CN117098865A - 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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Abstract

该无取向性电磁钢板具有规定的化学组分，以在平行于钢板表面的面通过EBSD观察时，在将总面积设为Stot、将{411}取向晶粒的面积设为S411、将泰勒因子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以下的取向晶粒的总计面积设为Stra、将所述{411}取向晶粒的平均KAM值设为K411、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时，满足0.20≦Styl/Stot≦0.85，0.05≦S411/Stot≦0.80，S411/Stra≧0.50，K411/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2021－046056号主张优先权，将其内容引用至此。
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。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，可以抑制在板面内方向不具有易磁化轴的{111}取向的集聚，因此在无取向性电磁钢板中被有效地灵活运用。关于这些技术，还被专利文献6～10等公开。
然而，在现有的方法中，虽然能够抑制{111}取向的集聚，但{110}＜001＞取向(以下称为高斯取向)生长。高斯取向相比于{111}一方向磁特性优异，但在整周平均中磁特性几乎没有改善。因此，存在通过以往的方法得不到整周平均中优异的磁特性的问题点。
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，目的在于提供一种能够得到在整周平均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
本发明的发明人们针对用于灵活运用应变诱发晶粒生长形成对于无取向性电磁钢板优选的织构的技术进行了研究。其中，注意到{411}＜uvw＞取向(下面称为{411}取向)的晶粒也是与高斯取向大致相同程度地难以进入应变的晶粒。即，在引起应变诱发晶粒生长前的阶段，通过使{411}取向的晶粒多于高斯取向的晶粒，通过应变诱发晶粒生长，{411}取向的晶粒主要蚕食{111}取向的晶粒，制造{411}取向为主取向的无取向性电磁钢板。这样，可知若将{411}取向作为主取向，整周平均(轧制方向、宽度方向、相对于轧制方向45度的方向、及相对于轧制方向135度的方向、的平均)的磁特性得到改善。
此外，发明人们针对在引起应变诱发晶粒生长前的阶段，使{411}取向的晶粒多于高斯取向的晶粒的方法进行了研究。结果发现了使用取向性电磁钢板，将取向性电磁钢板在宽度方向上以规定的轧制率进行冷轧加工，进一步进行中间退火、表皮光轧的方法。
本发明的发明人们根据这样的知识进一步反复深入研究，最终想到的下面所示的发明的各方案。
[1]
本发明的一方案的无取向性电磁钢板，具有如下化学组分：
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：4.000％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：0.000％～0.100％、
B：0.0000％～0.0050％、
O：0.0000％～0.0200％、以及
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0.0000％～0.0100％，
将Mn含量(质量％)设为[Mn]、将Ni含量(质量％)设为[Ni]、将Co含量(质量％)设为[Co]、将Pt含量(质量％)设为[Pt]、将Pb含量(质量％)设为[Pb]、将Cu含量(质量％)设为[Cu]、将Au含量(质量％)设为[Au]、将Si含量(质量％)设为[Si]、将sol.Al含量(质量％)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，在以平行于钢板表面的面通过EBSD观察时，将总面积设为Stot、将{411}取向晶粒的面积设为S411、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以下的取向晶粒的总计面积设为Stra、将所述{411}取向晶粒的平均KAM值设为K411、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时，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≦S411/Stot≦0.80···(4)
S411/Stra≧0.50···(5)
K411/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，
K411/Ktra＜1.010···(7)。
[3]
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，
S411/S110≧1.00···(8)
在此，(8)式设为即使面积比S411/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，在将{110}取向晶粒的平均KAM值设为K110时，满足以下的(9)式，
K411/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
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：4.000％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：0.000％～0.100％、
B：0.0000％～0.0050％、
O：0.0000％～0.0200％、以及
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0.0000％～0.0100％，
将Mn含量(质量％)设为[Mn]、将Ni含量(质量％)设为[Ni]、将Co含量(质量％)设为[Co]、将Pt含量(质量％)设为[Pt]、将Pb含量(质量％)设为[Pb]、将Cu含量(质量％)设为[Cu]、将Au含量(质量％)设为[Au]、将Si含量(质量％)设为[Si]、将sol.Al含量(质量％)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，在以平行于钢板表面的面通过EBSD观察时，将总面积设为Stot、将{411}取向晶粒的面积设为S411、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以下的取向晶粒的总计面积设为Stra、将所述{411}取向晶粒的平均KAM值设为K411、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{411}取向晶粒的平均晶体粒径设为d411、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时，满足以下的(10)～(15)式，
([Mn]+[Ni]+[Co]+[Pt]+[Pb]+[Cu]+[Au])－([Si]+[sol.Al])≦0.00％···(1)
Styl/Stot≦0.70···(10)
0.20≦S411/Stot···(11)
S411/Stra≧0.55···(12)
K411/Ktyl≦1.010···(13)
d411/dave＞1.00···(14)
d411/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，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
K411/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的情况下，满足以下的(17)式，
d411/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，将{110}取向晶粒的面积设为S110时，满足以下的(18)式，
S411/S110≧1.00···(18)
在此，(18)式设为即使面积比S411/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。
K411/K110＜1.010···(19)
[10]
也可以是，上述[1]～[9]的任一项所述的无取向性电磁钢板，
所述化学组分以质量％计，含有
从由Sn：0.02％～0.40％、
Sb：0.02％～0.40％、及、
P：0.02％～0.40％构成的组中选择的一种以上。
[11]
也可以是，上述[1]～[10]的任一项所述的无取向性电磁钢板，所述化学组分，以质量％计，含有从由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0.0005％～0.0100％。
[12]
本发明的一方案的无取向性电磁钢板的制造方法，是上述[1]～[4]的任一项所述的无取向性电磁钢板的制造方法，具有：
