TWI774294B - 無方向性電磁鋼板、鐵芯、冷輥軋鋼板、無方向性電磁鋼板的製造方法及冷輥軋鋼板的製造方法 - Google Patents

無方向性電磁鋼板、鐵芯、冷輥軋鋼板、無方向性電磁鋼板的製造方法及冷輥軋鋼板的製造方法 Download PDF

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Abstract

本發明之無方向性電磁鋼板具有預定之化學組成，前述化學組成滿足(2×[Mn]+2.5×[Ni]+[Cu])-([Si]+2×[sol.Al]+4×[P])≧1.50%，表面起算板厚1/2深度且與輥軋面平行的面以SEM-EBSD測定時，將{hkl}＜uvw＞方位之結晶粒相對於全視野的面積率標記為Ahkl-uvw時，A411-011為15.0%以上，平均結晶粒徑為50μm~150μm。

Description

無方向性電磁鋼板、鐵芯、冷輥軋鋼板、無方向性電磁鋼板的製造方法及冷輥軋鋼板的製造方法
本發明有關於無方向性電磁鋼板、鐵芯、冷輥軋鋼板、無方向性電磁鋼板的製造方法及冷輥軋鋼板的製造方法。 本申請案依據2020年04月10日在日本申請之日本專利特願2020-070883號主張優先權，且在此引用其內容。
電磁鋼板作為電器之鐵芯(鐵心)素材使用。電器可舉例如：裝載於汽車之驅動馬達、具代表性之空調或冰箱用的各種壓縮機用馬達，甚至是家庭用或產業用之發電機等。該等電器被要求高能效、小型化及高功率化。因此，作為電器鐵芯使用之電磁鋼板被要求低鐵損及高磁通量密度。為了獲得低鐵損及高磁通量密度，解決方法有控制集合組織，並且迄今已提出了下述技術：於鋼板板面內具易磁化軸有助於提升磁特性，且藉由鋼板製造所需步驟即熱輥軋及冷輥軋中的輥軋加工，使下述組織變得發達：該組織是可較容易提高集聚之組織(α纖維(α-fiber))。具體而言，是形成一種＜110＞方向略平行於輥軋方向(RD)的組織。
專利文獻1~3中，均揭示了使{100}＜011＞方位發達之方法，並記載了降低變態溫度，熱輥軋後快速冷卻將組織微細化。
具體而言，專利文獻1中，記載了熱輥軋後3秒內以200℃/sec以上之冷卻速度冷卻至250℃以下，以及於熱輥軋與冷輥軋間未進行退火，並將冷輥軋中之累積軋縮率設為88%以上。藉此，可製造鋼板板面集聚於{100}＜011＞方位之電磁鋼板。
又，專利文獻2中，揭示了一種包含0.6質量%以上3.0質量%以下之Al之電磁鋼板的製造方法，並記載了藉由與專利文獻1記載之方法相同的步驟，可製造鋼板板面集聚於{100}＜011＞方位之電磁鋼板。
另一方面，專利文獻3中，記載了將熱輥軋之精輥軋溫度設為Ac3變態點以上，於熱輥軋後3秒內將鋼板溫度冷卻至250℃、或將精輥軋溫度設為Ac3變態點-50℃以下，以自然冷卻以上之冷卻速度冷卻。又，專利文獻3中記載之製造方法安插中間退火進行2次冷輥軋，於熱輥軋與第1次冷輥軋之間未進行退火，並將第2次冷輥軋之累積軋縮率設為5~15%。藉此，可製造鋼板板面集聚於{100}＜011＞方位之電磁鋼板。
專利文獻1~3記載之任何方法中，於製造鋼板板面集聚於{100}＜011＞方位之電磁鋼板時，將熱輥軋中之精輥軋溫度設為Ac3溫度以上的情況，之後需立刻快速冷卻。若進行快速冷卻則熱輥軋後之冷卻負擔變高。考量到作業穩定性的情況，以可抑制實施冷輥軋之輥軋機的負擔為佳。
另一方面，為提升磁特性，亦提出了一種技術，是使自{100}方位旋轉20°之{411}方位發達。專利文獻4~7中均揭示了使{411}方位發達之技術，並記載了將熱輥軋板中之粒徑最佳化、或強化熱輥軋板之集合組織中的α纖維。
具體而言，專利文獻4中記載了對{211}方位之集聚度較{411}方位之集聚度高的熱輥軋板進行冷輥軋，並將冷輥軋中之累積軋縮率設為80%以上。藉此，可製造鋼板板面集聚於{411}方位之電磁鋼板。
又，專利文獻5及6中記載了將扁鋼胚加熱溫度設為700℃以上1150℃以下、精輥軋之開始溫度設為650℃以上850℃以下、精輥軋之終溫設為550℃以上800℃以下，甚至，將冷輥軋中之累積軋縮率設為85~95%。藉此，可製造鋼板板面集聚於{100}方位及{411}方位之電磁鋼板。
另一方面，專利文獻7中記載了一種無方向性電磁鋼板的製造方法，若藉由薄片鑄造等使熱輥軋鋼捲鋼板中α纖維發達至鋼板表層附近，於之後的熱輥軋板退火中{h11}＜1/h12＞方位，特別是{100}＜012＞~{411}＜148＞方位將再結晶。 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
發明概要 發明欲解決之課題
