一步反复深入研究，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，
具有以下化学组成：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构成的组中选择的一种以上：总计为2.5％～5.0％、Co：0.0％～1.0％、
Sn：0.00％～0.40％、
Sb：0.00％～0.40％、
P：0.000％～0.400％、
从由Mg、Ca、Sr、Ba、Ce、La、Nd、Pr、Zn及Cd构成的组选择的一种以上：总计为0.000％～0.010％，
在将Mn含量以质量％计记为[Mn]、将Ni含量以质量％计记为[Ni]、将Cu含量以质量％计记为[Cu]、将Si含量以质量％计记为[Si]、将sol.Al含量以质量％计记为[sol.Al]、将P含量以质量％计记为[P]时，满足以下式(1)，
(2×[Mn]+2.5×[Ni]+[Cu])－([Si]+2×[sol.Al]+4×[P])≧1.5％…(1)，
剩余部分由Fe及杂质构成；
在将{411}晶粒的平均粒径记为d411、将{111}晶粒的平均粒径记为d111的情况下，d411/d111≧1.10。
发明效果
根据本发明的上述方案，能够提供一种能够抑制制造负荷且具有包含应力敏感性及45°方向特性的优异的磁特性的无取向性电磁钢板。
具体实施方式
以下，对本发明的实施方式进行详细说明。
以下，对本发明的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以及用于无取向性电磁钢板的制造的冷轧钢板的化学组成进行说明。在以下说明中，作为无取向性电磁钢板或钢板中含有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％”。另外，使用“～”表示的数值范围意味着将“～”的前后所记载的数值作为下限值和上限值而包含的范围。“小于”或“超过”所示的数值，该值不包含在数值范围内。
本实施方式的无取向性电磁钢板、冷轧钢板以及钢材是能够产生铁素体－奥氏体相变(以下，称为α-γ相变)的化学组成。具体而言，具有以下化学组成：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构成的组中选择的一种以上：总计为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构成的组选择的一种以上：总计为0.000％～0.010％，剩余部分由Fe及杂质构成。进而，Mn、Ni、Cu、Si、sol.Al以及P的含量满足后面说明的条件。
作为杂质，可例示矿石或废料等原材料中所含的杂质、制造工序中所含的杂质、或者在不对本实施方式的无取向性电磁钢板的特性造成不良影响的范围内容许的杂质。
(C：0.0100％以下)
C析出微细的碳化物而阻碍晶粒生长，从而提高无取向性电磁钢板的铁损或引起磁时效。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。优选为0.0050％以下、0.0030％以下、0.0020％以下。
此外，C含量的下限没有特别限定，也可以是0％。但是，在实际的无取向性电磁钢板中使C含量为0％在精炼技术上是困难的，因此C含量可以超过0％。基于精炼时的脱碳处理的成本，C含量优选设为0.0005％以上。
(Si：1.5％～4.0％)
Si使无取向性电磁钢板的电阻增大、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。优选为2.0％以上、2.4％以上。
另一方面，Si含量超过4.0％时，无取向性电磁钢板的磁通密度降低、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4.0％以下。优选为3.5％以下、3.0％以下。
(sol.Al：0.0001％～1.000％)
sol.Al使无取向性电磁钢板的电阻增大、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。sol.Al含量小于0.0001％时，无法充分得到这些作用效果。另外，sol.Al还具有炼钢工序中的脱硫促进效果。因此，sol.Al含量设为0.0001％以上。优选为0.001％以上、0.005％以上。
另一方面，sol.Al含量超过1.000％时，无取向性电磁钢板的磁通密度降低、或屈服比降低而冲裁加工性降低。因此，sol.Al含量设为1.000％以下。优选为0.800％以下、0.500％以下、0.200％以下。
另外，sol.Al含量在0.010％～0.100％的范围时，因AlN析出而阻碍晶粒生长导致的铁损劣化量大，因此优选避开该含量范围。
此外，在本实施方式中，sol.Al是指酸可溶性Al，表示以固溶状态存在于钢中的固溶Al。
(S：0.0100％以下)
S是即使不有意地含有，有时在钢中也含有的元素。S通过析出微细的MnS而阻碍中间退火中的再结晶以及最终退火中的晶粒的生长。因此，S含量越低越好。因这样的再结晶以及粒径生长的阻碍而产生的、无取向性电磁钢板的铁损的增加以及磁通密度的降低，在S含量超过0.0100％时显著。因此，S含量设为0.0100％以下。优选为0.0050％以下、0.0020％以下。