对取向性电磁钢板，在宽度方向以20％～50％的轧制率进行冷轧的工序；
对进行了所述冷轧的钢板，以650℃以上的温度进行中间退火的工序；以及
对进行了所述中间退火的钢板，以与所述冷轧的轧制方向相同方向、以5％～30％的轧制率进行表皮光轧的工序，
其中，所述取向性电磁钢板具有如下化学组分，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：4.000％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：0.000％～0.100％、
B：0.0000％～0.0050％、
O：0.0000％～0.0200％、及
从由Mg、Ca、Sr、Ba、Ce、La、Nd、Pr、Zn、Cd构成的组中选择的一种以上：总计含有0.0000％～0.0100％，
将Mn含量(质量％)设为[Mn]、将Ni含量(质量％)设为[Ni]、将Co含量(质量％)设为[Co]、将Pt含量(质量％)设为[Pt]、将Pb含量(质量％)设为[Pb]、将Cu含量(质量％)设为[Cu]、将Au含量(质量％)设为[Au]、将Si含量(质量％)设为[Si]、将sol.Al含量(质量％)设为[sol.Al]时，满足以下的(1)式，
剩余部分由Fe及杂质构成；
([Mn]+[Ni]+[Co]+[Pt]+[Pb]+[Cu]+[Au])－([Si]+[sol.Al])≦0.00％···(1)。
[13]
本发明的其他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。
[14]
本发明的其他方案的无取向性电磁钢板，具有如下化学组分：
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：4.000％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：0.000％～0.100％、
B：0.0000％～0.0050％、
O：0.0000％～0.0200％、及
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0.0000％～0.0100％，
将Mn含量(质量％)设为[Mn]、将Ni含量(质量％)设为[Ni]、将Co含量(质量％)设为[Co]、将Pt含量(质量％)设为[Pt]、将Pb含量(质量％)设为[Pb]、将Cu含量(质量％)设为[Cu]、将Au含量(质量％)设为[Au]、将Si含量(质量％)设为[Si]、将sol.Al含量(质量％)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，在以平行于钢板表面的面通过EBSD观察时，将总面积设为Stot、将{411}取向晶粒的面积设为S411、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以下的取向晶粒的总计面积设为Stra、将观察区域的平均晶体粒径设为dave、将所述{411}取向晶粒的平均晶体粒径设为d411、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时，满足以下的(20)～(24)式，
([Mn]+[Ni]+[Co]+[Pt]+[Pb]+[Cu]+[Au])－([Si]+[sol.Al])≦0.00％···(1)
Styl/Stot＜0.55···(20)
S411/Stot＞0.30···(21)
S411/Stra≧0.60···(22)
d411/dave≧0.95···(23)
d411/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。
[15]
也可以是，上述[14]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。
d411/dtra≧0.95···(25)
[16]
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]～[11]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，能够提供一种可以得到在整周平均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
下面，针对本发明的实施方式进行说明。本发明的一实施方式的无取向性电磁钢板，将具有后述的化学组分的取向性电磁钢板作为材料，经过对取向性电磁钢板的宽度方向进行冷轧的冷轧工序、中间退火工序、表皮光轧工序进行制造。本发明的其他实施方式的无取向性电磁钢板经过向取向性电磁钢板的宽度方向进行冷轧的冷轧工序、中间退火工序、表皮光轧工序、第一热处理工序进行制造。此外，本发明的其他实施方式的无取向性电磁钢板经过对取向性电磁钢板的宽度方向进行冷轧的冷轧工序、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、以及第二热处理工序制造。
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处于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、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。
此外，在本实施方式中，在表皮光轧前的钢板的金相组织中，通过使以{411}取向为中心的晶粒(下面称为{411}取向晶粒)多于以高斯取向为中心的晶粒(下面称为{110}取向晶粒)，在其后的热处理工序中进一步增加{411}取向晶粒，提高整周的磁特性。也可以在上述记载的工艺以外在表皮光轧前增加{411}取向晶粒。
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材料即取向性电磁钢板的化学组分进行说明。化学组分在轧制或热处理中也不会变化，因此作为材料的取向性电磁钢板的化学组分与经过各工序得到的无取向性钢板的化学组分是相同的。在下面的说明中，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“％”只要没有特别限定，则表示“质量％”。本实施方式的无取向性电磁钢板及其材料即取向性电磁钢板具有如下化学组分，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：4.000％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：0.000％～0.100％、B：0.0000％～0.0050％、O：0.0000％～0.0200％、以及从由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0.0000％～0.0100％，剩余部分由Fe及杂质构成。此外，将Mn含量(质量％)设为[Mn]、将Ni含量(质量％)设为[Ni]、将Co含量(质量％)设为[Co]、将Pt含量(质量％)设为[Pt]、将Pb含量(质量％)设为[Pb]、将Cu含量(质量％)设为[Cu]、将Au含量(质量％)设为[Au]、将Si含量(质量％)设为[Si]、将sol.Al含量(质量％)设为[sol.Al]时，满足([Mn]+[Ni]+[Co]+[Pt]+[Pb]+[Cu]+[Au])－([Si]+[sol.Al])≦0.00％。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。
此外，代替取向性电磁钢板，也可以在具有上述化学组分的钢板中生成单晶，切取作为高斯方取向的晶粒作为材料使用。
(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。
(Si：1.50％～4.00％)
Si增大电阻，减少涡流损耗，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含量为1.50％以上。另一方面，Si含量高于4.00％时，磁通密度降低，硬度过度上升导致冲裁加工性降低，或难以进行冷轧。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会发生铁素体-奥氏体相变(下面，称为α－γ相变)。认为本实施方式的无取向性电磁钢板的效果是通过控制平行于钢板表面的截面中的特定的晶体取向的面积及面积比而发挥的，但在热处理中发生α－γ相变时，上述面积及面积比会因相变而大幅变化，难以得到规定的面积比。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％，较优选为小于1.50％。这些元素的总计含量的下限并不特别限定，但从成本方面考虑，优选设为0.0001％以上。
此外，作为不发生α－γ相变的条件，进一步满足以下的条件。即，将Mn含量(质量％)设为[Mn]、将Ni含量(质量％)设为[Ni]、将Co含量(质量％)设为[Co]、将Pt含量(质量％)设为[Pt]、将Pb含量(质量％)设为[Pb]、将Cu含量(质量％)设为[Cu]、将Au含量(质量％)设为[Au]、将Si含量(质量％)设为[Si]、将sol.Al含量(质量％)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)
(sol.Al：4.000％以下)