本發明人等檢討前述技術後，發現依據專利文獻1~3強化{100}＜011＞方位以改善磁特性的話，熱輥軋後需立刻快速冷卻，有製造負擔高的問題。此外於將經強化{100}＜011＞方位之鋼板作為填隙鐵芯之素材使用的情況，認知到有無法得到期待自素材之鐵芯特性的情況。檢討該原因，結果，認為{100}＜011＞方位相對於應力之磁特性的變化，具體而言是壓縮應力作用後的磁特性劣化(應力靈敏度)變大之故。
又，利用專利文獻4~7之技術中雖{411}方位發達，但發現面內方位朝向＜011＞方位集聚程度低，α纖維之特徵即自鋼板輥軋方向傾斜45°方向上的磁特性並未充分變高。本發明人等認為面內方位未聚集於＜011＞方位，即自α纖維之偏移大，為阻礙面方位朝向{411}方位集聚的要因，亦可能為磁特性未充分提升之原因。
本發明有鑑於前述問題，以不增加製造負擔之製造方法作為前提，其目的為提供可得應力靈敏度及45°方向之優異磁特性的無方向性電磁鋼板、使用其之鐵芯、用以製造該無方向性電磁鋼板之冷輥軋鋼板、無方向性電磁鋼板的製造方法及冷輥軋鋼板的製造方法。 用以解決課題之手段
本發明人等為解決前述課題專心致力進行研究。結果瞭解到重要的是，控制化學組成、控制與輥軋面平行之面中{411}＜011＞方位的結晶粒比例及平均結晶粒徑。還瞭解到，若要控制此等，重要的是使熱輥軋後之粒徑、冷輥軋中之軋縮率最佳化。具體而言明瞭重要的是，以α-γ變態系之化學組成為前提，熱輥軋後以預定條件冷卻使粒徑最佳化，再以預定軋縮率冷輥軋，將中間退火溫度控制於預定範圍內，並以適當軋縮率實施第2次冷輥軋後施行退火，藉此使通常難以發達之{411}＜011＞方位之結晶粒變得容易發達。本發明人等基於如此觀察所得知識更加專心反覆研究之結果，發現以下所示發明的諸態樣。
[1]本發明一態樣之無方向性電磁鋼板，其具有下述化學組成：以質量%計含有：C：0.0100%以下、Si：1.50%~4.00%、sol.Al：0.0001%~1.00%、S：0.0100%以下、N：0.0100%以下、選自於由Mn、Ni、Cu所構成群組中之1種以上：總計2.5%~5.0%、Co：0%~1.0%、Sn：0%~0.40%、Sb：0%~0.40%、P：0%~0.400%、及選自於由Mg、Ca、Sr、Ba、Ce、La、Nd、Pr、Zn、Cd所構成群組中之1種以上：總計0%~0.010%；以質量%計，Mn含量定為[Mn]、Ni含量定為[Ni]、Cu含量定為[Cu]、Si含量定為[Si]、sol.Al含量定為[sol.Al]、P含量定為[P]時，滿足以下(1)式；剩餘部分由Fe及雜質所構成；表面起算板厚1/2深度且與輥軋面平行的面以SEM-EBSD測定時，將{hkl}＜uvw＞方位之結晶粒相對於全視野的面積率標記為Ahkl-uvw時，A411-011為15.0%以上；平均結晶粒徑為50μm~150μm。 (2×[Mn]+2.5×[Ni]+[Cu])-([Si]+2×[sol.Al]+4×[P])≧1.50%　　　．．．(1) [2]如前述[1]之無方向性電磁鋼板，其中以SEM-EBSD測定表面作成φ2=45°的ODF時，亦可φ1=0~90°、Φ=20°中於φ1=0~10°具有最大強度，且φ1=0°、Φ=0~90°中於Φ=5~35°具有最大強度。 [3]如前述[1]或[2]之無方向性電磁鋼板，其中前述表面起算板厚1/2深度且與輥軋面平行的面以前述SEM-EBSD測定時，特定方位相對於全視野之面積率，亦可滿足以下(2)式及(3)式兩者。 A411-011/A411-148　≧1.1　　　．．．(2) A411-011/A100-011　≧2.0　　　．．．(3) [4]本發明其他態樣之無方向性電磁鋼板，其具有下述化學組成：以質量%計含有：C：0.0100%以下、Si：1.50%~4.00%、sol.Al：0.0001%~1.00%、S：0.0100%以下、N：0.0100%以下、選自於由Mn、Ni、Cu所構成群組中之1種以上：總計2.5%~5.0%、Co：0%~1.0%、Sn：0%~0.40%、Sb：0%~0.40%、P：0%~0.400%、及選自於由Mg、Ca、Sr、Ba、Ce、La、Nd、Pr、Zn、Cd所構成群組中之1種以上：總計0%~0.010%；以質量%計，Mn含量定為[Mn]、Ni含量定為[Ni]、Cu含量定為[Cu]、Si含量定為[Si]、sol.Al含量定為[sol.Al]、P含量定為[P]時，滿足以下(1)式；剩餘部分由Fe及雜質所構成；表面起算板厚1/2深度且與輥軋面平行的面以SEM-EBSD測定時，具有α纖維結晶方位之結晶粒其相對於全視野的面積率As α 為20.0%以上；以前述SEM-EBSD測定作成ODF時{100}＜011＞方位的ODF強度為15.0以下；以前述SEM-EBSD測定時，將相對於全視野之GOS的個數平均值定為Gs時，前述Gs為0.8以上且3.0以下。 (2×[Mn]+2.5×[Ni]+[Cu])-([Si]+2×[sol.Al]+4×[P])≧1.50%　　　．．．