此外，S含量的下限没有特别限定，也可以是0％。但是，基于精炼时的脱硫处理的成本，优选设为0.0003％以上。更优选为0.0005％以上。
(N：0.0100％以下)
N通过形成TiN或AlN等微细的析出物而使无取向性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％的情况下无取向性电磁钢板的磁特性的劣化显著。因此，N含量设为0.0100％以下。优选为0.0050％以下、0.0030％以下。
此外，N含量的下限没有特别限定，也可以是0％。但是，基于精炼时的脱氮处理的成本，优选设为0.0005％以上、更优选设为0.0010％以上。
(从由Mn、Ni及Cu构成的组中选择的一种以上：总计为2.5％～5.0％)
因为Mn、Ni及Cu是产生α-γ相变所必须的元素，因此需要含有总计为2.5％以上的这些元素的一种以上。此外，不需要含有Mn、Ni及Cu的全部，也可以仅含有这些元素中的一种，其含量为2.5％以上。Mn、Ni及Cu的含量的总计优选为2.8％以上、3.0％以上、3.7％以上。
另一方面，这些元素的含量若总计超过5.0％，则有时合金成本增加且无取向性电磁钢板的磁通密度降低。因此，这些元素的含量以总计设为5.0％以下。优选为4.0％以下。
在本实施方式中，作为能够产生α-γ相变的条件，无取向性电磁钢板的化学组成进而满足以下条件。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Cu含量以质量％计记为[Cu]、将Si含量以质量％计记为[Si]、将sol.Al含量以质量％计记为[sol.Al]、将P含量以质量％计记为[P]时，以质量％记，满足以下式(1)，
(2×[Mn]+2.5×[Ni]+[Cu])－([Si]+2×[sol.Al]+4×[P])≧1.5％…(1)。
在不满足上述式(1)的情况下，由于不会产生α-γ相变，因此无取向性电磁钢板的磁通密度降低。式(1)的左边优选为2.00％以上、3.00％以上、3.40％以上。
式(1)的左边的上限没有特别限定，但也可以为10.00％以下、6.00％以下、5.00％以下。
(Co：0.0％～1.0％)
Co是为了产生α-γ相变而有效的元素，所以也可以根据需要而含有。但是，若过剩含有Co，则有时合金成本增加且无取向性电磁钢板的磁通密度降低。因此，Co含量设为1.0％以下。优选为0.5％以下。
此外，Co含量也可以为0.0％。但是，为了稳定地产生α-γ相变，优选将Co含量设为0.01％以上、更优选设为0.1％以上。
(Sn：0.00％～0.40％、Sb：0.00％～0.40％)
Sn、Sb改善冷轧、再结晶后的织构，使无取向性电磁钢板的磁通密度提高。因此，也可以根据需要而含有这些元素，但过剩含有则使钢脆化。因此，Sn含量和Sb含量均设为0.40％以下。优选均为0.20％以下。
此外，Sn含量和Sb含量也可以都是0.0％。但是，在要像上述那样赋予无取向性电磁钢板的磁通密度的提高效果的情况下，优选将Sn含量和Sb含量设为0.02％以上。
(P：0.000％～0.400％)
可以为了确保晶粒生长后(最终退火后)的无取向性电磁钢板的硬度而含有P，但过剩含有会导致钢的脆化。因此，P含量设为0.400％以下。优选为0.100％以下、0.050％以下。
P含量的下限没有特别限定，可以设为0.000％、也可以设为0.005％以上或0.010％以上。在要赋予磁特性提高等进一步的效果的情况下，P含量优选设为0.020％以上。
(从由Mg、Ca、Sr、Ba、Ce、La、Nd、Pr、Zn及Cd构成的组选择的一种以上：总计为0.000％～0.010％)
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”。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，难以阻碍中间退火等退火中的再结晶以及晶粒的生长。作为结果，在无取向性电磁钢板中能够适当地控制平均晶体粒径，因此也可以根据需要而含有粗大析出物生成元素。为了充分得到上述作用效果，优选粗大析出物生成元素的含量的总计为0.0005％以上。更优选为0.001％以上、0.004％以上。
但是，粗大析出物生成元素的含量的总计若超过0.010％，则硫化物或氧硫化物或这二者的总量过剩，阻碍中间退火等退火中的再结晶以及晶粒的生长。因此，粗大析出物生成元素的含量以总计设为0.010％以下。优选为0.007％以下。
接着，对本实施方式的无取向性电磁钢板的具有特定取向的晶粒(特定取向晶粒)的平均粒径的测定方法进行说明。特定取向晶粒的平均粒径使用OIM Analysis7.3(TSL公司制)，通过采用以下测定条件的电子背散射衍射法(EBSD：Electron Back ScatteringDiffraction)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)。从测定区域中，提取作为目标的特定取向晶粒(公差设定为10°，以下记为裕度10°以内)。然后，通过分析软件将所提取的特定取向晶粒的粒径作为当量圆直径而求出。求出一个测定区域(视野)内的所有特定取向晶粒的粒径，将其个数平均作为特定取向晶粒的平均粒径。
