TW202244285A

TW202244285A - 無方向性電磁鋼板

Info

Publication number: TW202244285A
Application number: TW111112612A
Authority: TW
Inventors: 福地美菜子; 名取義顯; 村川鐵州
Original assignee: 日商日本製鐵股份有限公司
Priority date: 2021-04-02
Filing date: 2022-03-31
Publication date: 2022-11-16
Also published as: WO2022211016A1; EP4317507A1; JPWO2022211016A1; US20240035130A1; KR20230138047A; JP7164069B1; BR112023019179A2; CN117062929A

Abstract

該無方向性電磁鋼板具有可產生α-γ變態之化學組成；且具有以下化學組成：至少含有C：0.010%以下、Si：1.50%~4.00%、sol.Al：0.0001%~1.0%、S：0.010%以下、N：0.010%以下、選自於由Mn、Ni及Cu所構成群組中之1種以上：合計2.5%~5.0%，且剩餘部分係由Fe及不純物構成；令{411}晶粒的平均粒徑為d ₄₁₁、{111}晶粒的平均粒徑為d ₁₁₁時，d ₄₁₁/d ₁₁₁≧1.10。

Description

無方向性電磁鋼板

本發明涉及一種無方向性電磁鋼板。本案是依據已於2021年4月2日於日本提申之日本專利特願2021-063652號主張優先權，並於此援引其內容。

電磁鋼板係作為電機機器之鐵芯(鐵心)的素材來利用。電機機器例如為：搭載於汽車之驅動馬達、或者以空氣調節器或冰箱用為代表之各種壓縮機用馬達、還有家庭用或產業用發電機等。以該等電機機器來說，係要求高能量效率、小型化及高輸出化。因此，對於作為電機機器之鐵芯來利用之電磁鋼板，要求低鐵損及高磁通密度。作為解決方案有控制集合組織，目前提案有一種使組織(α纖維)發達之技術，該組織(α纖維)係於鋼板板面內具有易磁化軸，而有利於提升磁特性，且其可藉由製造鋼板之必要步驟的熱軋延及冷軋延中之軋延加工來來更容易提高集積。具體而言，係提案了一種使＜110＞方向大致平行於軋延方向(RD)的組織發達之技術。

專利文獻1~3中皆揭示了使{100}＜011＞方位發達之方法，且記載了降低變態溫度，並於熱軋延後進行急冷使組織微細化。

具體而言，專利文獻1中記載了：在熱軋延後3秒以內，以200℃/秒以上之冷卻速度冷卻至250℃以下；在熱軋延與冷軋延之間不進行退火，而將冷軋延中之累積軋縮率設為88%以上。專利文獻1中記載了藉此可製造一種於鋼板板面中聚集於{100}＜011＞方位之電磁鋼板。

又，專利文獻2中記載了一種包含0.6質量%以上且3.0質量%以下之Al的電磁鋼板之製造方法，藉由與專利文獻1中記載之方法相同之步驟，可製造於鋼板板面中聚集於{100}＜011＞方位之電磁鋼板。

另一方面，專利文獻3中記載了：將熱軋延中之精整軋延溫度設為Ac3變態點以上，且在熱軋延後3秒以內將鋼板溫度冷卻至250℃為止；或者，將精整軋延溫度設為Ac3變態點-50℃以下，且以放冷以上之冷卻速度進行冷卻。並且，專利文獻3中記載之製造方法係於2次冷軋延間進行中間退火者，其不於熱軋延與第1次冷軋延之間進行退火，且在第2次冷軋延將累積軋縮率設為5~15%。專利文獻3中記載了藉此可製造一種於鋼板板面中聚集於{100}＜011＞方位之電磁鋼板。

專利文獻1~3中記載之任一方法皆係在製造於鋼板板面中聚集於{100}＜011＞方位之電磁鋼板時，將熱軋延中之精整軋延溫度設為Ac3點以上時，必須在之後立即急冷。若進行急冷，熱軋延後之冷卻負荷會變高。考慮到作業穩定性時，宜抑制實施冷軋延之軋延機的負荷。

另一方面，為了提升磁特性，還提案有一種使從{100}面旋轉20°後之{411}面發達之技術。作為使{411}面發達之方法，專利文獻4~7中皆揭示有使{411}面發達之技術，記載了：將熱軋延板之粒徑最佳化、或強化熱軋延板之集合組織中之α纖維。

具體而言，專利文獻4中記載了：對{211}面之聚集度高於{411}面之聚集度的熱軋延板進行冷軋延，且將冷軋延中之累積軋縮率設為80%以上。藉此，可製造一種於鋼板板面中聚集於{411}面之電磁鋼板。

又，專利文獻5及6中記載了：將扁胚加熱溫度設為700℃以上且1150℃以下、將精整軋延之開始溫度設為650℃以上且850℃以下、將精整軋延之結束溫度設為550℃以上且800℃以下，並且將冷軋延中之累積軋縮率設為85~95%。藉此，可製造一種於鋼板表面中聚集於{100}面及{411}面之電磁鋼板。

另一方面，專利文獻7中記載了：若藉由鋼帶鑄造等在熱軋延卷料之鋼板使α纖維發達至鋼板表層附近，則在其後之熱軋延板退火中{h11}＜1/h12＞方位、尤其{100}＜012＞~{411}＜148＞方位會再結晶。先前技術文獻專利文獻

專利文獻1：日本專利特開2017-145462號公報專利文獻2：日本專利特開2017-193731號公報專利文獻3：日本專利特開2019-178380號公報專利文獻4：日本專利第4218077號公報專利文獻5：日本專利第5256916號公報專利文獻6：日本專利特開2011-111658號公報專利文獻7：日本專利特開2019-183185號公報

發明欲解決之課題本發明人等研討了上述技術後，明白了若依據專利文獻1~3強化{100}＜011＞方位而欲改善磁特性，則必須在熱軋延後立即急冷，而有製造負荷高之問題點。並且，理解到：使用已強化{100}＜011＞方位之鋼板作為歛合鐵芯之素材時，有無法從素材獲得所期待之程度的鐵芯特性之情形。針對該原因進行研討之結果，吾等認為是{100}＜011＞方位對應力之磁特性的變化變大，具體而言是壓縮應力作用時，磁特性的劣化(應力敏感性)變大。

且，明白了以專利文獻4~7之技術來說，{411}面雖發達，但面內方位對＜011＞面的聚集弱，從而α纖維之特徵即在從鋼板軋延方向起算45°方向之磁特性不會充分變高。吾等還認為面內方位不於＜011＞面集合、亦即離α纖維之偏移大之情形會成為阻礙往作為面方位之{411}面聚集的主要原因，而可能成為磁特性不會充分提升之原因。

此外，磁特性中關於鐵損，為了低鐵損化係進行板厚之薄化。然而，板厚之薄化會導致馬達生產效率降低，故以在維持板厚的同時減低鐵損之方法來說，自以往一直研討有利於藉由控制集合組織來提升磁特性之{100}面之發達。以以往之技術來說，係透過在大於95%之高軋縮率下之冷軋延或數十小時之真空退火這種特殊製程使其發達，而在工業生產上要求減低成本。