(1) [5]本發明其他態樣之鐵芯包含如[1]~[3]中任一無方向性電磁鋼板。 [6]本發明其他態樣之鐵芯包含如[4]之無方向性電磁鋼板。 [7]本發明其他態樣之冷輥軋鋼板，為製造如[1]~[4]中任一無方向性電磁鋼板之所使用的冷輥軋鋼板，其具有下述化學組成：以質量%計含有：C：0.0100%以下、Si：1.50%~4.00%、sol.Al：0.0001%~1.00%、S：0.0100%以下、N：0.0100%以下、選自於由Mn、Ni、Cu所構成群組中之1種以上：總計2.5%~5.0%、Co：0%~1.0%、Sn：0%~0.40%、Sb：0%~0.40%、P：0%~0.400%、及選自於由Mg、Ca、Sr、Ba、Ce、La、Nd、Pr、Zn、Cd所構成群組中之1種以上：總計0%~0.010%；以質量%計，Mn含量定為[Mn]、Ni含量定為[Ni]、Cu含量定為[Cu]、Si含量定為[Si]、sol.Al含量定為[sol.Al]、P含量定為[P]時，滿足以下(1)式；剩餘部分由Fe及雜質所構成；表面起算板厚1/2深度且與輥軋面平行的面以SEM-EBSD測定時，具有α纖維結晶方位之結晶粒其相對於全視野的面積率Aa α 為15.0%以上。 (2×[Mn]+2.5×[Ni]+[Cu])-([Si]+2×[sol.Al]+4×[P])≧1.50%　　　．．．(1) [8]本發明其他態樣之無方向性電磁鋼板的製造方法，具有以下步驟：熱輥軋步驟，其以Ar3溫度以上之溫度進行精輥軋的最終道次之方式，對鋼材進行熱輥軋而得到熱輥軋鋼板；該鋼材具有下述化學組成：以質量%計含有：C：0.0100%以下、Si：1.50%~4.00%、sol.Al：0.0001%~1.00%、S：0.0100%以下、N：0.0100%以下、選自於由Mn、Ni、Cu所構成群組中之1種以上：總計2.5%~5.0%、Co：0%~1.0%、Sn：0%~0.40%、Sb：0%~0.40%、P：0%~0.400%、及選自於由Mg、Ca、Sr、Ba、Ce、La、Nd、Pr、Zn、Cd所構成群組中之1種以上：總計0%~0.010%；以質量%計，Mn含量定為[Mn]、Ni含量定為[Ni]、Cu含量定為[Cu]、Si含量定為[Si]、sol.Al含量定為[sol.Al]、P含量定為[P]時，滿足以下(1)式；剩餘部分由Fe及雜質所構成；冷卻步驟，其冷卻前述熱輥軋步驟後之前述熱輥軋鋼板；冷輥軋步驟，其對前述冷卻步驟後之前述熱輥軋鋼板進行冷輥軋，得到冷輥軋鋼板；中間退火步驟，其對前述冷輥軋鋼板進行中間退火；及表皮輥軋步驟，其對前述中間退火步驟後之前述冷輥軋鋼板進行表皮輥軋，得到無方向性電磁鋼板；完工退火步驟，其對前述表皮輥軋步驟後之前述無方向性電磁鋼板，以750℃以上且Ac1溫度以下之退火溫度、2小時以上之退火時間進行完工退火；前述冷卻步驟中，自精輥軋之最終道次經過0.10秒以上後開始冷卻，於3秒後作成300℃以上且Ar1溫度以下使其變態；將前述表皮輥軋步驟之軋縮率設為5~20%。 (2×[Mn]+2.5×[Ni]+[Cu])-([Si]+2×[sol.Al]+4×[P])≧1.50%　　　．．．(1) [9]本發明其他態樣之無方向性電磁鋼板的製造方法，具有以下步驟：熱輥軋步驟，其以Ar3溫度以上之溫度進行精輥軋的最終道次之方式，對鋼材進行熱輥軋而得到熱輥軋鋼板；該鋼材具有下述化學組成：以質量%計含有：C：0.0100%以下、Si：1.50%~4.00%、sol.Al：0.0001%~1.00%、S：0.0100%以下、N：0.0100%以下、選自於由Mn、Ni、Cu所構成群組中之1種以上：總計2.5%~5.0%、Co：0%~1.0%、Sn：0%~0.40%、Sb：0%~0.40%、P：0%~0.400%、及選自於由Mg、Ca、Sr、Ba、Ce、La、Nd、Pr、Zn、Cd所構成群組中之1種以上：總計0%~0.010%；以質量%計，Mn含量定為[Mn]、Ni含量定為[Ni]、Cu含量定為[Cu]、Si含量定為[Si]、sol.Al含量定為[sol.Al]、P含量定為[P]時，滿足以下(1)式；剩餘部分由Fe及雜質所構成；冷卻步驟，其冷卻前述熱輥軋步驟後之前述熱輥軋鋼板；冷輥軋步驟，其對前述冷卻步驟後之前述熱輥軋鋼板進行冷輥軋，得到冷輥軋鋼板；中間退火步驟，其對前述冷輥軋鋼板進行中間退火；及表皮輥軋步驟，其對前述中間退火步驟後之前述冷輥軋鋼板進行表皮輥軋，得到無方向性電磁鋼板；前述冷卻步驟中，自精輥軋之最終道次經過0.10秒以上後開始冷卻，於3秒後作成300℃以上且Ar1溫度以下使其變態；將前述表皮輥軋步驟之軋縮率設為5~20%。 (2×[Mn]+2.5×[Ni]+[Cu])-([Si]+2×[sol.Al]+4×[P])≧1.50%　　　．．．