sol.Al增大电阻，减少涡流损耗，降低铁损。sol.Al还有助于磁通密度B50相对于饱和磁通密度的相对大小的提高。在此，所谓磁通密度B50，是指5000A/m的磁场中的磁通密度。sol.Al含量小于0.0001％时，不能充分地得到这些作用效果。此外，Al还具有制钢中促进脱硫的效果。因此，sol.Al含量优选设为0.0001％以上。较优选设为0.001％以上，进一步优选设为0.300％以上。另一方面，sol.Al含量高于4.000％时，磁通密度降低，屈服比降低，冲裁加工性降低。因此，sol.Al含量设为4.000％以下。sol.Al含量优选设为2.500％以下，较优选设为1.500％以下。
(S：0.0400％以下)
S不是必须元素，例如在钢中作为杂质而含有。S通过细微的MnS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。这样的再结晶及晶粒生长的妨碍导致的铁损增加及磁通密度降低在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含量优选设为0.0003％以上。
(N：0.0100％以下)
N与C同样地，会使磁特性变差，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含量优选为0.0010％以上。
(Sn：0.00％～0.40％、Sb：0.00％～0.40％、P：0.00％～0.40％)
若过剩含有Sn、Sb、P，则会使钢脆化。因此，Sn含量、Sb含量均设为0.40％以下，P含量设为0.40％以下。
另一方面，Sn、Sb改善冷轧、再结晶后的织构，提高其磁通密度。P有助于确保再结晶后的钢板的硬度。因此，可以根据需要含有这些元素。在赋予磁特性等的进一步的效果时，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。
(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0.0000％～0.0100％)
Mg、Ca、Sr、Ba、Ce、La、Nd、Pr、Zn及Cd在钢液的制造时与钢液中的S反应，生成硫化物或硫氧化物或者它们二者的析出物。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等的细微析出物的粒径(100nm左右)。因此，这些细微析出物会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。因此，也可以含有这些元素。为了充分地得到上述效果，这些元素的含量的总和优选设为0.0005％以上。
另一方面，若这些元素的含量的总和超过0.0100％，则硫化物或硫氧化物或它们二者的总量变得过剩，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。
(Cr：0.000％～0.100％)
Cr与钢中的氧相结合，生成Cr2O3。该Cr2O3有助于改善织构。因此，也可以含有。在得到上述效果的情况下，优选将Cr含量设为0.001％以上。
另一方面，Cr含量高于0.100％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，Cr含量设为0.100％以下。
(B：0.0000％～0.0050％)
B少量的话有助于改善织构。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有助于改善织构。因此，也可以含有O。得到上述效果时，优选将O含量设为0.0010％以上。
另一方面，O含量高于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。实施方式的无取向性电磁钢板的厚度(板厚)优选为0.10mm～0.28mm。厚度超过0.28mm时，有时不能得到优异的高频铁损。因此，厚度优选设为0.28mm以下。若厚度小于0.10mm，则存在从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，则难以进行退火生产线的通板，一定大小的铁芯所必要的无取向性电磁钢板的数量增加，存在伴随工序数的增加而引起生产性降低及制造成本上升的可能性。因此，厚度优选设为0.10mm以上。较优选厚度为0.20mm～0.25mm。
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，由表皮光轧后的金相组织、第一热处理后的金相组织、及第二热处理后的金相组织确定各实施方式的无取向性电磁钢板。
首先，针对特定的金相组织及其确定方法进行说明。在本实施方式中确定的金相组织是以平行于钢板的板面的截面确定的，因此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)通过EBSD(Electron Back Scattering Diffraction：电子背散射衍射)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单元的几处进行。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
S411：{411}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
K411：{411}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
d411：{411}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，在没有特别限定的情况下，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充分的应变，能够定位于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累积的应变相关的条件所规定。
在本实施方式的无取向性电磁钢板中，各取向晶粒的面积满足以下的(3)～(5)式。
0.20≦Styl/Stot≦0.85···(3)
0.05≦S411/Stot≦0.80···(4)
S411/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工序中，较小地加工泰勒因子引起的应变难以累积的取向在蚕食较大地加工泰勒因子引起的应变累积的取向的同时优先生长。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，将面积比Styl/Stot设为0.20以上。面积比Styl/Stot小于0.20时，通过应变诱发晶粒生长而作为目的的晶体取向不能充分地发达。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工序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，在应该通过应变诱发晶粒生长发达的{411}取向晶粒的面积比S411/Stot为0.05以上，由此必然地面积比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{411}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工序中，使{411}取向晶粒优先地生长。{411}取向是泰勒因子充分、加工引起的变形难以累积的取向之一，是在应变诱发晶粒生长工序中可优先地生长的取向。在本实施方式中，{411}取向晶粒的存在是必须的，在本实施方式中，将{411}取向晶粒的面积比S411/Stot设为0.05以上。{411}取向晶粒的面积比S411/Stot小于0.05，则{411}取向晶粒通过其后的应变诱发晶粒生长不能充分地发达。优选地，面积比S411/Stot为0.10以上，较优选地为0.20以上。
面积比S411/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S411/Stot为0.80以下。其中，应变诱发晶粒生长前的{411}取向晶粒的存在量较低的一方效果显著，能够使{411}取向晶粒更发达。考虑这一点，优选地，面积比S411/Stot为0.60以下，较优选为0.50以下，更加优选为0.40以下。
作为应使其优先生长的取向晶粒，以{411}取向晶粒为中心进行了说明，但与{411}取向晶粒同样地，除此之外还大量存在泰勒因子充分小、加工带来的应变难以累积的取向晶粒，即在应变诱发晶粒生长中可优先生长的取向晶粒。其中，作为容易存在于无取向性电磁钢板中的取向，存在{110}取向。该取向晶粒与应使其优先生长的{411}取向晶粒竞合。另一方面，该取向晶粒的钢板面内的易磁化轴方向(＜100＞取向)并不像{411}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，不适宜。因此，在本实施方式中，规定为确保泰勒因子充分小、加工带来的应变难以累积的取向中的{411}取向晶粒的存在比。