本發明有鑑於上述問題點，目的在於提供一種無方向性電磁鋼板，其可抑制製造負荷且具備包含應力敏感性及45°方向特性之優異的磁特性。

用以解決課題之手段本發明人等為解決上述課題而積極研討。結果，明白了有效作法係將化學組成、熱軋延後之粒徑、冷軋延中之軋縮率最佳化。具體而言有效作法為：以α-γ變態系的化學組成為前提，在藉由預定條件進行之熱軋延後，以預定條件進行冷卻使粒徑最佳化，並以預定軋縮率進行冷軋延，且將中間退火之溫度控制在預定範圍內，以適當之軋縮率實施第2次冷軋延(平整軋延)後施行退火，藉此使一般不易發達之{411}＜011＞方位的晶粒容易發達。本發明人等根據所述知識見解反覆進一步積極研討之結果，想出以下所示之發明的各種態樣。

(1)本發明一態樣之無方向性電磁鋼板，特徵在於：具有以下化學組成：以質量%計含有： 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、選自於由Mn、Ni及Cu所構成群組中之1種以上：合計2.5%~5.0%、 Co：0.0%~1.0%、 Sn：0.00%~0.40%、 Sb：0.00%~0.40%、 P：0.000%~0.400%，以及選自於由Mg、Ca、Sr、Ba、Ce、La、Nd、Pr、Zn及Cd所構成群組中之1種以上：合計0.000%~0.010%；且令Mn含量(質量%)為[Mn]、Ni含量(質量%)為[Ni]、Cu含量(質量%)為[Cu]、Si含量(質量%)為[Si]、sol.Al含量(質量%)為[sol.Al]及P含量(質量%)為[P]時，滿足以下(1)式；並且剩餘部分係由Fe及不純物構成；令{411}晶粒的平均粒徑為d ₄₁₁、{111}晶粒的平均粒徑為d ₁₁₁時，d ₄₁₁/d ₁₁₁≧1.10。 (2×[Mn]+2.5×[Ni]+[Cu])-([Si]+2×[sol.Al]+4×[P])≧1.5%　　　・・・(1)

發明效果根據本發明上述態樣，可提供一種無方向性電磁鋼板，其可抑制製造負荷且具備包含應力敏感性及45°方向特性之優異的磁特性。

以下，詳細說明本發明之實施形態。

首先，說明本發明實施形態之無方向性電磁鋼板及其製造方法中所用之鋼材、以及用於製造無方向性電磁鋼板之冷軋延鋼板之化學組成。在以下說明中，無方向性電磁鋼板或鋼材所含之各元素的含量單位「%」，只要無特別說明則意指「質量%」。又，使用「~」表示之數值範圍意指包含「~」前後所記載之數值作為下限值及上限值之範圍。顯示為「小於」或「大於」的數值，該值並不包含在數值範圍內。

本實施形態之無方向性電磁鋼板、冷軋延鋼板及鋼材具可產生肥粒鐵-沃斯田鐵變態(以下稱為α-γ變態)之化學組成。具體而言具有以下化學組成：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、選自於由Mn、Ni及Cu所構成群組中之1種以上：合計2.5%~5.0%、Co：0.0%~1.0%、Sn：0.00%~0.40%、Sb：0.00%~0.40%、P：0.000%~0.400%，以及選自於由Mg、Ca、Sr、Ba、Ce、La、Nd、Pr、Zn及Cd所構成群組中之1種以上：合計0.000%~0.010%；且剩餘部分係由Fe及不純物構成。此外，Mn、Ni、Cu、Si、sol.Al及P之含量滿足後述預定之條件。不純物可例示礦石或廢料等原材料中所包含之物、在製造步驟中所包含之物、或者是在不會對藉由本實施形態之無方向性電磁鋼板的特性造成不良影響的範圍內所容許之物。

(C：0.0100%以下) C會析出微細碳化物而阻礙晶粒成長，從而提高無方向性電磁鋼板之鐵損或引起磁老化。因此，C含量越低越好。上述現象在C含量大於0.0100%時很顯著。故，C含量設為0.0100%以下。宜為0.0050%以下、0.0030%以下、0.0020%以下。此外，C含量之下限無特別限定，亦可為0%。惟，在實際之無方向性電磁鋼板中，將C含量設為0%在精煉技術上有困難，因此C含量亦可設為大於0%。基於精煉時脫碳處理之成本，C含量宜設為0.0005%以上。

(Si：1.5%~4.0%) Si會增大無方向性電磁鋼板之電阻，減少渦電流損耗而減低鐵損，或者會增大降伏比而提升對鐵心之沖裁加工性。Si含量小於1.5%時，無法充分獲得該等之作用效果。因此，Si含量設為1.5%以上。宜為2.0%以上、2.4%以上。另一方面，Si含量大於4.0%時，無方向性電磁鋼板之磁通密度會降低、或因硬度過度上升而使沖裁加工性降低、或冷軋延變得困難。因此，Si含量設為4.0%以下。宜為3.5%以下、3.0%以下。

(sol. Al：0.0001%~1.000%) sol.Al會增大無方向性電磁鋼板之電阻，減少渦電流損耗而減低鐵損。sol.Al亦有助於提升磁通密度B50相對於飽和磁通密度之相對大小。sol.Al含量小於0.0001%時，無法充分獲得該等之作用效果。且，sol.Al還具有在製鋼步驟中促進脫硫之效果。因此，sol.Al含量設為0.0001%以上。宜為0.001%以上、0.005%以上。另一方面，sol.Al含量大於1.000%時，無方向性電磁鋼板之磁通密度會降低、或使降伏比降低而使沖裁加工性降低。因此，sol.Al含量設為1.000%以下。宜為0.800%以下、0.500%以下、0.200%以下。又，sol.Al含量為0.010%~0.100%之範圍時，會析出AlN而阻礙晶粒成長導致鐵損劣化量大，因此宜避免該含量範圍。此外，在本實施形態中，sol.Al意指酸可溶性Al，表示以固溶狀態存在於鋼中的固溶Al。

(S：0.0100%以下) S係即使刻意不含有也會含於鋼中之元素。S會因微細MnS的析出，而阻礙中間退火中之再結晶及精加工退火中之晶粒的成長。因此，S含量越低越好。因所述之阻礙再結晶及晶粒成長而發生之無方向性電磁鋼板之鐵損增加及磁通密度降低的情形，在S含量大於0.0100%時很顯著。因此，S含量設為0.0100%以下。宜為0.0050%以下、0.0020%以下。此外，S含量之下限無特別限定，亦可為0%。惟，基於精煉時脫硫處理之成本，宜設為0.0003%以上。較宜為0.0005%以上。