在本实施方式的无取向性电磁钢板中，在将设为裕度10°以内、通过EBSD进行测定时的{411}晶粒的平均粒径记为d411、{111}晶粒的平均粒径记为d111的情况下，d411/d111≧1.10。若d411/d111小于1.10，则在无取向性电磁钢板中不能得到优异的磁特性。因此，d411/d111≧1.10。优选为d411/d111≧1.12。
d411/d111的上限没有特别限定，但d411/d111也可以为1.30以下、1.20以下或1.18以下。
此外，求出特定取向晶粒的平均粒径的测定条件的详细如下。
·测定装置：使用SEM的型号“JSM-6400(JEOL公司制造)”、EBSD检测器的型号“HIKARI(TSL公司制造)”
·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(宽度方向)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)
此外，可以通过研磨进行减厚而使板厚1/2部露出。
·测定区域：L方向1000μm以上且C方向1000μm以上的区域
另外，本实施方式的无取向性电磁钢板在通过EBSD进行测定时，优选在Φ＝20°中/>具有最大强度，且在/>Φ＝0～90°中Φ＝5～35°具有最大强度。在/>Φ＝20°中/> 具有最大强度与在{411}<uvw>取向中{411}<011>取向附近具有最大强度同义。如果满足该条件，则{411}<011>取向能够适当地进行晶粒生长，{411}晶粒的平均粒径大。{411}<011>取向与{411}<148>取向等相比，45°方向磁特性优异。此外，若在/>Φ＝20°中/> 具有最大强度，则{411}<148>取向附近具有最大强度，因此不优选。
若在Φ＝20°中/>具有最大强度则更优选。
另一方面，在通过EBSD进行测定时，在Φ＝0～90°中Φ＝5～35°具有最大强度与在{hkl}<011>取向中{411}<011>取向附近具有最大强度同义。如果满足该条件，则{411}<011>取向能够适当地进行晶粒生长，{411}晶粒的平均粒径大。{411}<011>取向磁特性优异，且与{100}<011>取向相比应力敏感性低，因此在铆接芯等中的磁特性的劣化少。此外，若在/>Φ＝0～90°中Φ＝0～3°具有最大强度，则{100}<011>取向附近具有最大强度，因此不优选。
若在Φ＝0～90°中Φ＝20～30°具有最大强度则更优选。
在此，对无取向性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EBSD的测定区域中，使用OMI Analysis7.3，按以下条件制作取向分布函数(ODF：Orientation Distribution Function)。然后，输出制作的ODF的数据，将在特定取向范围(以Φ的角度规定范围)内ODF值成为最大的值之处作为最大强度。
另外，对无取向性电磁钢板的特定取向的ODF强度的判定方法进行说明。在EBSD的测定区域中，使用OMI Analysis7.3，按以下条件制作ODF。然后，输出制作的ODF的数据，将特定取向(以Φ的角度规定范围)的ODF值作为ODF强度。
此外，ODF的制作条件的详细如下。
·Series Rank[L](系列秩[L])：16
·Gaussian Half-Width[degrees](高斯半宽[度])：5
·Sample Symmetry(样品对称性)：Triclinic(None)(三斜晶系(无))
·Bunge Euler Angles(欧拉角)：Φ＝0～90°
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板厚没有特别限定。本实施方式的无取向性电磁钢板的优选的板厚为0.25～0.5mm。通常，如果板厚变薄，则铁损降低，但磁通密度也降低。基于这一点，若板厚为0.25mm以上，则铁损更低且磁通密度更高。另外，若板厚为0.5mm以下，则能够维持低铁损。板厚的更优选的下限值为0.3mm。
上述的本实施方式的无取向性电磁钢板的特征是通过进行最终退火而制造的无取向性电磁钢板的特征。
以下，对进行最终退火之前(且进行了表皮光轧之后)的无取向性电磁钢板的特征进行说明。
表皮光轧后(最终退火前)的无取向性电磁钢板具有以下说明的GOS(GrainOrientation Spread：晶粒取向散布)值。在此，GOS值是将同一晶粒内的所有测定点(像素)间的取向差进行平均而得到的值，在应变多的晶粒中GOS值变高。在表皮光轧后的无取向性电磁钢板中，若GOS值的个数平均值Gs小、即为低应变状态，则在下一工序的最终退火中，容易发生由膨胀引起的晶粒生长。因此，表皮光轧后的GOS值的个数平均值Gs优选为3.0以下。
另一方面，若GOS值的个数平均值Gs小于0.8则应变量过小，由膨胀引起的晶粒生长所需的最终退火时间变长。因此，表皮光轧后的GOS值的个数平均值Gs优选为0.8以上。