在本发明中，将包含在应变诱发晶粒生长中被认为与{411}取向晶粒竞合的取向晶粒的、泰勒因子为2.8以下的取向晶粒的面积设为Stra。而且，如(5)式所述，将面积比S411/Stra设为0.50以上，确保{411}取向晶粒生长的优先性。该面积比S411/Stra小于0.50时，由于应变诱发晶粒生长，{411}取向晶粒不能充分发达。优选的面积比S411/Stra为0.80以上，较优选为0.90以上。另一方面，面积比S411/Stra的上限并不需要特别限定，泰勒因子为2.8以下的取向晶粒可以全部为{411}取向晶粒(S411/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}取向是扩大在热轧钢板中的晶体粒径，通过冷轧使其再结晶，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，且与应优先使其生长的{411}取向晶粒的竞合中尤其应考虑的取向。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{411}取向晶粒和{110}取向晶粒的面积比S411/S110满足(8)式，从而确保{100}取向晶粒生长的优先性。
S411/S110≧1.00···(8)
为了更可靠地避免{110}取向晶粒因应变诱发晶粒生长而意外发达，优选面积比S411/S110为1.00以上。较优选面积比S411/S110为2.00以上，更加优选为4.00以上。面积比S411/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S411/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之外，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。
K411/Ktyl≦0.990···(6)
与应变相关的要件通过(6)式规定。(6)式是{411}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是在相同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与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，即简单地轧制钢板的情况下，通常该K411与Ktyl之比K411/Ktyl小于1。但是，现实中包含相邻的晶粒的限制、存在于晶粒内的析出物、进一步与变形时的工具(轧制辊等)的接触的微小的变形变动等的影响，与微观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、在板厚方向的位置等，形成非常大的变动。进一步，甚至是一个晶粒，粒界附近与粒内、变形带等的形成，导致应变分布较大变动。
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K411/Ktyl设为0.990以下。若该K411/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，K411/Ktyl为0.970以下，较优选为0.950以下。
在与应优先使其生长的{411}取向晶粒的竞合中，关于泰勒因子为2.8以下的取向晶粒的关系，优选满足(7)式。
K411/Ktra＜1.010···(7)
为了{411}取向晶粒优先地生长，优选将K411/Ktra设为小于1.010。该K411/Ktra是与应变难以累积存且存在优先生长的可能性的取向间的竞合相关的指标，K411/Ktra为1.010以上，则应变诱发晶粒生长中的{411}取向的优先性不能发挥，作为目标的晶体取向不会发达。K411/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{411}取向晶粒的竞合中，关于与{110}取向晶粒的关系，与面积同样地，在应变中也优选考虑。在该关系中，优选通过{411}取向晶粒和{110}取向晶粒的平均KAM值之比K411/K110满足(9)式，从而确保{411}取向晶粒生长的优先性。
K411/K110＜1.010···(9)
为了更可靠地避免{110}取向晶粒因为应变诱发晶粒生长而意外发达，优选K411/K110为小于1.010。K411/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，由每个晶体取向的存在量(面积)的关系及各自每个取向的形变量的关系，能够大致确定。
其中，若晶体粒径非常粗大，则通过应变会被诱发，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，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的的晶体取向的发达容易识别。然而，若变得过于细微，则如上述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，针对通过热处理(第一热处理)引起应变诱发晶粒生长后的(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释放应变的至少一部分，应变诱发晶粒生长后的钢板的金相组织的特征通过晶体取向、应变及晶体粒径来规定。
本实施方式的晶体取向满足以下的(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，{411}取向晶粒优先生长，其面积增加，并且以泰勒因子超过2.8的取向晶粒主要被{411}取向晶粒蚕食，其面积减小。
Styl/Stot≦0.70···(10)
0.20≦S411/Stot···(11)
S411/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{411}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S411/Stot设为0.20以上。面积比S411/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S411/Stot小于0.20时，{411}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S411/Stot为0.40以上，较优选为0.60以上。面积比S411/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{411}取向晶粒竞合的取向晶粒和{411}取向晶粒的关系也很重要。面积比S411/Stra较大时确保{411}取向晶粒生长的优先性，磁特性良好。该面积比S411/Stra小于0.55表示由于应变诱发晶粒生长，{411}取向晶粒没有充分地发达，泰勒因子超过2.8的取向晶粒被{411}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S411/Stra设为0.55以上。优选地面积比S411/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S411/Stra的上限，泰勒因子为2.8以下的取向晶粒也可以均为{411}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{411}取向晶粒与{110}取向晶粒的面积比S411/S110满足以下的(18)式，确保{411}取向晶粒生长的优先性。
S411/S110≧1.00···(18)
如(18)式所示，在本实施方式中，优选面积比S411/S110为1.00以上。{110}取向晶粒在应变诱发晶粒生长中发达，该面积比S411/S110小于1.00时，钢板面内的各向异性变得非常大，容易形成特性上的不良情况。较优选地，面积比S411/S110为2.00以上，更加优选地为4.00以上。面积比S411/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S411/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具有特征的状态。
本实施方式中的与应变相关的规定与前述的表皮光轧后的钢板相关的(6)式相比较，数值范围不同，满足以下的(13)式。
K411/Ktyl≦1.010···(13)
若应变诱发晶粒生长充分地进行，则成为钢板的应变大的部分被释放的状况，每个晶体取向的应变均匀化，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K411/Ktyl设为1.010以下。K411/Ktyl高于1.010时，应变的释放不充分，从而尤其是铁损的降低不充分。优选地，K411/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，由于测定的误差等，也认为(13)式的值会超过1.000。
在与应优先地生长的{411}取向晶粒的竞合中，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。
K411/Ktra＜1.010···(16)
为了使{411}取向晶粒优先地生长，优选将K411/Ktra设为小于1.010。该K411/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，说明了优选针对与{110}取向晶粒的应变的关系考虑。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，钢板的应变大的部分被释放的状况。因此，相当于{110}取向晶粒所累积的应变的K110的值为应变被释放到与K411相同程度的值，与(9)式同样地，优选满足(19)式。