(N：0.0100%以下) N會藉由TiN或AlN等微細析出物的形成而使無方向性電磁鋼板之磁特性變差，故N含量越低越好。N含量大於0.0100%時，無方向性電磁鋼板之磁特性的劣化很明顯。因此，N含量設為0.0100%以下。宜為0.0050%以下、0.0030%以下。此外，N含量之下限無特別限定，亦可為0%。惟，基於精煉時脫氮處理的成本，宜設為0.0005%以上，較宜設為0.0010%以上。

(選自於由Mn、Ni及Cu所構成群組中之1種以上：合計2.5%~5.0%) Mn、Ni及Cu係用以產生α-γ變態之必要元素，因此必須含有合計2.5%以上之該等元素之1種以上。此外，並非得含有Mn、Ni及Cu全部，亦可僅含有該等元素中之1種，且其含量為2.5%以上。Mn、Ni及Cu之含量合計宜為2.8%以上、3.0%以上、3.7%以上。另一方面，若該等元素之含量合計大於5.0%，合金成本會增加，且有無方向性電磁鋼板之磁通密度降低之情形。因此，該等元素之含量設為合計5.0%以下。宜為4.0%以下。

本實施形態中，以能產生α-γ變態之條件來說，無方向性電磁鋼板之化學組成係進一步滿足以下條件。亦即，令Mn含量(質量%)為[Mn]、Ni含量(質量%)為[Ni]、Cu含量(質量%)為[Cu]、Si含量(質量%)為[Si]、sol.Al含量(質量%)為[sol.Al]及P含量(質量%)為[P]時，以質量%計滿足以下(1)式。 (2×[Mn]+2.5×[Ni]+[Cu])-([Si]+2×[sol.Al]+4×[P])≧1.50%　　　・・・(1) 不滿足前述(1)式時不會產生α-γ變態，故無方向性電磁鋼板之磁通密度會變低。(1)式之左邊宜為2.00%以上、3.00%以上、3.40%以上。 (1)式之左邊的上限無特別限定，亦可設為10.00%以下、6.00%以下、5.00%以下。

(Co：0.0%~1.0%) Co係有效使α-γ變態產生之元素，因此亦可視需求來含有。但若過多含有Co，合金成本會增加，且還有無方向性電磁鋼板之磁通密度降低之情形。因此，Co含量設為1.0%以下。宜為0.5%以下。此外，Co含量亦可為0.0%。惟，為了使α-γ變態穩定產生，宜將Co含量設為0.01%以上，較宜設為0.1%以上。

(Sn：0.00%~0.40%、Sb：0.00%~0.40%) Sn或Sb能改善冷軋延、再結晶後之集合組織，使無方向性電磁鋼板之磁通密度提升。因此，亦可視需求含有該等元素，但若含有過多會使鋼脆化。因此，Sn含量及Sb含量皆設為0.40%以下。宜皆為0.20%以下。此外，Sn含量及Sb含量亦可皆為0.0%。惟，如上述要賦予無方向性電磁鋼板之磁通密度的提升效果時，宜將Sn含量或Sb含量設為0.02%以上。

(P：0.000%~0.400%) P亦可為了確保晶粒成長後(精加工退火後)之無方向性電磁鋼板之硬度而含有，但若含有過多會招致鋼脆化。因此，P含量設為0.400%以下。宜為0.100%以下、0.050%以下。 P含量的下限無特別限定，可設為0.000%，亦可設為0.005%以上或0.010%以上。要賦予磁特性提升等之更進一步的效果時，P含量宜設為0.020%以上。

(選自於由Mg、Ca、Sr、Ba、Ce、La、Nd、Pr、Zn及Cd所構成群組中之1種以上：合計0.000%~0.010%) Mg、Ca、Sr、Ba、Ce、La、Nd、Pr、Zn及Cd在鑄造熔鋼時會與熔鋼中的S反應而生成硫化物或者氧硫化物或該等二者之析出物。以下，有時會將Mg、Ca、Sr、Ba、Ce、La、Nd、Pr、Zn及Cd總稱為「粗大析出物生成元素」。由粗大析出物生成元素生成之析出物的粒徑為1µm~2µm左右，遠遠大於MnS、TiN、AlN等微細析出物的粒徑(100nm左右)。因此，該等微細析出物會附著於由粗大析出物生成元素生成之析出物上，而變得不易阻礙中間退火等之退火中之再結晶及晶粒的成長。以結果而言，可對無方向性電磁鋼板適宜控制平均結晶粒徑，因此亦可視需要含有粗大析出物生成元素。為了充分獲得上述作用效果，粗大析出物生成元素之含量合計宜為0.0005%以上。較宜為0.001%以上、0.004%以上。惟，粗大析出物生成元素之含量合計若大於0.010%，硫化物或者氧硫化物或該二者的總量會過多，而阻礙中間退火等之退火中之再結晶及晶粒的成長。因此，粗大析出物生成元素之含量設為合計0.010%以下。宜為0.007%以下。

接著，說明本實施形態之無方向性電磁鋼板之具有特定方位之晶粒(特定方位晶粒)的平均粒徑的測定方法。特定方位晶粒的平均粒徑係使用OIM Analysis7.3(TSL公司製)，藉由採用了下述測定條件之電子背向散射繞射法(EBSD：Electron Back Scattering Diffraction)進行測定。測定裝置例如係使用EBSD檢測器與掃描型電子顯微鏡(SEM：Scanning Electron Microscope)。從測定區域中，選出目標之特定方位晶粒(容許值設定為10°，以下表記為裕度10°以內)。然後，藉由解析軟體求出選出之特定方位晶粒的粒徑作為圓等效直徑。求算1個測定區域(視野)內所有特定方位晶粒的粒徑，並將該等的個數平均作為特定方位晶粒的平均粒徑。

本實施形態之無方向性電磁鋼板中，係設為裕度10°以內，且令藉由EBSD測定時之{411}晶粒的平均粒徑為d ₄₁₁、{111}晶粒的平均粒徑為d ₁₁₁時，設為d ₄₁₁/d ₁₁₁≧1.10。d ₄₁₁/d ₁₁₁若小於1.10，在無方向性電磁鋼板便無法獲得優異之磁特性。因此，設為d ₄₁₁/d ₁₁₁≧1.10。宜設為d ₄₁₁/d ₁₁₁≧1.12。 d ₄₁₁/d ₁₁₁的上限雖無特別限定，惟d ₄₁₁/d ₁₁₁亦可設為1.30以下、1.20以下或1.18以下。

此外，求算特定方位晶粒的平均粒徑的測定條件的詳情如下。・測定裝置：使用SEM之型號「JSM-6400(JEOL公司製)」，EBSD檢測器之型號「HIKARI(TSL公司製)」・製程間隔：0.3µm(中間退火後、平整軋延後)、或5.0µm(精加工退火後) ・倍率：1000倍(中間退火後、平整軋延後)、或100倍(精加工退火後) ・測定對象：鋼板之C方向(寬度方向)中央的Z面(與板厚方向成直角之板面)之中心層(板厚1/2份) 此外，藉由研磨來減少厚度藉此使板厚1/2部露出即可。・測定區域：L方向1000µm以上且C方向1000µm以上之區域