在此，对无取向性电磁钢板的GOS值的计算方法进行说明。通过使用测定上述特定取向晶粒的平均粒径时的EBSD数据，用OIM Analysis7.3进行分析，求出GOS值的个数平均值。由此，得到Gs。
另外，在表皮光轧后(最终退火前)的无取向性电磁钢板中，α纤维率越大则最终退火后的磁特性越占优势。在此，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EBSD的测定区域中，使用OMIAnalysis7.3，提取具有{hkl}<011>取向的晶体取向的晶粒(裕度10°以内)。将所提取的晶粒的面积除以测定区域的面积，求出百分率。将该百分率作为α纤维率。
在表皮光轧后(最终退火前)的无取向性电磁钢板中，α纤维率优选为20％以上。更优选为25％以上。
另外，在表皮光轧后(最终退火前)的无取向性电磁钢板中，将{100}<011>取向的ODF强度设为15以下。在此，{100}<011>取向的ODF强度是使用测定特定取向晶粒的平均粒径时的EBSD数据而制作的ODF的Φ＝0°的ODF值。{411}<011>取向在磁特性上优异，且与{100}<011>取向相比应力敏感性低，因此在铆接芯等中的磁性劣化少。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，能够强化接下来的最终退火后的{411}<011>取向。
本实施方式的无取向性电磁钢板通过形成芯而能够广泛应用于要求磁特性(高磁通密度及低铁损)的用途。芯的用途例如如下所述。
(A)用于电机设备的伺服马达、步进电机、压缩机
(B)用于电动车辆、混合动力车辆的驱动电机，在此，车辆包括汽车、摩托车、铁道等。
(C)发电机
(D)各种用途的铁芯、扼流线圈、电抗器
(E)电流传感器、等
本实施方式的无取向性电磁钢板也能够用于上述(A)～(E)的用途以外的用途。本实施方式的无取向性电磁钢板特别适合作为以从钢板的轧制方向起倾斜45°的方向(45°方向)为芯的主要磁化方向的方式设计的分割铁芯。另外，本实施方式的无取向性电磁钢板适合用于被应用于1000Hz以上的高频域的电动车辆或混合动力车辆的驱动电机的分割铁芯等。
以下，对本实施方式的无取向性电磁钢板的制造方法的一个示例进行说明。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)以及最终退火。
在热轧中，对满足上述化学组成的钢材实施热轧而制造热轧板。热轧工序具备加热工序和轧制工序。
钢材例如是通过通常的连续铸造而制造的板坯，上述化学组成的钢材用公知的方法制造。例如，通过转炉或电炉等制造钢水。利用脱气设备等对所制造的钢水进行二次精炼，制成具有上述化学组成的钢水。使用钢水通过连续铸造法或铸锭法铸造板坯。也可以对铸造的板坯进行开坯轧制。
在加热工序中，优选将具有上述的化学组成的钢材加热至1000～1200℃。具体而言，将钢材装入加热炉或均热炉，在炉内进行加热。加热炉或均热炉中的上述加热温度下的保持时间没有特别限定，例如为30～200小时。
在轧制工序中，对通过加热工序进行加热后的钢材，实施多个道次的轧制，制造热轧板。在此，“道次”是指钢板通过具有一对工作辊的一个轧机机架而受到压下。热轧例如可以使用包括排成一列的多个轧机机架(各轧机机架具有一对工作辊)的串列式轧机实施串列式轧制，并实施多个道次的轧制，也可以实施具有一对工作辊的反向轧制，并实施多个道次的轧制。从生产率的观点出发，优选使用串列式轧机实施多个轧制道次。
轧制工序(粗轧和精轧)中的轧制在γ域(Ar1点以上)的温度下进行。即，以通过精轧的最终道次时的温度(精轧温度FT(℃))成为Ar1点以上的方式进行热轧。在精轧温度FT(℃)小于Ar1点的情况下，最终得到的无取向性电磁钢板的平均粒径比(d411/d111)变小，磁通密度B50(45°方向)、铁损W10/400以及铁损劣化率有可能劣化。因此，在轧制工序中，以精轧温度FT(℃)成为Ar1点以上的方式进行热轧。为了充分提高平均粒径比(d411/d111)，优选将精轧温度FT(℃)设为840°以上。
另外，优选以精轧温度FT成为Ac3点以下的方式进行热轧。通过以精轧温度FT成为Ac3点以下的方式进行热轧，与后面说明的冷却等相结合能够适当地向晶粒内导入应变，结果，能够使{411}<011>取向晶粒发达。若精轧温度FT超过Ac3，则不能适当地向晶粒内导入应变，结果，有时不能使{411}<011>取向晶粒发达。
此外，Ar1点能够根据以1℃/秒的平均冷却速度进行冷却中的钢板的热膨胀变化来求出。另外，Ac3点、后面说明的Ac1点能够根据以1℃/秒的平均加热速度进行加热中的钢板的热膨胀变化来求出。
在此，精轧温度FT是指在热轧工序中的上述轧制工序中，进行最终道次的压下的轧机机架出口侧的钢板的表面温度(℃)。精轧温度FT例如能够通过设置于进行最终道次的压下的轧机机架出口侧的测温计进行测温。此外，精轧温度FT例如是指，在将钢板全长在轧制方向上10等分而分成10个分区的情况下，除去前端的一个分区和后端的一个分区的部分的测温结果的平均值。