(1) [10]如前述[8]或[9]之無方向性電磁鋼板的製造方法，其亦可於前述冷卻步驟中將前述冷卻步驟後之前述熱輥軋鋼板的平均結晶粒徑作成3~10μm。 [11]如前述[8]~[10]中任一之無方向性電磁鋼板的製造方法，其亦可將前述冷輥軋步驟中之軋縮率設為75~95%。 [12]如前述[8]~[11]中任一之無方向性電磁鋼板的製造方法，其亦可於前述中間退火步驟中將退火溫度設為Ac1溫度以下。 [13]本發明其他態樣之冷輥軋鋼板的製造方法，具有以下步驟：熱輥軋步驟，其以Ar3溫度以上之溫度進行精輥軋的最終道次之方式，對鋼材進行熱輥軋而得到熱輥軋鋼板；該鋼材具有下述化學組成：以質量%計含有：C：0.0100%以下、Si：1.50%~4.00%、sol.Al：0.0001%~1.00%、S：0.0100%以下、N：0.0100%以下、選自於由Mn、Ni、Cu所構成群組中之1種以上：總計2.5%~5.0%、Co：0%~1.0%、Sn：0%~0.40%、Sb：0%~0.40%、P：0%~0.400%、及選自於由Mg、Ca、Sr、Ba、Ce、La、Nd、Pr、Zn、Cd所構成群組中之1種以上：總計0%~0.010%；以質量%計，Mn含量定為[Mn]、Ni含量定為[Ni]、Cu含量定為[Cu]、Si含量定為[Si]、sol.Al含量定為[sol.Al]、P含量定為[P]時，滿足以下(1)式；剩餘部分由Fe及雜質所構成的鋼材；冷卻步驟，其冷卻前述熱輥軋步驟後之前述熱輥軋鋼板；冷輥軋步驟，其對前述冷卻步驟後之前述熱輥軋鋼板進行冷輥軋，得到冷輥軋鋼板；及中間退火步驟，其對前述冷輥軋鋼板進行中間退火；前述冷卻步驟中，自精輥軋之最終道次經過0.10秒以上後開始冷卻，於3秒後作成300℃以上且Ar1溫度以下使其變態。 (2×[Mn]+2.5×[Ni]+[Cu])-([Si]+2×[sol.Al]+4×[P])≧1.50%　　　．．．(1) [14]如前述[13]之冷輥軋鋼板的製造方法，其亦可於前述冷卻步驟中將前述冷卻步驟後之前述熱輥軋鋼板的平均結晶粒徑作成3~10μm。 [15]如前述[13]或[14]之冷輥軋鋼板的製造方法，其亦可將前述冷輥軋步驟中之軋縮率設為75~95%。 [16]如前述[13]~[15]中任一之冷輥軋鋼板的製造方法，其亦可於前述中間退火步驟中將退火溫度設為Ac1溫度以下。 發明效果
依據本發明之前述態樣，可提供具應力靈敏度及45°方向之優異磁特性的無方向性電磁鋼板、使用其之鐵芯、用以製造該無方向性電磁鋼板之冷輥軋鋼板、無方向性電磁鋼板的製造方法及冷輥軋鋼板的製造方法。
用以實施發明之形態
以下，詳細說明本發明一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)、鐵芯(本實施形態鐵芯)、冷輥軋鋼板(本實施形態冷輥軋鋼板)、及該等之製造方法。
首先，說明本實施形態無方向性電磁鋼板及其製造所使用(作為素材)之鋼材的化學組成。以下說明中，無方向性電磁鋼板或鋼材所含之各元素含量的單位「%」，若無特別說明即意指「質量%」。又，使用「~」表示之數值範圍意指包含以「~」前後記載之數值作為下限值及上限值的範圍。
本實施形態無方向性電磁鋼板、及冷輥軋鋼板具有下述化學組成：為某程度可生成肥粒鐵-沃斯田鐵變態(以下稱α-γ變態)之化學組成(即使全體未變態成γ，於加熱時仍產生一定量γ的化學組成)，並且含有：C：0.0100%以下、Si：1.50%~4.00%、sol.Al：0.0001%~1.00%、S：0.0100%以下、N：0.0100%以下、選自於由Mn、Ni、Cu所構成群組中之1種以上：總計2.5%~5.0%、Co：0%~1.0%、Sn：0%~0.40%、Sb：0%~0.40%、P：0%~0.400%、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：總計0%~0.010%；剩餘部分由Fe及雜質所構成。此外，Mn、Ni、Cu、Si、sol.Al及P含量滿足後述之預定條件。雜質可例示如：礦石或廢料等原始材料中所含者、製造步驟中所含者。
(C：0.0100%以下) C為析出微細碳化物後阻礙晶粒成長，藉此增加鐵損、引發磁性衰減的元素。因此，以C含量越低越佳。如此現象於C含量超過0.0100%時為顯著。因此，將C含量設為0.0100%以下。C含量以0.0050%以下為佳，較佳者為0.0025%以下。C含量之下限並未特別限定，但考量到精煉時脫碳處理之成本，以將C含量設為0.0005%以上為佳。
(Si：1.50%~4.00%) Si為增加電阻後使渦流損耗減少而降低鐵損、增大降伏比後，提升對鐵心之衝孔加工性的元素。若Si含量小於1.50%，無法充分地得到該等作用效果。因此，將Si含量設為1.50%以上。 另一方面，Si含量超過4.00%時，將造成磁通量密度下降、因硬度過度上升導致衝孔加工性下降、或冷輥軋變得困難。因此，將Si含量設為4.00%以下。