又，本實施形態之無方向性電磁鋼板藉由EBSD測定時，宜在φ1=0~90°,Φ=20°中於φ1=0~10°具有最大強度，且在φ1=0°,Φ=0~90°中於Φ=5~35°具有最大強度。在φ1=0~90°,Φ=20°中於φ1=0~10°具有最大強度係與在{411}＜uvw＞方位中於{411}＜011＞方位附近具有最大強度為相同意思。若滿足該條件，{411}＜011＞方位便可適宜進行晶粒成長，而{411}晶粒之平均粒徑大。相較於{411}＜148＞方位等，{411}＜011＞方位之45°方向磁特性更優異。此外，當在φ1=0~90°,Φ=20°中於φ1=20~30°具有最大強度時，因會在{411}＜148＞方位附近具有最大強度，故不理想。在φ1=0~90°,Φ=20°中於φ1=0~5°具有最大強度較佳。

另一方面，藉由EBSD測定時，在φ1=0°,Φ=0~90°中於Φ=5~35°具有最大強度係與在{hkl}＜011＞方位中於{411}＜011＞方位附近具有最大強度為相同意思。若滿足該條件，{411}＜011＞方位便可適宜進行晶粒成長，而{411}晶粒之平均粒徑大。{411}＜011＞方位之磁特性優異，且應力敏感性低於{100}＜011＞方位，故在歛合鐵芯等之磁特性劣化少。此外，當在1=0°,Φ=0~90°中於Φ=0~3°具有最大強度時，因會在{100}＜011＞方位附近具有最大強度，故不理想。在φ1=0°,Φ=0~90°中於Φ=20~30°具有最大強度較佳。

在此，說明無方向性電磁鋼板之特定方位範圍內的最大強度的判定方法。在藉由EBSD進行之測定區域中，使用OMI Analysis7.3，以下述條件作成分布函數(ODF：Orientation Distribution Function)。然後輸出作成之ODF的數據，將在特定方位範圍(以φ1,Φ之角度規定範圍)內ODF value達最大之處作為最大強度。

又，說明無方向性電磁鋼板中之特定方位之ODF強度的判定方法。在藉由EBSD進行之測定區域中，使用OMI Analysis7.3，以下述條件作成ODF。然後輸出作成之ODF的數據，將在特定方位(以φ1,Φ之角度規定方位)之ODF value作為ODF強度。

此外，ODF之作成條件之詳情如下。・Series Rank[L]：16 ・Gaussian Half-Width[degrees]：5 ・Sample Symmetry：Triclinic(None) ・Bunge Euler Angles：φ1=0~90°,φ2=45°,Φ=0~90°

接下來，說明本實施形態之無方向性電磁鋼板之板厚。本實施形態之無方向性電磁鋼板之板厚無特別限定。本實施形態之無方向性電磁鋼板之理想板厚為0.25~0.5mm。通常，板厚若變薄，鐵損便低，但磁通密度會變低。基於該點，板厚若為0.25mm以上，鐵損會變得更低且磁通密度會變得更高。又，板厚若為0.5mm以下便可維持低鐵損。板厚之較佳下限值為0.3mm。

上述本實施形態之無方向性電磁鋼板之特徵為藉由進行精加工退火而製造之無方向性電磁鋼板之特徵。以下，說明進行精加工退火前(且進行平整軋延後)之無方向性電磁鋼板之特徵。

平整軋延後(精加工退火前)之無方向性電磁鋼板具有以下之GOS(Grain Orientation Spread)值。在此，GOS值係將在同一晶粒內之所有測定點(像素)間的方位差平均而得者，在應變多之晶粒中，GOS值會變高。在平整軋延後之無方向性電磁鋼板中，GOS的個數平均值Gs若小、亦即若為低應變狀態，在下一步驟之精加工退火中，便容易發生因凸脹而帶來的晶粒成長。因此，平整軋延後之GOS值的個數平均值Gs宜設為3.0以下。另一方面，GOS值的個數平均值Gs若小於0.8，應變量會變得過小，因凸脹而帶來的晶粒成長所花費之精加工退火時間會變長。因此，平整軋延後之GOS值的個數平均值Gs宜設為0.8以上。

在此，說明無方向性電磁鋼板中之GOS值的計算方法。使用上述測定特定方位晶粒的平均粒徑時之EBSD數據，利用OIM Analysis7.3進行解析，藉此求出GOS值的個數平均值。藉此獲得Gs。

又，平整軋延後(精加工退火前)之無方向性電磁鋼板中，α纖維率越大，精加工退火後之磁特性便越強。在此，說明α纖維率之測定方法。本實施形態中，α纖維係定義為具有{hkl}＜011＞方位之結晶方位的晶粒。在藉由EBSD進行之測定區域中，使用OMI Analysis7.3，選出具有{hkl}＜011＞方位之結晶方位的晶粒(裕度10°以內)。將選出之晶粒的面積除以測定區域的面積，求出百分比。將該百分比作為α纖維率。

平整軋延後(精加工退火前)之無方向性電磁鋼板中，α纖維率宜設為20%以上。較宜為25%以上。

又，關於平整軋延後(精加工退火前)之無方向性電磁鋼板，係將{100}＜011＞方位之ODF強度設為15以下。在此，{100}＜011＞方位之ODF強度係使用測定特定方位晶粒的平均粒徑時之EBSD的數據作成之ODF之φ1=0°,Φ=0°的ODF Value。{411}＜011＞方位之磁特性優異，且應力敏感性低於{100}＜011＞方位，故在歛合鐵芯等之磁性劣化少。藉由使平整軋延後(精加工退火前)之{100}＜011＞方位之ODF強度在15以下，可強化後續精加工退火後之{411}＜011＞方位。

本實施形態之無方向性電磁鋼板藉由形成鐵芯，可廣泛應用於要求磁特性(高磁通密度及低鐵損)之用途。鐵芯之用途例如如下。 (A)電機機器所用之伺服馬達、步進馬達、壓縮機 (B)電動車、動力混合車所用之驅動馬達。在此，「車」包含汽車、機車、火車等。 (C)發電機 (D)各種用途之鐵心、抗流線圈、反應器 (E)電流感測器等

本實施形態之無方向性電磁鋼板亦可應用於上述(A)~(E)之用途以外之用途。本實施形態之無方向性電磁鋼板尤其適宜作為設計成以從鋼板之軋延方向起算傾斜45°之方向(45°方向)作為鐵芯之主要磁化方向的分割鐵芯。又，本實施形態之無方向性電磁鋼板適宜利用於應用於1000Hz以上之高頻區域的電動車或動力混合車之驅動馬達的分割鐵芯等。