之后，通过轧制工序后的冷却从奥氏体向铁素体的相变，由此以高应变得到适度微细的晶粒。作为冷却条件，在通过精轧的最终道次后0.10秒之后开始冷却，以3秒后热轧板的表面温度成为300℃以上Ar1点以下的方式进行冷却。在此，在本实施方式中，不优选在热轧后立即进行骤冷。在此所说的热轧板的立即骤冷(立即骤冷)是指在通过精轧的最终道次后0.10秒以内开始水冷，或3秒后的热轧板的表面温度成为小于300℃的冷却。这样的立即骤冷在精轧后不进行空冷，而能够通过以对精轧的最终道次的工作辊施加水的方式进行水冷来进行。在本实施方式中，由于不进行这样的立即骤冷，因此不需要特殊的骤冷装置，在制造成本方面也具有优点。另外，通过进行不是上述这样的立即骤冷的冷却，能够制成不过度微细化的适当的晶体粒径，之后通过实施冷轧，在中间退火后α纤维发达，在之后的表皮光轧、最终退火后能够使通常难以发达的{411}<011>取向发达。
此外，热轧工序后的冷却中的冷却停止温度没有特别限定，从保持应变量的观点出发，优选设为500℃以下的温度范围。
另外，推测热轧板的织构若进行立即骤冷则成为未再结晶奥氏体相变的组织，若进行不是立即骤冷的冷却则成为部分再结晶奥氏体发生了相变的组织。在精轧后进行立即骤冷的情况下，在之后的最终退火后的组织中集聚于{100}<011>取向，在精轧后进行不是立即骤冷的冷却的情况下，在之后的最终退火后的组织中集聚于{411}<011>取向。因此，认为为了强化{411}<011>取向，重要的是使部分再结晶奥氏体发生相变。
在此，作为冷却条件，优选设为冷轧前的热轧板中的平均晶体粒径为3～10μm的条件。若晶粒过度粗大化，则在冷轧、中间退火后α纤维难以发达，有时无法得到期望的平均粒径比(d411/d111)。另外，若过度微细化，则无法得到期望的平均粒径比(d411/d111)。因此，为了使冷轧前的热轧板中的平均晶体粒径为3～10μm，优选通过精轧的最终道次后在3秒以内成为Ar1点以下的温度。粒径的测定方法例如通过切断法进行测定。
另外，通过精轧的最终道次后3秒后的热轧板的表面温度通过以下方法进行测定。在无取向性电磁钢板的热轧设备生产线中，在热轧机的下游配置有冷却装置和输送生产线(例如输送辊)。在热轧机的实施最终道次的轧机机架的出口侧配置有测定热轧板的表面温度的测温计。另外，在配置于轧机机架的下游的输送辊上，也沿输送生产线排列有多个测温计。冷却装置配置于实施最终道次的轧机机架的下游。在水冷装置的入口侧配置有测温计。冷却装置例如可以是公知的水冷装置，也可以是公知的强制空冷装置。优选的是，冷却装置是水冷装置。水冷装置的冷却液可以是水，也可以是水和空气的混合流体。
热轧板的表面温度用配置于热轧设备生产线的测温计进行测定。然后，求出通过精轧的最终道次后3秒后的温度。
之后，不进行热轧板退火而进行卷取，对热轧板进行冷轧。此外，在此所说的热轧板退火是指例如对热轧板进行的加热温度为800～1100℃的温度范围的热处理。热轧板退火时的加热温度下的保持时间例如为1分钟以上。
若进行热轧板退火，则不能适当地控制晶粒内的应变，作为结果不能使{411}<011>取向晶粒生长至期望的粒径，因此不优选。
对于热轧板，不实施热轧板退火，而对热轧板进行冷轧。冷轧例如可以使用包括排成一列的多个轧机机架(各轧机机架具有一对工作辊)的串列式轧机实施串列式轧制，并实施多个道次的轧制。另外，也可以实施利用具有一对工作辊的森吉米尔式轧机等进行的反向轧制，并实施一个道次或多个道次的轧制。从生产率的观点出发，优选使用串列式轧机实施多个道次的轧制。
在冷轧中，在冷轧途中不实施退火处理地实施冷轧。例如，在实施反向轧制，并通过多个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而实施多个道次的冷轧。此外，也可以使用反向式的轧机，仅通过一个道次实施冷轧。另外，在实施使用串列式的轧机的冷轧的情况下，以多个道次(各轧机机架中的道次)连续实施冷轧。
此外，在为了防止脆性裂纹而进行冷轧途中的退火的情况下，大多在其前后进行压下率小(例如10％左右)的冷轧。因此，在此所说的“冷轧途中的退火”与本实施方式中的在表皮光轧前进行的“中间退火”，能够通过退火前后的冷轧的压下率之差进行区分。另外。在通过冷轧两次法等进行冷轧间的退火的情况下，大多在该退火后进行压下率高(例如40％左右)的冷轧。因此，在此所说的“冷轧间的退火”与本实施方式中的在表皮光轧前进行的“中间退火”，能够通过之后进行的冷轧的压下率进行区分。
在本实施方式中，优选将冷轧的压下率RR1(％)设为75～95％。在此，压下率RR1如下定义。
压下率RR1(％)＝(1－冷轧中的最终道次的轧制后的板厚/冷轧中的第一道次的轧制前的板厚)×100
若冷轧结束，则接下来进行中间退火。在本实施方式中，优选将中间退火温度T1(℃)控制在Ac1点以下。若中间退火的温度超过Ac1点，则钢板的组织的一部分相变为奥氏体，钢板中的应变过度降低。此外，若中间退火的温度过低，则不发生再结晶，在接下来的表皮光轧和最终退火时{411}<011>取向晶粒无法充分生长，有时无取向性电磁钢板的磁通密度不会变高。因此，中间退火温度T1(℃)优选为600℃以上。