(sol.Al：0.0001%~1.00%) sol.Al為增加電阻後使渦流損耗減少而降低鐵損之元素。sol.Al亦為有助於提升相對於飽和磁通量密度之磁通量密度B50的相對大小之元素。此處，磁通量密度B50為5000A/m磁場中之磁通量密度。sol.Al含量小於0.0001%時，無法充分地得到該等作用效果。又，Al中亦有促進製鋼脫硫之效果。因此，將sol.Al含量設為0.0001%以上。 另一方面，sol.Al含量超過1.00%時，磁通量密度下降。因此，將sol.Al含量設為1.00%以下。
(S：0.0100%以下) S非必需元素，例如於鋼中作為雜質含有。S析出作為微細之MnS，阻礙退火中之再結晶及結晶粒的成長。因此，以S含量越低越佳。因如此阻礙再結晶及結晶粒成長導致鐵損增加及磁通量密度下降的情況，於S含量超過0.0100%時為顯著。因此，將S含量設為0.0100%以下。S含量之下限並未特別限定，但考量到精煉時脫硫處理之成本，以將S含量設為0.0003%以上為佳。
(N：0.0100%以下) N透過形成TiN或AlN等微細析出物使磁特性劣化。因此，以N含量越低越佳。如此磁特性之劣化於N含量超過0.0100%時為顯著，故將N含量設為0.0100%以下。N含量之下限並未特別限定，但考量到精煉時脫氮處理之成本，以將N含量設為0.0010%以上為佳。
(選自於由Mn、Ni、Cu所構成群組之1種以上：總計2.5%~5.0%) 該等元素為用以產生α-γ變態所需之元素，故需含有總計2.5%以上之至少1種該等元素。 另一方面，若總計之含量超過5.0%，不僅成本變高，亦有磁通量密度下降的情況。因此，將至少1種該等元素之總計設為5.0%以下。
又，作為產生α-γ變態且得到良好磁特性之條件，更需滿足以下條件。換言之，Mn含量(質量%)定為[Mn]、Ni含量(質量%)定為[Ni]、Cu含量(質量%)定為[Cu]、Si含量(質量%)定為[Si]、sol.Al含量(質量%)定為[sol.Al]、P含量(質量%)定為[P]時，滿足以下(1)式。 (2×[Mn]+2.5×[Ni]+[Cu])-([Si]+2×[sol.Al]+4×[P])≧1.50%　　　．．．(1) 未滿足前述(1)之情況下，由於未產生α-γ變態、或即使產生但變態點高，故即使使用後述製造方法，仍無法得到充分之磁通量密度。
(Co：0%~1.0%) Co為提升磁通量密度之元素。因此，亦可視需要含有。 另一方面，若過量含有Co將增加成本。因此，將Co含量設為1.0%以下。
(Sn：0%~0.40%、Sb：0%~0.40%) Sn與Sb可改善冷輥軋、再結晶後之集合組織，提升磁通量密度。因此，亦可視需要含有該等元素。於賦與磁特性等其他效果的情況，以含有選自於由0.02%~0.40%之Sn、及0.02%~0.40%之Sb所構成群組中之1種以上為佳。 另一方面，若過量含有該等元素，鋼會脆化。因此，Sn含量、Sb含量均設為0.40%以下。
(P：0%~0.400%) P為可有效確保再結晶後之鋼板硬度的元素。又，P亦為具對磁特性較佳影響之元素。因此，亦可含有。欲得到該等效果之情況，以將P含量設為0.020%以上為佳。 另一方面，若過量含有P，鋼會脆化。因此，將P含量設為0.400%以下。
(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：總計0%~0.010%) Mg、Ca、Sr、Ba、Ce、La、Nd、Pr、Zn及Cd於鑄造熔融鋼時與熔融鋼中之S反應，生成硫化物、氧硫化物或該等兩者之析出物。以下，有將Mg、Ca、Sr、Ba、Ce、La、Nd、Pr、Zn及Cd總稱為「粗大析出物生成元素」的情形。粗大析出物生成元素之析出物粒徑為1μm~2μm左右，遠大於MnS、TiN、AlN等微細析出物之粒徑(100nm左右)。因此，該等微細析出物將附著於粗大析出物生成元素之析出物，變得不易阻礙中間退火等退火中之再結晶及結晶粒的成長。為充分地得到該等作用效果，該等元素之總計以0.0005%以上為佳。較佳者為0.001%以上。 另一方面，若該等元素之總計超過0.010%，硫化物、氧硫化物或該等兩者之總量過多，將阻礙中間退火等退火中之再結晶及結晶粒的成長。因此，將粗大析出物生成元素之含量設為總計0.010%以下。
以以下方法求得化學組成。 化學組成可藉由一般鋼之分析方法測定。例如，可使用ICP-AES(Inductively Coupled Plasma-Atomic Emission Spectrometry：感應耦合電漿原子發射光譜法)測定化學組成。具體而言，以依據預先作成之校準曲線的條件，以預定之測定裝置測定擷取自鋼板的試驗片，藉此特定化學組成。C及S可使用燃燒-紅外線吸收法測定，N可使用非活性氣體熔解-熱傳導度法測定。 表面具有絕緣被膜的情況下，可於藉由電動研磨機(minitor)等機械性去除後進行分析。