接下來，說明本實施形態無方向性電磁鋼板之製造方法之一例。在本實施形態中，係進行熱軋延、冷軋延、中間退火、第2次冷軋延(平整軋延)及精加工退火。

在熱軋延中，對滿足上述化學組成之鋼材實施熱軋延來製造熱軋延板。熱軋延步驟具備加熱步驟與軋延步驟。

鋼材例如為藉由一般之連續鑄造所製造之扁胚，上述化學組成之鋼材係利用周知方法而製造。例如，以轉爐或電爐等製造熔鋼。對製出之熔鋼以脫氣設備等進行二次精煉，製成具有上述化學組成之熔鋼。使用熔鋼藉由連續鑄造法或造塊法來鑄造扁胚。亦可將鑄造出之扁胚分塊軋延。

在加熱步驟中，宜將具有上述化學組成之鋼材加熱至1000~1200℃。具體而言，係將鋼材裝入加熱爐或均熱爐，在爐內加熱。在加熱爐或均熱爐中，在上述加熱溫度下之維持時間無特別限定，例如為30~200小時。

在軋延步驟中，係對經加熱步驟而加熱後之鋼材實施複數個道次之軋延，來製造熱軋延板。在此，「道次」意指：鋼板通過具有一對工作軋輥之1個軋延軋台而受到軋縮。熱軋延舉例來說，可使用包含排成一列的複數個軋延軋台(各軋延軋台具有一對工作軋輥)之串聯式軋延機來實施串聯式軋延，而實施複數個道次之軋延，亦可實施具有一對工作軋輥之可逆式軋延，而實施複數個道次之軋延。由生產性之觀點來看，宜使用串聯式軋延機來實施複數個軋延道次。

軋延步驟(粗軋延及精整軋延)中之軋延係在γ區(Ar1點以上)之溫度下進行。亦即，係以使通過精整軋延之最終道次時之溫度(精整軋延溫度FT(℃))成為Ar1點以上之方式進行熱軋延。精整軋延溫度FT(℃)低於Ar1點時，有最後獲得之無方向性電磁鋼板的平均粒徑比(d ₄₁₁/d ₁₁₁)變小，磁通密度B50(45°方向)、鐵損W10/400及鐵損劣化率變差之虞。因此，在軋延步驟中，係以使精整軋延溫度FT(℃)成為Ar1點以上之方式進行熱軋延。為了充分提高平均粒徑比(d ₄₁₁/d ₁₁₁)，精整軋延溫度FT(℃)宜設為840℃以上。又，宜以使精整軋延溫度FT成為Ac3點以下之方式進行熱軋延。藉由以使精整軋延溫度FT成為Ac3點以下之方式進行熱軋延，可與後述之冷卻等互相作用而適宜地於晶粒內導入應變，結果可使{411}＜011＞方位晶粒發達。精整軋延溫度FT若高於Ac3點，便無法適宜地於晶粒內導入應變，結果有無法使{411}＜011＞方位晶粒發達之情形。此外，Ar1點可從以1℃/秒之平均冷卻速度進行冷卻中之鋼板的熱膨脹變化求出。又，Ac3點、後述之Ac1點可從以1℃/秒的平均加熱速度進行加熱中之鋼板的熱膨脹變化求出。

在此，精整軋延溫度FT意指：在熱軋延步驟中之上述軋延步驟中，於進行最終道次之軋縮之軋延軋台出口側的鋼板表面溫度(℃)。例如，精整軋延溫度FT可利用設置於進行最終道次之軋縮之軋延軋台出口側的測溫計來進行測溫。此外，精整軋延溫度FT意指：例如為在將鋼板全長沿軋延方向分成10等分而做成10區間時，排除前端之1區間與後端之1區間後之部分的測溫結果的平均值。

之後，藉由軋延步驟後之冷卻從沃斯田鐵變態成肥粒鐵，可以高應變獲得適度微細的晶粒。關於冷卻條件，係以使通過精整軋延之最終道次後在0.10秒後開始冷卻，且以在3秒後使熱軋延板之表面溫度成為300℃以上且Ar1點以下之方式進行冷卻。此處，本實施形態中，不宜於熱軋延後立即進行急冷。此處所提之熱軋延板後立即急冷(結束後立即急冷)，係指通過精整軋延之最終道次後在0.10秒以內開始水冷、或使3秒後之熱軋延板之表面溫度低於300℃之冷卻。如所述之結束後立即急冷可在精整軋延後不進行氣冷，而對精整軋延之最終道次的工作軋輥澆水之方式進行水冷來進行。本實施形態中，因不進行所述之結束後立即急冷，故不需要特殊之急冷裝置，而亦有利於製造成本方面。又，藉由進行如上述之非結束後立即急冷後之冷卻，預先製成不會被過度微細化之理想之結晶粒徑並在之後施行冷軋延，而在中間退火後α纖維會發達，從而可在後續之平整軋延、精加工退火後使一般不易發達之{411}＜011＞方位發達。此外，熱軋延步驟後之冷卻中的冷卻停止溫度無特別限定，由應變量維持之觀點來看，宜設為500℃以下之溫度區域。

又，吾等認為熱軋延板之集合組織若進行結束後立即急冷，便會成為未再結晶沃斯田鐵變態而成之組織，而若進行非為結束後立即急冷之冷卻，則會變成部分再結晶沃斯田鐵變態而成之組織。在精整軋延後立即急冷時，在後續之精加工退火後之組織中會聚集於{100}＜011＞方位；而若在精整軋延後進行非為結束後立即急冷之冷卻時，在後續之精加工退火後之組織中會聚集於{411}＜011＞方位。因此，吾等認為為了強化{411}＜011＞方位，重要的係使部分再結晶沃斯田鐵變態。

在此，關於冷卻條件，宜設為使冷軋延前在熱軋延板之平均結晶粒徑成為3~10µm的條件。晶粒若過度粗大化，在冷軋延、中間退火後α纖維變得不易發達，而有無法獲得所期望之平均粒徑比(d ₄₁₁/d ₁₁₁)的情形。又，若過度微細化，便無法獲得所期望之平均粒徑比(d ₄₁₁/d ₁₁₁)。因此，為了將冷軋延前在熱軋延板之平均結晶粒徑設為3~10µm，宜在通過精整軋延之最終道次後起算3秒以內設為Ar1點以下之溫度。粒徑之測定方法可利用例如切斷法來測定。

又，通過精整軋延之最終道次後起算3秒後之熱軋延板之表面溫度係利用以下方法來測定。在無方向性電磁鋼板之熱軋延設備產線中，係於熱軋延機之下游配置有冷卻裝置及運送產線(例如輸送輥)。於熱軋延機之實施最終道次之軋延軋台的送出側，係配置有測定熱軋延板之表面溫度的測溫計。且，複數個測溫計亦係相對於配置於軋延軋台之下游的輸送滾筒，沿著輸送產線排列。冷卻裝置係配置於實施最終道次之軋延軋台之下游。於水冷裝置之入口側配置有測溫計。冷卻裝置例如可為周知之水冷裝置，亦可為周知之強制氣冷裝置。宜為冷卻裝置為水冷裝置。水冷裝置之冷卻液可為水，亦可為水與空氣的混合流體。