K411/K110＜1.010···(19)
即，与(9)式同样地，优选K411/K110为小于1.010。该K411/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。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布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应变大的部分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。
d411/dave＞1.00···(14)
d411/dtyl＞1.00···(15)
这些式子表示优先生长的取向即{411}取向晶粒的平均晶体粒径d411相对较大。(14)式及(15)式中的该比优选为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{411}取向晶粒生长速度慢，但也在第一热处理中晶粒生长，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。
d411/dtra＞1.00···(17)
该式表示优先生长的取向即{411}取向晶粒的平均晶体粒径d411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，但蚕食的取向的晶粒虽然比{411}取向晶粒成长速度慢但在第一热处理中也晶粒生长，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{411}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，{411}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，如果设想确保{411}取向的充分的优先生长的状态，则{411}取向晶粒的平均晶体粒径的下限优选{411}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，认为满足该式。
(实施方式3)
在上述的实施方式1及2中，将钢板的应变以KAM值确定从而规定作为钢板的特征。对此，在本实施方式中，使实施方式1或2所述的钢板充分长时间退火，针对进一步使晶粒生长的钢板进行规定。这样的钢板，应变诱发晶粒生长大致结束，其结果，应变也大致完全释放，因此作为特性非常优选。即，通过应变诱发晶粒生长使{411}取向晶粒生长，进一步在第二热处理中正常晶粒生长至应变大致完全释放为止的钢板，成为向{411}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，进行第二热处理所得到的钢板(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。
进行第二热处理所得到的钢板的晶体取向满足以下的(20)～(22)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、及基于第一热处理的应变诱发晶粒生长后的无取向性电磁钢板相关的(10)～(12)式相比较，数值范围不同。原因在于，随着应变诱发晶粒生长及其后的第二热处理，{411}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{411}取向晶粒蚕食，其面积进一步减少。
Styl/Stot＜0.55···(20)
S411/Stot＞0.30···(21)
S411/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{411}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S411/Stot设为超过0.30。面积比S411/Stot为0.30以下时，磁特性没有充分地提高。优选地，面积比S411/Stot为0.40以上，较优选为0.50以上。所谓面积比S411/Stot为1.00的情况，是指晶体组织全部为{411}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{411}取向晶粒竞合的取向晶粒与{411}取向晶粒的关系也很重要。在面积比S411/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{411}取向晶粒生长的优先性，磁特性良好。该面积比S411/Stra小于0.60时，因为应变诱发晶粒生长，{411}取向晶粒没有充分地发达，在应变诱发晶粒生长后的正常晶粒生长的状况中，{411}取向晶粒以外的泰勒因子小的取向晶粒生长相当程度，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S411/Stra设为0.60以上。优选地，面积比S411/Stra为0.70以上，较优选为0.80以上。另一方面，面积比S411/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{411}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，钢板的应变几乎全部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{411}取向晶粒在正常晶粒生长后也为粗大的晶粒。在本实施方式中，平均晶体粒径的关系满足(23)式及(24)式。
d411/dave≧0.95···(23)
d411/dtyl≧0.95···(24)
这些式子表示{411}取向晶粒的平均晶体粒径d411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，{411}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结束的时刻{411}取向晶粒变得粗大，具有所谓的尺寸优势。{411}取向晶粒在正常晶粒生长中粗大化也是有利的，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。
d411/dtra≧0.95···(25)
该式表示优先生长的取向即{411}取向晶粒的平均晶体粒径d411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，{411}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，{411}取向晶粒变得粗大，具有所谓的尺寸优势。{411}取向晶粒在正常晶粒生长过程中粗大化也是有利的，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10.0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{411}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，{411}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，{411}取向晶粒的平均晶体粒径的下限，若设想确保{411}取向的充分的优先生长的状况，则{411}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，因此不仅在轧制方向、宽度方向的平均，还在整周平均(轧制方向、宽度方向、相对于轧制方向45度的方向、相对于轧制方向135度的方向的平均)上得到优异的磁特性(低铁损)。
此处所说的轧制方向、宽度方向是得到的无取向性电磁钢板的轧制方向、宽度方向。
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。
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。在本实施方式中，将取向性电磁钢板作为材料，进行宽度方向的冷轧工序、中间退火工序、表皮光轧工序。
首先，作为供冷轧的材料，使用具有上述化学组分的取向性电磁钢板。取向性电磁钢板如果具有上述的化学组分，则使用通过公知的方法制造的钢板即可。即，通过公知的方法制造的取向性电磁钢板(例如，满足JIS C 2553(2019)的取向性电磁钢板或各制铁公司自有的规格品)即可。取向性电磁钢板经过钢坯的加热工序、热轧工序、冷轧工序、脱碳退火工序、氮化处理、最终退火工序等制造。供宽度方向的冷轧的取向性电磁钢板的板厚优选设为0.27～0.35mm。此外，代替取向性电磁钢板，也可以使用从使用具有上述的化学组分的材料生成的单晶体呈板状切取高斯取向晶粒的材料。
对于如上那样的取向性电磁钢板，在冷轧工序中，在取向性电磁钢板的宽度方向以20～50％的轧制率(累积轧制率)进行冷轧(冷轧工序)。宽度方向的轧制率小于20％时，几乎不会发生晶体旋转，不能形成成为{411}再结晶粒的核的取向。此外，若轧制率高于50％，则钢板的歪斜变得过大，{411}再结晶粒的核变质成为{111}再结晶粒的核。优选地，冷轧中的宽度方向的轧制率为30％～40％。
取向性电磁钢板主要为{110}＜001＞取向晶粒，其宽度方向成为{110}＜110＞取向。若对{110}＜110＞取向进行轧制、并使其再结晶，则有时会发现{411}取向，在本实施方式中利用该机理。