接著，說明本實施形態無方向性電磁鋼板具有之集合組織。 首先，說明本實施形態無方向性電磁鋼板特定方位晶粒之面積率的測定方法。特定方位晶粒之面積率，是使用OIM Analysis7.3(TSL公司製)，以下述測定條件利用附電子背向散射繞射(EBSD：Electron Back Scattering Diffraction)之掃描式電子顯微鏡(SEM：Scanning Electron Microscope)觀察測定區域，並從測定區域中選出目標之特定方位(公差設定為10°，以下標記為誤差10°以內)。將該選出之面積除以測定區域之面積，求得百分率。將該百分率定為特定方位晶粒之面積率。以下，「具有{hkl}＜uvw＞方位(誤差10°以內)之結晶方位的結晶粒相對於測定區域的面積率」、「具有{hkl}方位(誤差10°以內)之結晶方位的結晶粒相對於測定區域的面積率」，各僅簡稱為「{hkl}＜uvw＞率」、「{hkl}率」。以下，結晶方位之敘述中是設為誤差10°以內。
求得各方位晶粒之面積率的詳細測定條件如下。 ‧測定裝置：使用SEM型號「JSM-6400(JEOL公司製)」、EBSD檢測器型號「HIKARI(TSL公司製)」 ‧步驟間隔：0.3μm(中間退火後、表皮輥軋後)、或5.0μm(完工退火後) ‧倍率：1000倍(中間退火後、表皮輥軋後)、或100倍(完工退火後) ‧測定對象：表面起算板厚1/2深度且與輥軋面平行的面 ‧測定區域：1000μm以上×1000μm以上之矩形區域
本實施形態無方向性電磁鋼板中，基於上述要領，以附電子背向散射繞射之掃描式電子顯微鏡(SEM-EBSD)測定表面(表面具有絕緣被膜之情況，為去除絕緣被膜之鋼板表面，以下相同)時，{411}＜011＞率(將{hkl}＜uvw＞方位(誤差10°以內)之結晶粒相對於全視野的面積率標記為Ahkl-uvw時為A411-011)設為15.0%以上。若{411}＜011＞率小於15.0%，無法得到優異之磁特性。因此，將{411}＜011＞率設為15.0%以上，以設為25.0%以上為佳。並未特別限定上限。
又，本實施形態無方向性電磁鋼板中，以SEM-EBSD測定表面時，以φ1=0~90°、Φ=20°中於φ1=0~10°具有最大強度，且φ1=0°、Φ=0~90°中於Φ=5~35°具有最大強度為佳。 φ1=0~90°、Φ=20°中於φ1=0~10°具有最大強度，這點是與{411}＜uvw＞方位中於{411}＜011＞方位附近具有最大強度同義。相較於{411}＜148＞等{411}＜uvw＞方位中之其他方位，{411}＜011＞方位的45°方向磁特性優異。若φ1=0~90°、Φ=20°中於φ1=0~5°具有最大強度較佳。 另一方面，以SEM-EBSD測定表面時，φ1=0°、Φ=0~90°中於Φ=5~35°具有最大強度，這點是與{hkl}＜011＞方位中於{411}＜011＞方位附近具有最大強度同義。{411}＜011＞方位之磁特性優異，且應力靈敏度較{100}＜011＞方位低，故填隙鐵芯等之磁特性劣化少。若φ1=0°、Φ=0~90°中於Φ=20~30°具有最大強度較佳。
說明鋼板中特定方位範圍內之最大強度、特定方位之強度(ODF強度)的判定方法。利用SEM-EBSD測定之區域中，使用OIM Analysis7.3，以下述條件作成方位分佈函數(ODF：Orientation Distribution Function)。之後，輸出作成之ODF數據，將特定方位範圍(以φ1、Φ之角度規定範圍)內ODF value最大處定為最大強度。又，將特定方位(以φ1、Φ之角度規定方位)之ODF value定為該方位之ODF強度。
ODF詳細之作成條件如下。 ‧Series Rank(級數等級)(L)：16 ‧Gaussian Half-Width(高斯半寬度)[degrees]：5 ‧Sample Symmetry(試樣對稱)：Triclinic(三斜晶系)(None) ‧Bunge Euler Angles(邦吉尤拉角)：φ1=0~90°、φ2=45°、Φ=0~90°
此外，本實施形態無方向性電磁鋼板中以SEM-EBSD測定時，如以下方式標記具有特定方位(誤差10°以內)之結晶粒其相對於全視野(視野全體)的面積率。將具有{hkl}＜uvw＞方位(誤差10°以內)之結晶方位的結晶粒相對於全視野之面積率標記為Ahkl-uvw、具有{hkl}方位(誤差10°以內)之結晶方位的結晶粒相對於全視野之面積率標記為Ahkl的情況，以滿足以下(2)式及(3)式兩者為佳。 A411-011/A411-148　≧1.1　　　．．．(2) A411-011/A100-011　≧2.0　　　．．．(3)