熱軋延板之表面溫度係利用配置於熱軋延設備產線的測溫計來測定。然後，求出在通過精整軋延之最終道次後起算3秒後之溫度。

然後，不進行熱軋延板退火便捲取，並對熱軋延板進行冷軋延。此外，此處所提之熱軋延板退火意指：例如對熱軋延板進行之加熱溫度為800~1100℃之溫度區域的熱處理。熱軋延板退火時在加熱溫度下之維持時間例如為1分鐘以上。若進行熱軋延板退火，便無法適宜控制晶粒內之應變，結果無法使{411}＜011＞方位晶粒成長至所期望之粒徑，故不理想。

不對熱軋延板實施熱軋延板退火，而對熱軋延板進行冷軋延。冷軋延舉例來說，亦可使用包含排成一列的複數個軋延軋台(各軋延軋台具有一對工作軋輥)之串聯式軋延機來實施串聯式軋延，而實施複數個道次之軋延。又，亦可利用具有一對工作軋輥之森吉米爾軋延機等實施可逆式軋延，而實施1個道次或複數個道次之軋延。由生產性之觀點來看，宜使用串聯式軋延機來實施複數個道次之軋延。

冷軋延中，係於冷軋延途中不實施退火處理而實施冷軋延。例如，在實施可逆式軋延而在複數個道次實施冷軋延時，係於冷軋延之道次與道次之間不穿插退火處理而實施複數個道次之冷軋延。又，亦可使用可逆式軋延機，僅在1個道次實施冷軋延。又，當實施使用串聯式軋延機之冷軋延時，係在複數個道次(各軋延軋台中之道次)中連續實施冷軋延。此外，為了防止脆性破裂而進行在冷軋延途中之退火時，大多係在其前後進行軋縮率小(例如10%左右)之冷軋延。因此，此處所提之「在冷軋延途中之退火」與本實施形態中之在平整軋延前進行之「中間退火」，可藉由退火前途之冷軋延的軋縮率之差來作區別。又，在藉由冷軋二次法等進行在冷軋延間之退火時，大多係在該退火後進行軋縮率高(例如40%左右)之冷軋延。因此，此處所提之「在冷軋延間之退火」與本實施形態中之在平整軋延前進行之「中間退火」，可藉由其之後進行之冷軋延之軋縮率來作區別。

本實施形態中，宜將冷軋延之軋縮率RR1(%)設為75~95%。在此，軋縮率RR1係如下定義。軋縮率RR1(%)=(1-在冷軋延中在最終道次之軋延後的板厚/在冷軋延中之第1道次之軋延前的板厚)×100

冷軋延結束後，便接著進行中間退火。本實施形態中，宜將中間退火溫度T1(℃)控制在Ac1點以下。中間退火之溫度若高於Ac1點，鋼板組織之一部分會變態成沃斯田鐵，而鋼板中之應變會過度降低。此外，中間退火之溫度若太低，便無法發生再結晶，而有在後續之平整軋延及精加工退火時{411}＜011＞方位晶粒無法充分成長，無方向性電磁鋼板之磁通密度不會變高之情形。因此，中間退火溫度T1(℃)宜設為600℃以上。

在此，中間退火溫度T1(℃)設為在退火爐的抽出口附近的板溫(鋼板表面之溫度)。退火爐的板溫可利用配置於退火爐抽出口的測溫計來測定。

又，在中間退火步驟中，在中間退火溫度T1下之維持時間若為本領域業者所周知之時間即可。在中間退火溫度T1下之維持時間例如為5~60秒，惟在中間退火溫度T1下之維持時間不受此限。又，至中間退火溫度T1為止之升溫速度亦為周知之條件即可。至中間退火溫度T1為止之升溫速度例如為10.0~20.0℃/秒，惟至中間退火溫度T1為止之升溫速度不受此限。

中間退火時之氣體環境無特別限定，而中間退火時之氣體環境例如係使用含有20%H ₂且剩餘部分由N ₂構成之環境氣體(乾燥)。中間退火後之鋼板的冷卻速度無特別限定，冷卻速度例如為5.0~60.0℃/秒。

若在如以上之條件下至中間退火為止結束，所獲得之冷軋延鋼板在EBSD測定時之α纖維率(裕度10°以內)便會達15%以上。如所述為了在平整軋延前之階段將α纖維率(裕度10°以內)設為15%以上，有效的是製成α-γ變態系的化學組成(Mn、Ni、Cu之γ成形元素為高濃度的化學組成)，並將從熱軋延至中間退火為止設為前述條件，特別有效的是控制精整軋延後之冷卻條件。對使從部分再結晶沃斯田鐵變態成肥粒鐵且已使熱軋延後之平均結晶粒徑成為3~10µm之熱軋延板進行冷軋延，然後進行中間退火，藉此容易生成{411}＜011＞方位之α纖維便會發達。如前述，若在精整軋延後立即急冷，便會成為未再結晶沃斯田鐵變態而成之組織，而不會成為部分再結晶沃斯田鐵變態而成之組織。藉由在後述條件下對以上述方法製出之冷軋延鋼板進行平整軋延，並進行精加工退火，可獲得本實施形態之無方向性電磁鋼板。

中間退火結束後，便接著進行平整軋延。具體而言，係對中間退火步驟後之冷軋延鋼板，在常溫、大氣中實施平整軋延(輕軋縮率下之冷軋延)。此處的平整軋延例如係使用以上述森吉米爾軋延機為代表之可逆式軋延機、或串聯式軋延機。

平整軋延中，係不於途中實施退火處理而實施軋延。例如，在實施可逆式軋延而在複數個道次實施平整軋延時，係於道次間不穿插退火處理而實施複數次軋延。此外，亦可使用可逆式軋延機，僅在1個道次實施平整軋延。又，當實施使用串聯式軋延機之平整軋延時，係在複數個道次(各軋延軋台中之道次)連續實施軋延。

如上述，本實施形態中係利用熱軋延及冷軋延於鋼板導入應變後，藉由中間退火暫時減低已導入鋼板之應變。然後，實施平整軋延。藉此，於中間退火中降低藉由冷軋延而被導入過多之應變，並同時實施中間退火，藉此可抑制於鋼板板面中具有{111}面之結晶方位的晶粒優先再結晶，使具有{411}＜011＞方位之結晶方位的晶粒殘存。然後，在平整軋延中於鋼板中之各晶粒導入適當之應變量，並在下一步驟之精加工退火中，使其成為容易發生因凸脹而帶來之晶粒成長的狀態。

本實施形態中，係將平整軋延之軋縮率RR2設為5~20%。在此，軋縮率RR2係如下定義。軋縮率RR2(%)=(1-在平整軋延中之最後道次之軋延後的板厚/在平整軋延中之第1道次之軋延前的板厚)×100

在此，軋縮率RR2若小於5%，應變量會變得過小，因凸脹而帶來的晶粒成長所花費之精加工退火時間會變長。又，軋縮率RR2若大於20%，應變量會變得過大，而發生一般之晶粒成長而不會凸脹，從而在精加工退火中{411}＜148＞或{111}＜011＞會成長。因此，軋縮率RR2設為5~20%。