所谓取向性电磁钢板的宽度方向，是相对于轧制痕为90度方向，通过轧制痕判断。在从单晶体切取时在与＜110＞方向平行的方向上，实施与上述同样的轧制，其后使其再结晶。
冷轧结束后，接着进行中间退火(中间退火工序)。在本实施方式中，例如以650℃以上的温度进行中间退火。若中间退火的温度小于650℃，则不会发生再结晶，{411}取向晶粒不能充分地生长，磁通密度不能升高，有时不能充分地得到改善铁损的效果。因此，中间退火的温度设为650℃以上。中间退火温度的上限并不限定，但中间退火的温度高于900℃时，晶粒变得过大，其后的表皮光轧、应变诱发晶粒生长时难以生长，也难以使{411}取向晶粒生长。因此，中间退火的温度优选设为650～900℃。
此外，退火时间(保持时间)优选设为1秒～60秒。退火时间小于1秒时，用于产生再结晶的时间变得过少，存在{411}取向晶粒没有充分生长的可能性。此外，若退火时间超过60秒，会无益地增加成本，因而不期待。
中间退火结束后，接着进行表皮光轧(表皮光轧工序)。如上所述，在{411}取向晶粒较多的状态下进行轧制，则{411}取向晶粒进一步生长。在与前述的冷轧相同方向(取向性电磁钢板的宽度方向)进行表皮光轧，该时的表皮光轧的轧制率优选设为5％～30％。轧制率小于5％时，并不能消除由宽度方向的冷轧产生的板厚的不均衡。此外，若轧制率高于30％，则{411}的取向晶粒不会生长，原因在于磁特性差的{111}取向晶粒生长。
接着，进行用于促进应变诱发晶粒生长的第一热处理(第一热处理工序)。第一热处理优选以700～950℃、1秒～100秒进行。
热处理温度小于700℃时，应变诱发晶粒生长不会发生。此外，高于950℃时，不仅会发生应变诱发晶粒生长，还会发生正常晶粒生长，不能得到上述的实施方式2所述的金相组织。
此外，热处理时间(保持时间)高于100秒时，生产效率显著降低，因此并不现实。将保持时间设为小于1秒，工业上并不容易，因此将保持时间设为1秒以上。
第一热处理工序也可以省略。即，也可以在表皮光轧工序后，省略第一热处理，进行后述的第二热处理。
对表皮光轧工序后，或第一热处理工序后的无取向性电磁钢板，进行第二热处理(第二热处理工序)。优选地，第二热处理工序在设为950～1050℃的温度范围时，进行1秒～100秒，或者设为700～900℃的温度范围时进行高于1000秒。
通过在上述温度范围及时间进行热处理，省略第一热处理时，在应变诱发晶粒生长后进行正常晶粒生长，实施第一热处理时，进行正常晶粒生长。此外，有时也根据第一热处理的条件而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。下面示出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示例。
(第一实施例)
制作具有表1A、表1C所示的化学组分的材料(母材)，用作供试件。(No.116、151为无取向性电磁钢板。No.117～150为从单晶体呈板状切取的高斯取向晶粒的材料。其他为取向性电磁钢板)。在此，所谓(1)式左边，表示前述的(1)式的左边的值。其后，在材料的宽度方向(从单晶体切取的情况中与＜110＞方向平行的方向)进行冷轧，得到冷轧板。制作的取向性电磁钢板除去绝缘覆膜后，在宽度方向进行冷轧。在表1B、表1D中示出该时的冷轧的轧制率。
将上述冷轧板在无氧化气氛中以表1B、表1D所示的温度进行中间退火30秒，接着，以表1B、表1D所示的轧制率进行第二次冷轧(表皮光轧)。该表皮光轧与前述的冷轧相同方向进行。
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2A、表2B所示的种类的取向晶粒的面积及平均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。此时，采集试样片的一边与轧制方向平行的试样、和相对于轧制方向具有45度倾斜的试样。此外，取用试样使用剪切机实施。然后，以JISC 2556(2015)基准测定磁特性的铁损W10/400(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)及W10/400(整周)(最大磁通密度1.0T、以频率400Hz励磁时在试验片产生的能量损失的、轧制方向、宽度方向、相对于轧制方向45度的方向、相对于轧制方向135度的方向的平均值)。在表2A、表2B中示出测定结果。
[表1A]
[表1B]
[表1C]
[表1D]
[表2A]
[表2B]
表1A～表1D及表2A、表2B中的下划线表示从本发明的范围中脱离的条件。作为发明例的No.101～No.110、No.117～138、No.148～No.150均为铁损W10/400、W10/400(整周)良好的值。
另一方面，作为比较例的No.111～No.116不满足(1)式，或中间退火时的温度、冷轧时的轧制率、表皮光轧时的轧制率的至少任一者不适合，因此不满足(3)式～(6)式的至少一个，其结果，铁损W10/400、W10/400(整周)高。
此外，作为比较例的No.139～No.147，化学组分脱离本发明的范围，从而冷轧时发生断裂，或者不满足(3)式～(4)式，其结果，铁损W10/400、W10/400(整周)高。
此外，作为比较例的No.151，使用无取向性电磁钢板作为材料(母材)，因此虽然满足了化学组分或中间退火时的温度、冷轧中的轧制率、表皮光轧中的轧制率，但不满足(3)式～(4)式，其结果，铁损W10/400、W10/400(整周)高。
(第二实施例)
制作了具有表3A、表3C所示的化学组分的材料(仅No.217为无取向性电磁钢板，No.224～248为从单晶体呈板状切取的高斯取向晶粒的材料。其他为取向性电磁钢板)。在此，所谓(1)式左边，表示前述的(1)式左边的值。其后，在材料的宽度方向(从单晶体切取时与＜110＞方向平行的方向)上进行冷轧，得到冷轧板。制作的取向性电磁钢板除去绝缘覆膜后，在宽度方向进行冷轧。在表3B、表3D中示出该时的冷轧的轧制率。
将上述冷轧板在无氧化气氛中以表3B、表3D所示的温度进行中间退火30秒，接着，以表3B、表3D所示的轧制率进行第二次冷轧(表皮光轧)。该表皮光轧与前述的冷轧相同方向进行。
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的要领进行EBSD观察(步间隔：100nm)。通过EBSD观察，求得各取向晶粒的面积及平均KAM值，求得Styl/Stot、S411/Stot、S411/Stra、K411/Ktyl。在表3B、表3D中示出结果。
接着，以表3B、表3D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的厚度，针对该加工面以上述的要领进行EBSD观察。通过EBSD观察，求得表4A、表4B所示的种类的面积、平均KAM值及平均晶体粒径。
此外，对钢板，作为第二热处理，以800℃的温度进行2小时的退火。作为测定试样，从第二热处理后的钢板中取用55mm见方的试样。此时，采取试样片的一边与轧制方向平行的试样、及相对于轧制方向具有45度倾斜的试样。此外，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)、及W10/400(整周)(轧制方向、宽度方向、相对于轧制方向45度的方向、相对于轧制方向135度的方向的平均值)。在表4A、表4B中示出测定结果。
[表3A]
[表3B]
[表3C]
[表3D]
[表4A]
[表4B]
表3A～表3D及表4A、表4B中的下划线表示脱离了本发明的范围的条件。作为发明例的No.201～No.210、No.218～No.239均为铁损W10/400、W10/400(整周)良好的值。
另一方面，作为比较例的No.211～No.217由于不满足(1)式，或中间退火中的温度、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一项不适合，不满足(10)式～(15)的任一项，其结果，铁损W10/400、W10/400(整周)高。
此外，作为比较例的No.240～No.248由于化学组分脱离本发明的范围，在冷轧时发生断裂，或者不满足(10)式～(11)式，其结果，铁损W10/400、W10/400(整周)高。
(第三实施例)
制作具有表5A、表5C所示的化学组分的材料(仅No.316为无取向性电磁钢板，No.317～342为从单结晶呈板状切取的高斯取向晶粒的材料。其他为取向性电磁钢板)。在此，所谓(1)式左边，表示前述的(1)式的左边的值。其后，在材料的宽度方向(从单结晶切取的情况中与＜110＞方向平行的方向)进行冷轧，得到冷轧板。制作的取向性电磁钢板除去绝缘被膜后，在宽度方向进行冷轧。在表5B、表5D中示出该时的冷轧的轧制率。
将上述冷轧板在无氧化气氛中以表5B、表5D所示的温度进行中间退火30秒，接着，以表5B、表5D所示的轧制率进行第二次冷轧(表皮光轧)。该表皮光轧与前述的冷轧相同方向进行。
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的要领进行EBSD观察(step间隔：100nm)。通过EBSD观察，求得各取向晶粒的面积及平均KAM值，求得Styl/Stot、S411/Stot、S411/Stra、K411/Ktyl。在表5B、表5D中示出结果。