(2)式中，相較於{411}＜148＞等{411}＜uvw＞方位中之其他方位，{411}＜011＞方位的45°方向磁特性優異。因此，以{411}＜011＞率高於{411}＜148＞率為佳，以{411}＜011＞率為{411}＜011＞率之1.1倍以上(相對於A411-148之A411-011的比為1.1以上)較佳。 又，(3)式中，因{411}＜011＞方位磁特性之應力靈敏度較{100}＜011＞方位低，故以{411}＜011＞率高於{100}＜011＞率為佳，以{411}＜011＞率為{100}＜011＞率之2.0倍以上較佳。
接著，說明本實施形態無方向性電磁鋼板之平均結晶粒徑。若結晶粒未粗大化而平均結晶粒徑過小，鐵損惡化。另一方面，若結晶粒過度粗大化而平均結晶粒徑過大，不僅加工性惡化，渦流損耗亦惡化。因此，將無方向性電磁鋼板之平均結晶粒徑作成50μm~150μm。粒徑之測定方法以例如JIS G0551(2020)之切斷法測定。
接著，說明本實施形態無方向性電磁鋼板之板厚。並未特別限定本實施形態無方向性電磁鋼板之板厚。本實施形態無方向性電磁鋼板之較佳板厚為0.25~0.50mm。通常，若板厚變薄，鐵損雖低但磁通量密度亦低。考量到該點，只要板厚為0.25mm以上的話，鐵損將更低，且磁通量密度將變得更高。又，只要板厚為0.50mm以下的話，即可維持低鐵損。板厚之較佳下限值為0.30mm。
上述無方向性電磁鋼板為藉由進行後述熱輥軋、冷卻、冷輥軋、中間退火、表皮輥軋、及完工退火所製造之無方向性電磁鋼板的特徵。 接著，說明進行完工退火前(進行表皮輥軋後)之無方向性電磁鋼板的特徵。
本實施形態表皮輥軋後(完工退火前)之無方向性電磁鋼板具有以下的GOS(Grain Orientation Spread：晶粒取向分布)值。GOS值為將同一晶粒內之全部測定點(像素)間的方位差進行平均後而得者，應變多之結晶粒中GOS值高。表皮輥軋後，若GOS值小，也就是低應變狀態，則於下個步驟之完工退火中，容易產生因膨脹造成的晶粒成長。因此，將表皮輥軋後之GOS值的個數平均值Gs設為3.0以下。 另一方面，若GOS值之個數平均值Gs小於0.8，則應變量變得過小，因膨脹造成晶粒成長所需之完工退火時間增長。 因此，將表皮輥軋後之GOS值的個數平均值Gs設為0.8以上且3.0以下。
說明算出Gs之方法。 使用前述規定結晶方位時的SEM-EBSD數據，藉以OIM Analysis7.3解析，求得GOS值之個數平均值，將其設為Gs。
又，表皮輥軋後(完工退火前)之無方向性電磁鋼板中，α纖維率越大則完工退火後之磁特性越佳。因此，本實施形態表皮輥軋後(完工退火前)之無方向性電磁鋼板中，將α纖維率(As α )設為20.0%以上。As α 以25.0%以上為佳。 本實施形態中將α纖維設為{hkl}＜011＞方位。
說明α纖維率之測定方法。 於表面起算板厚1/2深度利用SEM-EBSD測定的區域中，使用OIM Analysis7.3，選出{hkl}＜011＞方位(誤差10°以內)。將該選出之面積除以測定區域之面積，求得百分率。將該百分率設為α纖維率。
又，本實施形態表皮輥軋後(完工退火前)之無方向性電磁鋼板中，將{100}＜011＞方位之ODF強度設為15.0以下。此處，{100}＜011＞方位之ODF強度是下述數值：使用前述規定結晶方位時的SEM-EBSD數據所作成的ODF之φ1=0°、Φ=0°之ODF value。{411}＜011＞方位之磁特性優異，且應力靈敏度較{100}＜011＞方位低，故填隙鐵芯等之磁特性劣化少。藉將表皮輥軋後(完工退火前){100}＜011＞方位之ODF強度設為15.0以下，可強化後續完工退火後的{411}＜011＞方位。
以以下方法求得{100}＜011＞方位為首之特定方位的ODF強度。 利用SEM-EBSD測定之區域中，使用OIM Analysis7.3，以下述條件作成方位分佈函數(ODF：Orientation Distribution Function)。之後，輸出作成之ODF數據，將特定方位(以φ1、Φ之角度規定方位)之ODF value設為該方位之ODF強度。
本實施形態無方向性電磁鋼板藉由形成鐵芯，可廣泛適用於追求磁特性(高磁通量密度及低鐵損)之用途。鐵芯之用途例如下述。 (A)電器所使用之伺服馬達、步進馬達、壓縮機 (B)電動車、油電混合車所使用之驅動馬達。此處，車包含汽車、摩托車、火車等。 (C)發電機 (D)各種用途之鐵心、扼流線圈、反應器 (E)電流感測器等
本實施形態無方向性電磁鋼板亦適用於前述用途以外之用途。本實施形態無方向性電磁鋼板特別適用於作為以下之分裂鐵芯，該分裂鐵芯設計成將自鋼板之輥軋方向傾斜45°方向作為鐵芯之主要磁化方向，此外，適用於使用1000Hz以上高頻範圍之電動車或油電混合車之驅動馬達的分裂鐵芯等。