平整軋延中之道次次數可僅為1個道次(亦即僅1次之軋延)，亦可為複數個道次之軋延。

如前述，在α-γ變態系的化學組成之鋼板中，藉由在中間退火使其再結晶，並在如以上之條件下進行平整軋延，可獲得前述之GOS值及α纖維率。

在平整軋延後，係在將精加工退火溫度T2設為750℃以上且Ac1點以下、並且將在該溫度區域中之維持時間(精加工退火時間Δt2)設為2小時以上之條件下施行精加工退火。將精加工退火溫度T2(℃)設為低於750℃時，便不會充分發生因凸脹而帶來的晶粒成長。此時，{411}＜011＞方位之聚集度會降低。又，精加工退火溫度T2若高於Ac1點，鋼板組織之一部分會變態成沃斯田鐵，便不會發生因凸脹而帶來的晶粒成長，從而無法獲得所期望之平均粒徑比(d ₄₁₁/d ₁₁₁)。又，精加工退火時間Δt2少於2小時時，即便精加工退火溫度T2為750℃以上且Ac1點以下，仍不會充分發生因凸脹而帶來的晶粒成長，從而{411}＜011＞方位之聚集度降低。此外，精加工退火之退火時間的上限無特別限定，即便精加工退火時間Δt2超過10小時因效果飽和，故理想之上限為10小時。

在此，精加工退火溫度T2設為在退火爐的抽出口附近的板溫(鋼板表面之溫度)。退火爐的爐溫可利用配置於退火爐抽出口的測溫計來測定。

此外，在精加工退火步驟中，至精加工退火溫度T2為止之升溫速度TR2若為本領域業者所周知之升溫速度即可。在此，維持時間Δt2係指鋼板之表面溫度達精加工退火溫度T2後之維持時間。

精加工退火步驟中至精加工退火溫度T2為止之理想升溫速度TR2設為0.1℃/秒以上且小於10.0℃/秒。升溫速度TR2若為0.1℃/秒以上且小於10.0℃/秒，便會充分發生因凸脹而帶來的晶粒成長。此時，{411}＜011＞結晶方位之聚集度會變得更高，且在板厚中央位置之ND面的晶粒亦會變得更不易參差。

升溫速度TR2係利用以下方法求算。於具有上述化學組成且經實施上述熱軋延至平整為止而獲得之鋼板安裝熱電偶，作成試樣鋼板。對安裝有熱電偶之試樣鋼板實施升溫，測定從開始升溫至到達精加工退火溫度T2為止之時間。根據測得之時間，求出升溫速度TR2。

在精加工退火步驟中，在精加工退火溫度T2下之維持時間Δt2為2小時以上。維持時間Δt2若為2小時以上，便會因凸脹而充分發生{411}＜110＞晶粒之晶粒成長。此時，{411}＜011＞結晶方位之聚集度會變得更高，且在板厚中央位置之ND面的晶粒亦會變得更不易參差。維持時間Δt2的下限為2小時以上，宜為3小時以上。如前述，維持時間Δt2之理想上限為10小時以下，更宜為5小時以下。

精加工退火步驟時之氣體環境無特別限定。精加工退火步驟時之氣體環境係使用例如含有20%H ₂且剩餘部分由N ₂構成之環境氣體(乾燥)。精加工退火後之鋼板的冷卻速度無特別限定。冷卻速度例如為5~20℃/秒。

此外，在本實施形態之無方向性電磁鋼板之製造方法中，亦可不進行上述精加工退火。亦即，本實施形態之無方向性電磁鋼板亦可為平整軋延後之無方向性電磁鋼板呈出貨之形態。在所述情況下，例如亦可將至平整軋延為止之步驟在鋼板製造公司進行，而在出貨地之鐵芯製造公司進行無方向性電磁鋼板之沖裁或積層，之後進行弛力退火來取代精加工退火。此時之弛力退火亦可在將退火溫度設為750℃以上且Ac1點以下之溫度區域、並將退火時間設為2小時以上之條件下進行。

如以上方式，可製造本實施形態之無方向性電磁鋼板。

本實施形態無方向性電磁鋼板之製造方法不限於上述製造步驟。

舉例來說，上述製造步驟中，亦可在熱軋延後且在冷軋延前實施噴珠及/或酸洗。在噴珠中，係對熱軋延後之鋼板實施噴珠，破壞形成於熱軋延後之鋼板表面的鏽皮並去除。在酸洗中，係對熱軋延後之鋼板實施酸洗處理。酸洗處理例如係將鹽酸水溶液作為酸洗浴來利用。藉由酸洗，形成於鋼板表面成的鏽皮便會被去除。亦可在熱軋延後且在冷軋延前實施噴珠，接著實施酸洗。又，亦可在熱軋延後且在冷軋延前實施酸洗，而不實施噴珠。亦可在熱軋延後且在冷軋延前實施噴珠，而不實施酸洗處理。此外，噴珠及酸洗為任意步驟。因此，在熱軋延後且在冷軋延前亦可不實施噴珠步驟及酸洗步驟兩者。

本實施形態之電磁鋼板之製造方法亦可進一步在精加工退火後實施塗覆。塗覆係於精加工退火後之鋼板表面形成絕緣被膜。

絕緣被膜之種類無特別限定。絕緣被膜可為有機成分，亦可為無機成分，且絕緣塗覆亦可含有有機成分與無機成分。無機成分例如為重鉻酸-硼酸系、磷酸系、氧化矽系等。有機成分例如為一般的丙烯酸系、丙烯酸苯乙烯系、丙烯酸矽系、矽系、聚酯系、環氧系、氟系之樹脂。考慮到塗裝性時，理想之樹脂為乳液型樹脂。亦可施行藉由加熱及/或加壓而發揮接著能力之絕緣塗覆。具有接著能力之絕緣塗覆為例如丙烯酸系、酚系、環氧系、三聚氰胺系之樹脂。

此外，塗覆為任意步驟。因此，在精加工退火後亦可不實施塗覆。

此外，本實施形態之無方向性電磁鋼板不限於上述製造方法。藉由EBSD測定時若為d ₄₁₁/d ₁₁₁≧1.10，則不限於上述製造方法。

實施例接著，針對本發明實施形態之無方向性電磁鋼板，顯示實施例並具體地說明。以下所示之實施例僅為本發明實施形態之無方向性電磁鋼板之一例，本發明之無方向性電磁鋼板不受限於下述例。

(第1實施例) 藉由鑄造熔鋼，製出以下表1所示之成分的鑄錠。在此，式左邊表示前述(1)式之左邊的值。又，Mg等係表示選自於由Mg、Ca、Sr、Ba、Ce、La、Nd、Pr、Zn及Cd所構成群組中之1種以上之合計。然後，將製出之鑄錠加熱至1150℃進行熱軋延，並按表2所示之精整軋延溫度FT進行精整軋延。然後，在通過最終道次後按表2所示之冷卻條件(通過最終道次後至開始冷卻為止之時間、及通過最終道次後起算3秒後之鋼板溫度)下進行冷卻。