接着，不进行第一热处理，以表5B、表5D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，在上述第二热处理后，从第二热处理后的钢板中，作为测定试样，取用55mm见方的试样片。该时，采用试样片的一边与轧制方向平行的试样、及相对于轧制方向具有45度倾斜的试样。此外，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)、W10/400(整周)(轧制方向、宽度方向、相对于轧制方向45度的方向、相对于轧制方向135度的方向的平均值)。在表6中示出测定结果。
[表5A]
[表5B]
[表5C]
[表5D]
[表6]
表5A～表5D及表6中的下划线表示脱离了本发明的范围的条件。作为发明例的No.301～No.310、No.317～No.332、No.342均为铁损W10/400、W10/400(整周)良好的值。
另一方面，作为比较例的No.311～No.316，由于不满足(1)式，或中间退火中的温度、冷轧中的轧制率、表皮光轧中的轧制率的至少一项不适合，不满足(20)式～(24)式的至少一个，其结果，铁损W10/400、W10/400(整周)高。
此外，作为比较例的No.333～No.341由于化学组分脱离本发明的范围，在冷轧时发生断裂，或不满足(20)式～(21)式，其结果，铁损W10/400、W10/400(整周)高。
(第四实施例)
制作具有表7A、表7C所示的化学组分的材料(仅No.416为无取向性电磁钢板，No.423～248为从单晶体中呈板状切取的高斯取向晶粒的材料。其他为取向性电磁钢板)。在此，所谓(1)式左边，表示前述的(1)式的左边的值。其后，在材料的宽度方向(从单晶体切取的情况中，与＜110＞方向平行的方向)进行冷轧，得到冷轧板。制作的取向性电磁钢板除去绝缘被膜后，在宽度方向进行冷轧。在表7B、表7D中示出该时的冷轧的轧制率。
将上述冷轧板在无氧化气氛中以表7B、表7D所示的温度进行中间退火30秒，接着，以表7B、表7D所示的轧制率进行第二次冷轧(表皮光轧)。该表皮光轧与前述的冷轧相同方向进行。
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，针对该加工面以上述的要领进行EBSD观察(step间隔：100nm)。通过EBSD观察，求得各种类的取向晶粒的面积、平均KAM值及平均晶体粒径，求得Styl/Stot、S411/Stot、S411/Stra、K411/Ktyl、d411/dave、d411/dtyl。
对第一热处理后的钢板，以表7B、表7D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，由上述的第二热处理后的钢板，作为测定试样，取用55mm见方的试样片。该时，采取试样片的一边与轧制方向平行的试样、和相对于轧制方向具有45度倾斜的试样。此外，取用试样使用剪切机实施。而且，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)、及W10/400(整周)(轧制方向、宽度方向、相对于轧制方向45度的方向、相对于轧制方向135度的方向的平均值)。在表8中示出测定结果。
[表7A]
[表7B]
[表7C]
[表7D]
[表8]
表7A～表7D及表8中的下划线表示脱离了本发明的范围的条件。作为发明例的No.401～No.410、No.417、No.419、No.420、No.423～No.438、No.448均为铁损W10/400、W10/400(整周)良好的值。
另一方面，作为比较例的No.411～No.416由于(1)式、中间退火中的温度、冷轧中的轧制率、表皮光轧中的轧制率的至少一项不适合，不满足(20)式～(24)式的至少一者，其结果，铁损W10/400、W10/400(整周)高。
此外，作为比较例的No.418、No.421、No.422由于第二热处理的温度或时间不适合，不满足(20)式～(24)式的至少一个，其结果，铁损W10/400、W10/400(整周)高。
此外，作为比较例的No.439～No.447由于化学组分脱离本发明的范围，在冷轧时发生断裂，或不满足(20)式～(21)式，其结果，铁损W10/400、W10/400(整周)高。
(第五实施例)
制作具有表9A所示的化学组分的取向性电磁钢板。在此，所谓(1)式左边，表示前述的(1)式的左边的值。其后，除去制作的取向性电磁钢板的绝缘覆膜，在宽度方向进行冷轧。在表9B中示出该时的冷轧的轧制率。
将上述冷轧板在无氧化气氛中以表9B所示的温度进行中间退火30秒，接着，以表9B所示的轧制率进行第二次冷轧(表皮光轧)。该表皮光轧与前述的冷轧相同方向进行。
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10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。由第二热处理后的钢板，作为测定试样，取用55mm见方的试样片。此时，采取试样片的一边与轧制方向平行的试样、及相对于轧制方向具有45度倾斜的试样。此外，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)、及W10/400(整周)(轧制方向、宽度方向、相对于轧制方向45度的方向、相对于轧制方向135度的方向的平均值)。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.518均满足(3)式～(9)式，均为铁损W10/400及W10/400(整周)良好的值。
工业上的可利用性
根据本发明，能够提供一种可以得到整周平均中优异的磁特性的无取向性电磁钢板及其制造方法。因此，本发明在工业上的可利用性高。

Claims (16)

1.一种无取向性电磁钢板，其特征在于，含有如下化学组分：
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：4.000％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：0.000％～0.100％、
B：0.0000％～0.0050％、
O：0.0000％～0.0200％、以及
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0.0000％～0.0100％，
将Mn含量的质量％设为[Mn]、将Ni含量的质量％设为[Ni]、将Co含量的质量％设为[Co]、将Pt含量的质量％设为[Pt]、将Pb含量的质量％设为[Pb]、将Cu含量的质量％设为[Cu]、将Au含量的质量％设为[Au]、将Si含量的质量％设为[Si]、将sol.Al含量的质量％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，在以平行于钢板表面的面通过EBSD观察时，将总面积设为Stot、将{411}取向晶粒的面积设为S411、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以下的取向晶粒的总计面积设为Stra、将所述{411}取向晶粒的平均KAM值设为K411、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时，满足以下的(3)～(6)式，
0.20≦Styl/Stot≦0.85···(3)
0.05≦S411/Stot≦0.80···(4)
S411/Stra≧0.50···(5)
K411/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.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，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，
K411/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，
S411/S110≧1.00···(8)
在此，(8)式设为即使面积比S411/S110发散为无限大也成立。
4.根据权利要求1至3的任一项所述的无取向性电磁钢板，其特征在于，
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
K411/K110＜1.010···(9)。
5.一种无取向性电磁钢板，其特征在于，具有如下的化学组分：
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：4.000％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：0.000％～0.100％、
B：0.0000％～0.0050％、
O：0.0000％～0.0200％、以及
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0.0000％～0.0100％，
将Mn含量的质量％设为[Mn]、将Ni含量的质量％设为[Ni]、将Co含量的质量％设为[Co]、将Pt含量的质量％设为[Pt]、将Pb含量的质量％设为[Pb]、将Cu含量的质量％设为[Cu]、将Au含量的质量％设为[Au]、将Si含量的质量％设为[Si]、将sol.Al含量的质量％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，在以平行于钢板表面的面通过EBSD观察时，将总面积设为Stot、将{411}取向晶粒的面积设为S411、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以下的取向晶粒的总计面积设为Stra、将所述{411}取向晶粒的平均KAM值设为K411、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{411}取向晶粒的平均晶体粒径设为d411、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时，满足以下的(10)～(15)式，