在此，中间退火温度T1(℃)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配置于退火炉提取口的测温计测定。
此外，中间退火工序中的在中间退火温度T1下的保持时间可以是本领域技术人员公知的时间。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下的保持时间并不限定于此。另外，至中间退火温度T1的升温速度也可以是公知的条件。至中间退火温度T1的升温速度例如为10.0～20.0℃/秒，但至中间退火温度T1的升温速度并不限定于此。
中间退火时的气氛没有特别限定，但中间退火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)。中间退火后的钢板的冷却速度没有特别限定，冷却速度例如为5.0～60.0℃/秒。
若在以上这样的条件下结束至中间退火，则所得到的冷轧钢板通过EBSD进行测定时的α纤维率(裕度10°以内)成为15％以上。为了像这样在表皮光轧前的阶段使α纤维率(裕度10°以内)为15％以上，设为α-γ相变系的化学组成(Mn、Ni、Cu的γ形成元素为高浓度的化学组成)、并将从热轧到中间退火设为上述条件是有效的，特别是控制精轧后的冷却条件是有效的。通过从部分再结晶奥氏体相变为铁素体，对热轧后的平均晶体粒径为3～10μm的热轧板进行冷轧，之后进行中间退火，容易生成{411}<011>取向的α纤维会发达。如上述那样，在精轧后进行立即骤冷则成为未再结晶奥氏体发生了相变的组织，不会成为部分再结晶奥氏体相变后的组织。
通过对由上述方法制造的冷轧钢板在后面说明的条件下进行表皮光轧、进而进行最终退火，能够得到本实施方式的无取向性电磁钢板。
中间退火结束时，接着进行表皮光轧。具体而言，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的森吉米尔式轧机为代表的反向轧机或串列式轧机。
在表皮光轧中，在途中不实施退火处理地实施轧制。例如，在实施反向轧制，并通过多个道次实施表皮光轧的情况下，在道次之间不夹着退火处理而实施多次轧制。此外，也可以使用反向式的轧机，仅以一个道次实施表皮光轧。另外，在实施使用串列式的轧机的表皮光轧的情况下，以多个道次(各轧机机架中的道次)连续实施轧制。
如上所述，在本实施方式中，在通过热轧和冷轧向钢板导入应变后，通过中间退火使导入到钢板的应变暂时降低。然后，实施表皮光轧。由此，通过冷轧使过剩地导入的应变在中间退火中降低，并且通过实施中间退火，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，使具有{411}<011>取向的晶体取向的晶粒残留。然后，在表皮光轧中向钢板中的各晶粒导入适当的应变量，在下一工序的最终退火中，成为容易发生由膨胀引起的晶粒生长的状态。
在本实施方式中，将表皮光轧的压下率RR2设为5～20％。在此，压下率RR2如下定义。
压下率RR2(％)＝(1－表皮光轧中的最终道次的轧制后的板厚/表皮光轧中的第一道次的轧制前的板厚)×100
在此，若压下率RR2小于5％则应变量过小，由膨胀引起的晶粒生长所需的最终退火时间变长。另外，若压下率RR2超过20％则应变量过大，不会引起膨胀而引起通常的晶粒生长，在最终退火中{411}<148>或{111}<011>生长。因此，将压下率RR2设为5～20％。
表皮光轧中的道次次数可以是仅一个道次(即，仅一次轧制)，也可以是多个道次的轧制。
通过如上述那样在α-γ相变系的化学组成的钢板中通过中间退火进行再结晶，在以上那样的条件下进行表皮光轧，由此得到上述的GOS值以及α纤维率。
在表皮光轧后，在将最终退火温度T2设为750℃以上Ac1点以下的温度范围、且将在该温度范围内的保持时间(最终退火时间Δt2)设为2小时以上的条件下实施最终退火。在最终退火温度T2(℃)小于750℃的情况下，无法充分引起由膨胀引起的晶粒生长。在这种情况下，{411}<011>取向的集聚度降低。另外，在最终退火温度T2超过Ac1点时，钢板的组织的一部分相变为奥氏体，不会发生由膨胀引起的晶粒生长，无法得到期望的平均粒径比(d411/d111)。另外，在最终退火时间Δt2小于2小时的情况下，即使最终退火温度T2为750℃以上Ac1点以下，也无法充分发生由膨胀引起的晶粒生长，{411}<011>取向的集聚度降低。此外，最终退火的退火时间的上限没有特别限定，但由于即使最终退火时间Δt2超过10小时效果也饱和，因此优选的上限为10小时。
在此，最终退火温度T2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配置于退火炉提取口的测温计测定。
此外，最终退火工序中的至最终退火温度T2的升温速度TR2可以是本领域技术人员公知的升温速度。在此，保持时间Δt2是指钢板的表面温度成为最终退火温度T2后的保持时间。
最终退火工序中的至最终退火温度T2的优选的升温速度TR2为0.1℃/秒以上小于10.0℃/秒。若升温速度TR2为0.1℃/秒以上小于10.0℃/秒，则充分地引起由膨胀引起的晶粒生长。在这种情况下，{411}<011>晶体取向的集聚度进一步提高，板厚中央位置处的ND面的晶粒也更不易产生偏差。