接著，針對熱軋延板不進行熱軋延板退火，而藉由酸洗去除鏽皮，且按表2所示之軋縮率RR1進行冷軋延。然後，在氫20%、氮80%氣體環境中進行中間退火，並將中間退火溫度T1控制成表2所示之溫度後進行30秒中間退火。

接著，除了No.11外，按表2所示之軋縮率RR2進行平整軋延。然後，在氫100%氣體環境中按表2所示之精加工退火溫度T2進行了精加工退火。此時，將在精加工退火溫度T2下之維持時間Δt2設為表2所示之時間。此外，在進行精加工退火前，藉由前述測定條件算出GOS值的個數平均值Gs。

又，為了調查精加工退火後之集合組織，切除一部分無方向性電磁鋼板，並將該切除後之試驗片加工成1/2厚度。關於平均粒徑比(d ₄₁₁/d ₁₁₁)，係在藉由EBSD進行之測定區域中在前述測定條件下進行觀察而求得。將各結果顯示於表3。

又，為了調查精加工退火後之磁特性，測定磁通密度B50、鐵損W10/400。又，作為應力敏感性之指標，係求出在壓縮應力下之鐵損W10/50的鐵損劣化率。關於磁通密度B50，係在相對於軋延方向為0°方向與45°方向之2種方向上採取55mm見方之試樣作為測定試料。針對該2種試樣，利用上述方法測定磁通密度B50。將相對於軋延方向為45°方向與135°方向之磁通密度的平均值作為45°方向之磁通密度B50，且將相對於軋延方向為0°方向、45°方向、90°方向及135°方向的平均值作為磁通密度B50之全周平均。45°方向之磁通密度B50為1.70T以上時，視為高磁通密度之無方向性電磁鋼板，而判定為合格。另一方面，45°方向之磁通密度B50小於1.70T時，視為非為高磁通密度之無方向性電磁鋼板，而判定為不合格。又，當45°方向之磁通密度B50為1.70T以上、且全周平均之磁通密度B50為1.55T以上時，判斷為具備更之高磁通密度之無方向性電磁鋼板。關於鐵損W10/400，係使用在相對於軋延方向為45°方向上採取之上述試樣，利用上述方法求出45°方向之鐵損W10/400。45°方向之鐵損W10/400為16.0W/kg以下時，視為低鐵損之無方向性電磁鋼板，而判定為合格。另一方面，45°方向之鐵損W10/400大於16.0W/kg時，視為非為低鐵損之無方向性電磁鋼板，而判定為不合格。並且，關於在壓縮應力下之鐵損W10/50的鐵損劣化率W _x[%]，係令在無應力下之鐵損W10/50為W10/50(0)、在10MPa之壓縮應力下之鐵損W10/50為W10/50(10)時，按以下式算出鐵損劣化率W _x。此外，鐵損W10/50係使用在相對於軋延方向為45°方向上採取之試料與單板磁測定裝置，測定以使最大磁通密度成為1.0T而施加50Hz之交變磁場時產生的全周平均之能量損失(W/kg)而得。鐵損劣化率W _x為40.0%以下時，判斷為在壓縮應力下之鐵損劣化小之無方向性電磁鋼板。將測定結果顯示於表3。 W _x={W10/50(10)-W10/50(0)}/W10/50(0)

[表1]

[表2]

[表3]

表1、表2及表3中之底線表示：脫離本發明範圍之條件、製造條件不理想、或特性值不理想。關於本發明例之No.1、No.4、No.7及No.8，磁通密度B50、鐵損W10/400及鐵損劣化率全部皆為良好之值。

另一方面，關於比較例之No.2，因在精整軋延後進行急冷，故平均粒徑比(d ₄₁₁/d ₁₁₁)變小，在壓縮應力下之鐵損劣化率大。關於比較例之No.3，其選自於由Mn、Ni及Cu所構成群組中之1種以上之合計不足，且為不會產生α-γ變態之組成，故平均粒徑比(d ₄₁₁/d ₁₁₁)變小，磁通密度B50(45°方向)、鐵損W10/400及鐵損劣化率差。關於No.3，因其為不會產生α-γ變態之組成，故未記載Ar1點、Ac1點及Ac3點。關於比較例之No.5，精整軋延溫度FT低於Ar1點，故平均粒徑比(d ₄₁₁/d ₁₁₁)變小，磁通密度B50(45°方向)、鐵損W10/400及鐵損劣化率差。關於比較例之No.6，因通過精整軋延之最終道次後至開始冷卻為止之時間過短，故平均粒徑比(d ₄₁₁/d ₁₁₁)變小，在壓縮應力下之鐵損劣化率大。

比較例之No.9因Si不足，故鐵損W10/400大。關於比較例之No.10，其選自於由Mn、Ni及Cu所構成群組中之1種以上之合計過多，故磁通密度B50為45°方向、全周平均皆差。且，因偏析而於冷軋延時於一部分發生斷裂成兩片。關於比較例之No.11，因未進行平整軋延，故平均粒徑比(d ₄₁₁/d ₁₁₁)變小，磁通密度B50(45°方向)、鐵損W10/400及鐵損劣化率差。關於比較例之No.12，因在平整軋延中之軋縮率RR2過大，故平均粒徑比(d ₄₁₁/d ₁₁₁)變小，磁通密度B50(45°方向)及鐵損W10/400差。又，比較例之No.13因脫離理想之製造條件，故無法獲得所期望之金屬組織，且無法獲得所期望之特性。

產業上之可利用性根據本發明上述態樣，可提供一種無方向性電磁鋼板，其可抑制製造負荷且具備包含應力敏感性及45°方向特性之優異的磁特性。

(無)

Claims

一種無方向性電磁鋼板，特徵在於：具有以下化學組成：以質量%計含有： 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、選自於由Mn、Ni及Cu所構成群組中之1種以上：合計2.5%~5.0%、 Co：0.0%~1.0%、 Sn：0.00%~0.40%、 Sb：0.00%~0.40%、 P：0.000%~0.400%，以及選自於由Mg、Ca、Sr、Ba、Ce、La、Nd、Pr、Zn及Cd所構成群組中之1種以上：合計0.000%~0.010%；且令Mn含量(質量%)為[Mn]、Ni含量(質量%)為[Ni]、Cu含量(質量%)為[Cu]、Si含量(質量%)為[Si]、sol.Al含量(質量%)為[sol.Al]及P含量(質量%)為[P]時，滿足以下(1)式；並且剩餘部分係由Fe及不純物構成；令{411}晶粒的平均粒徑為d ₄₁₁、{111}晶粒的平均粒徑為d ₁₁₁時，d ₄₁₁/d ₁₁₁≧1.10； (2×[Mn]+2.5×[Ni]+[Cu])-([Si]+2×[sol.Al]+4×[P])≧1.5%　　　・・・(1)。