Styl/Stot≦0.70···(10)
0.20≦S411/Stot···(11)
S411/Stra≧0.55···(12)
K411/Ktyl≦1.010···(13)
d411/dave＞1.00···(14)
d411/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.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
K411/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
d411/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，
S411/S110≧1.00···(18)
在此，(18)式设为即使面积比S411/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，
K411/K110＜1.010···(19)。
10.根据权利要求1～9的任一项所述的无取向性电磁钢板，其特征在于，
所述化学组分以质量％计，含有从由
Sn：0.02％～0.40％、
Sb：0.02％～0.40％、及、
P：0.02％～0.40％构成的组中选择的一种以上。
11.根据权利要求1～10的任一项所述的无取向性电磁钢板，其特征在于，
所述化学组分以质量％计，含有从由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0.0005％～0.0100％。
12.一种无取向性电磁钢板的制造方法，是权利要求1～4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，具有：
对取向性电磁钢板，在宽度方向以20％～50％的轧制率进行冷轧的工序；
对进行了所述冷轧的钢板，以650℃以上的温度进行中间退火的工序；以及
对进行了所述中间退火的钢板，在与所述冷轧的轧制方向相同方向上，以5％～30％的轧制率进行表皮光轧的工序，
其中，所述取向性电磁钢板具有如下化学组分：
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：4.000％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：0.000％～0.100％、
B：0.0000％～0.0050％、
O：0.0000％～0.0200％、及
从由Mg、Ca、Sr、Ba、Ce、La、Nd、Pr、Zn、Cd构成的组中选择的一种以上：总计含有0.0000％～0.0100％，
将Mn含量的质量％设为[Mn]、将Ni含量的质量％设为[Ni]、将Co含量的质量％设为[Co]、将Pt含量的质量％设为[Pt]、将Pb含量的质量％设为[Pb]、将Cu含量的质量％设为[Cu]、将Au含量的质量％设为[Au]、将Si含量的质量％设为[Si]、将sol.Al含量的质量％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。
13.一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。
14.一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
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：4.000％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：0.000％～0.100％、
B：0.0000％～0.0050％、
O：0.0000％～0.0200％、以及
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0.0000％～0.0100％，
将Mn含量的质量％设为[Mn]、将Ni含量的质量％设为[Ni]、将Co含量的质量％设为[Co]、将Pt含量的质量％设为[Pt]、将Pb含量的质量％设为[Pb]、将Cu含量的质量％设为[Cu]、将Au含量的质量％设为[Au]、将Si含量的质量％设为[Si]、将sol.Al含量的质量％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，在以平行于钢板表面的面通过EBSD观察时，将总面积设为Stot、将{411}取向晶粒的面积设为S411、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以下的取向晶粒的总计面积设为Stra、将观察区域的平均晶体粒径设为dave、将所述{411}取向晶粒的平均晶体粒径设为d411、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时，满足以下的(20)～(24)式，
Styl/Stot＜0.55···(20)
S411/Stot＞0.30···(21)
S411/Stra≧0.60···(22)
d411/dave≧0.95···(23)
d411/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。
15.根据权利要求14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时，满足以下的(25)式，
d411/dtra≧0.95···(25)。
16.一种无取向性电磁钢板的制造方法，其特征在于，
对权利要求1～11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。
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* Cited by examiner, † Cited by third party
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JP3379055B2 (ja) 1994-11-16 2003-02-17 新日本製鐵株式会社 磁束密度が高くかつ鉄損が低い無方向性電磁鋼板の製造方法
JP4029430B2 (ja) 1995-09-20 2008-01-09 Ｊｆｅスチール株式会社 無方向性電磁鋼板の製造方法
JP4280004B2 (ja) 2001-06-01 2009-06-17 新日本製鐵株式会社 鉄損および磁束密度が極めて優れたセミプロセス無方向性電磁鋼板およびその製造方法
JP4724431B2 (ja) * 2005-02-08 2011-07-13 新日本製鐵株式会社 無方向性電磁鋼板
JP5194535B2 (ja) * 2006-07-26 2013-05-08 新日鐵住金株式会社 高強度無方向性電磁鋼板
JP5375559B2 (ja) 2009-11-27 2013-12-25 新日鐵住金株式会社 無方向性電磁鋼板の剪断方法及びその方法を用いて製造した電磁部品
JP5402694B2 (ja) 2010-02-08 2014-01-29 新日鐵住金株式会社 圧延方向の磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板の製造方法
KR101286245B1 (ko) * 2010-12-28 2013-07-15 주식회사 포스코 투자율이 우수한 세미프로세스 무방향성 전기강판 및 그 제조방법
JP5273235B2 (ja) 2011-11-29 2013-08-28 Ｊｆｅスチール株式会社 無方向性電磁鋼板の製造方法
EP3162907B1 (en) 2014-06-26 2021-05-26 Nippon Steel Corporation Electrical steel sheet
CN107208220B (zh) 2015-03-17 2019-03-01 新日铁住金株式会社 无方向性电磁钢板以及其制造方法
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JP6658338B2 (ja) 2016-06-28 2020-03-04 日本製鉄株式会社 占積率に優れる電磁鋼板およびその製造方法
KR102009392B1 (ko) * 2017-12-26 2019-08-09 주식회사 포스코 무방향성 전기강판 및 그 제조방법
CN111615564B (zh) * 2018-02-16 2022-08-30 日本制铁株式会社 无取向电磁钢板及无取向电磁钢板的制造方法
JP7249920B2 (ja) 2019-09-18 2023-03-31 日産自動車株式会社 車両の緊急停止方法及び車両

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