升温速度TR2通过以下方法求出。在具有上述化学组成，实施上述热轧至表皮光轧而得到的钢板上安装热电偶，制成样品钢板。对安装了热电偶的样品钢板实施升温，测定从开始升温到达到最终退火温度T2为止的时间。基于测定到的时间，求出升温速度TR2。
最终退火工序中的最终退火温度T2下的保持时间Δt2为2小时以上。若保持时间Δt2为2小时以上，则因膨胀而充分引起{411}<110>晶粒的晶粒生长。在这种情况下，{411}<011>晶体取向的集聚度进一步提高，板厚中央位置处的ND面的晶粒也更不易产生偏差。保持时间Δt2的下限为2小时以上、优选为3小时以上。如上述那样，保持时间Δt2的优选的上限为10小时以下、进一步优选为5小时以下。
最终退火工序时的气氛没有特别限定。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没有特别限定。冷却速度例如为5～20℃/秒。
此外，在本实施方式的无取向性电磁钢板的制造方法中，也可以不进行上述的最终退火。即，本实施方式的无取向性电磁钢板也可以是将表皮光轧后的无取向性电磁钢板出货的形态。在这种情况下，例如，也可以是，在钢板制造公司进行到表皮光轧为止的工序，在作为出货目的地的铁芯制造公司进行无取向性电磁钢板的冲裁或层叠，之后替代最终退火而进行去应力退火。此时的去应力退火也可以在将退火温度设为750℃以上Ac1点以下的温度范围、将退火时间设为2小时以上的条件下进行。
能够如以上这样制造本实施方式的无取向性电磁钢板。
本实施方式的无取向性电磁钢板的制造方法并不限定于上述制造工序。
例如，上述制造工序中，可以在热轧后且冷轧前实施喷丸及/或酸洗。在喷丸中，对热轧后的钢板实施喷丸，将形成于热轧后的钢板的表面的氧化皮破坏并除去。在酸洗中，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用作酸洗浴。通过酸洗除去形成于钢板的表面的氧化皮。在热轧后且冷轧前，也可以实施喷丸，接下来实施酸洗。另外，也可以在热轧后且冷轧前实施酸洗而不实施喷丸。也可以在热轧后且冷轧前实施喷丸而不实施酸洗处理。此外，喷丸及酸洗是任意的工序。因此，在热轧后且冷轧前，也可以不实施喷丸工序及酸洗工序双方。
本实施方式的电磁钢板的制造方法进而也可以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覆膜。
绝缘覆膜的种类没有特别限定。绝缘覆膜可以是有机成分，也可以是无机成分，绝缘涂层也可以含有有机成分和无机成分。无机成分例如是重铬酸－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，优选的树脂是乳液型的树脂。也可以实施通过加热及/或加压而发挥粘接能力的绝缘涂布。具有粘接能力的绝缘涂布例如为丙烯酸系、酚系、环氧系、三聚氰胺系的树脂。
此外，涂布是任意的工序。因此，在最终退火后也可以不实施涂布。
此外，本实施方式的无取向性电磁钢板并不限定于上述的制造方法。只要通过EBSD进行测定时的d411/d111≧1.10，就不限定于上述制造方法。
实施例
以下，对于本发明的实施方式的无取向性电磁钢板，一边示出实施例一边进行具体说明。以下所示的实施例仅是本发明的实施方式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)
通过铸造钢水，制作以下表1所示成分的铸锭。在此，式左边表示上述式(1)的左边的值。另外，Mg等表示从由Mg、Ca、Sr、Ba、Ce、La、Nd、Pr、Zn及Cd构成的组中选择的一种以上的总计。之后，将所制作的铸锭加热至1150℃而进行热轧，在表2所示的精轧温度FT下进行精轧。然后，通过最终道次后，在表2所示的冷却条件(通过最终道次后到开始冷却为止的时间、以及通过最终道次后3秒后的钢板的温度)下进行冷却。
接着，在热轧板中不进行热轧板退火而通过酸洗除去氧化皮，以表2所示的压下率RR1进行冷轧。然后，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。
接着，除了No.11之外，以表2所示的压下率RR2进行表皮光轧。然后，在氢100％气氛中以表2所示的最终退火温度T2进行最终退火。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，在进行最终退火前，通过上述的测定条件计算GOS值的个数平均值Gs。
另外，为了调查最终退火后的织构，切除无取向性电磁钢板的一部分，将该切除的试验片减厚加工为1/2的厚度。关于平均粒径比(d411/d111)，在EBSD的测定区域中在上述的测定条件下进行观察而求出。将各自的结果示于表3。
另外，为了调查最终退火后的磁特性，对磁通密度B50、铁损W10/400进行了测定。另外，作为应力敏感性的指标，求出压缩应力下的铁损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°方向的两种方向采集55mm见方的试样。对于这两种试样，通过上述方法测定磁通密度B50。将相对于轧制方向为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，将相对于轧制方向为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。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性电磁钢板而判定为合格。另一方面，在45°方向的磁通密度B50小于1.70T的情况下，不是高磁通密度的无取向性电磁钢板，判定为不合格。另外，在45°方向的磁通密度B50为1.70T以上且整周平均的磁通密度B50为1.55T以上的情况下，判断为具备更高的磁通密度的无取向性电磁钢板。
关于铁损W10/400，使用在相对于轧制方向为45°方向上采集的上述试样，通过上述方法求出45°方向的铁损W10/400。在45°方向的铁损W10/400为16.0W/kg以下的情况下，作为低铁损的无取向性电磁钢板而判定为合格。另一方面，在45°方向的铁损W10/400超过16.0W/kg的情况下，认为不是低铁损的无取向性电磁钢板，判定为不合格。
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，通过下式计算铁损劣化率Wx。此外，铁损W10/50通过以下方法得到：使用在相对于轧制方向为45°方向采集的试样和单板磁性测定装置，测定以最大磁通密度成为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)。在铁损劣化率Wx为40.0％以下的情况下，判断为是压缩应力下的铁损劣化小的无取向性电磁钢板。
将测定结果示于表3。
Wx＝{W10/50(10)－W10/50(0)}/W10/50(0)
[表1]
[表2]
[表3]
表1、表2和表3中的下划线表示是偏离本发明的范围的条件、制造条件不优选、或特性值不优选。作为本发明例的No.1、No.4、No.7以及No.8，磁通密度B50、铁损W10/400以及铁损劣化率全部为良好的值。
另一方面，作为比较例的No.2，由于在精轧后进行了骤冷，因此平均粒径比(d411/d111)变小，压缩应力下的铁损劣化率大。
作为比较例的No.3，从由Mn、Ni、Cu构成的组中选择的一种以上的总计不足，且是不会产生α-γ相变的组成，因此平均粒径比(d411/d111)变小，磁通密度B50(45°方向)、铁损W10/400以及铁损劣化率差。由于No.3是不会产生α-γ相变的组成，因此未记载Ar1点、Ac1点、Ac3点。
在作为比较例的No.5中，由于精轧温度FT低于Ar1点，因此平均粒径比(d411/d111)变小，磁通密度B50(45°方向)、铁损W10/400以及铁损劣化率差。
在作为比较例的No.6中，由于通过精轧的最终道次后到开始冷却为止的时间过短，因此平均粒径比(d411/d111)变小，压缩应力下的铁损劣化率大。
作为比较例的No.9，由于Si不足，因此铁损W10/400大。
作为比较例的No.10，从由Mn、Ni、Cu构成的组中选择的一种以上的总计过剩，因此磁通密度B50在45°方向、整周平均都差。另外，由于偏析，冷轧时在一部分产生两片裂纹。
作为比较例的No.11，由于未进行表皮光扎，因此平均粒径比(d411/d111)变小，磁通密度B50(45°方向)、铁损W10/400以及铁损劣化率差。
作为比较例的No.12，由于表皮光轧中的压下率RR2过大，因此平均粒径比(d411/d111)变小，磁通密度B50(45°方向)及铁损W10/400差。
另外，作为比较例的No.13，由于偏离优选的制造条件，因此无法得到期望的金属组织，并且不能得到期望的特性。
工业可利用性
根据本发明的上述方式，能够提供一种能够抑制制造负荷且具有包含应力敏感性及45°方向特性的优异的磁特性的无取向性电磁钢板。

Claims (1)

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：1.5％～4.0％、
sol.Al：0.0001％～1.000％、
S：0.0100％以下、
N：0.0100％以下、
从由Mn、Ni及Cu构成的组中选择的一种以上：总计为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构成的组选择的一种以上：总计为0.000％～0.010％，
在将Mn含量以质量％计记为[Mn]、将Ni含量以质量％计记为[Ni]、将Cu含量以质量％计记为[Cu]、将Si含量以质量％计记为[Si]、将sol.Al含量以质量％计记为[sol.Al]、将P含量以质量％计记为[P]时，满足以下式(1)，
(2×[Mn]+2.5×[Ni]+[Cu])－([Si]+2×[sol.Al]+4×[P])≧1.5％Z(1)，
剩余部分由Fe及杂质构成；
在将{411}晶粒的平均粒径记为d411、将{111}晶粒的平均粒径记为d111的情况下，d411/d111≧1.10。
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