接著，說明本實施形態冷輥軋鋼板。 本實施形態冷輥軋鋼板為製造上述無方向性電磁鋼板所使用之冷輥軋鋼板。
自冷輥軋鋼板製造無方向性電磁鋼板時，因化學組成實質上並無變化，故本實施形態冷輥軋鋼板之化學組成設為與上述本實施形態無方向性電磁鋼板相同範圍。
又，本實施形態冷輥軋鋼板中，表面起算板厚1/2深度且與輥軋面平行的面以SEM-EBSD測定時，具有α纖維結晶方位之結晶粒其相對於全視野的面積率Aa α 為15.0%以上。 Aa α 小於15.0%的情況，輕軋縮冷輥軋(表皮輥軋)後之α纖維率(As α )未達20.0%以上，又，完工退火後之{411}＜011＞率未達15.0%以上。
接著，說明本實施形態鐵芯。 本實施形態鐵芯為藉將上述本實施形態表皮輥軋後(完工退火前)之無方向性電磁鋼板衝孔、積層後形成的鐵芯(包含本實施形態表皮輥軋後(完工退火前)之無方向性電磁鋼板的鐵芯)。又，本實施形態鐵芯為藉由上述本實施形態無方向性電磁鋼板所形成之鐵芯(包含本實施形態無方向性電磁鋼板之鐵芯)。
接著，說明本實施形態無方向性電磁鋼板之製造方法的一例。本實施形態無方向性電磁鋼板可藉由以下製造方法得到，該製造方法包含：熱輥軋步驟、冷卻步驟、冷輥軋步驟、中間退火步驟、第2次之冷輥軋(輕軋縮冷輥軋步驟，以下稱表皮輥軋步驟)、完工退火步驟。 又，依據至完工退火前之步驟(熱輥軋步驟、冷卻步驟、冷輥軋步驟、中間退火步驟、表皮輥軋步驟)，即可得本實施形態無方向性電磁鋼板(表皮輥軋後(完工退火前))。 以下，說明各步驟之較佳條件。 以下，本實施形態中Ar3溫度、Ar1溫度、Ac1溫度(單位均為℃)使用以以下方法求出者。 Ar3溫度及Ar1溫度以1℃/秒之平均冷卻速度自冷卻中之鋼材(鋼板)的熱膨脹變化求得，Ac1溫度以1℃/秒之平均加熱速度自加熱中之鋼材(鋼板)的熱膨脹變化求得。
(熱輥軋步驟) 熱輥軋步驟中，對滿足上述化學組成之鋼材實施熱輥軋，製造熱輥軋鋼板。熱輥軋步驟具加熱過程與輥軋過程。
鋼材為例如藉由通常之連續鑄造所製造的扁鋼胚，上述組成之鋼材是由已知方法製造。例如，以轉爐或電爐等製造熔融鋼。對製造出之熔融鋼以除氣設備等二次精煉後，作成具前述化學組成之熔融鋼(之後步驟中化學組成實質上並無變化)。使用熔融鋼藉由連續鑄造法或錠塊鑄造法鑄造扁鋼胚。亦可將鑄造出之扁鋼胚分塊輥軋。
加熱過程中，以將具上述化學組成之鋼材加熱至1000~1200℃為佳。具體而言，將鋼材裝入加熱爐或均熱爐，於爐內加熱。加熱爐或均熱爐中前述加熱溫度之保持時間並未特別限定，例如為30~200小時。
輥軋過程中，對藉由加熱過程加熱之鋼材實施多次道次之輥軋，以製造熱輥軋鋼板。此處，「道次」意指鋼板通過具一對工作輥之1台輥軋架而受到軋縮。熱輥軋例如，可使用包含一列並排有多台輥軋架(各輥軋架具一對工作輥)之串列輥軋機實施串列輥軋，實施多次道次之輥軋，亦可實施具一對工作輥之可逆輥軋，實施多次道次之輥軋。由生產性之觀點來看，以使用串列輥軋機實施多次道次之輥軋為佳。
輥軋過程(粗輥軋及精輥軋)中之輥軋以於γ域(Ar3溫度以上)之溫度中進行為佳。換言之，以通過精輥軋之最終道次時的溫度(精輥軋溫度FT(℃))達Ar3溫度以上之方式進行熱輥軋為佳。
精輥軋溫度FT意指：熱輥軋步驟中之前述輥軋步驟中進行最終道次軋縮之輥軋架，其出口側之鋼板的表面溫度(℃)。精輥軋溫度FT可藉由例如設於進行最終道次之軋縮之輥軋架出口側的測溫計來測溫。精輥軋溫度FT意指：例如，於將鋼板全長於輥軋方向上分成10等分作為10區塊的情況下，前端1區塊與後端1區塊除外之部分的測溫結果平均值。
(冷卻步驟) 熱輥軋步驟後冷卻鋼板(熱輥軋鋼板)。藉由該冷卻，自沃斯田鐵變態成肥粒鐵，藉此得到高應變且適度微細之結晶粒。冷卻條件：於通過精輥軋之最終道次0.10秒以後(經過0.10秒以上後)開始冷卻，進行冷卻使3秒後熱輥軋鋼板之表面溫度為300℃以上且Ar1溫度以下(不立即快速冷卻)。藉此避免立即快速冷卻，則不需特殊之快速冷卻裝置，亦成為製造(成本)上之優點。又，推測：熱輥軋鋼板之集合組織若立即快速冷卻便會形成下述組織，即未再結晶沃斯田鐵發生變態之組織，於後續完工退火後之組織中會集聚於{100}＜011＞方位；若不進行立即快速冷卻時，則會形成下述組織，即部分再結晶沃斯田鐵發生變態之組織，並於後續完工退火後之組織中會集聚於{411}＜011＞方位。因此可認為，為了提高{411}＜011＞率，重要的是使部分再結晶沃斯田鐵變態。 又，冷卻條件以設為冷輥軋前熱輥軋鋼板之平均結晶粒徑為3~10μm的條件為佳。於未過度微細化之適當結晶粒徑中，若之後施行冷輥軋，則在中間退火後α纖維會發達，接著進行整面、完工退火後，便可使通常不易發達之{411}＜011＞方位發達。另一方面，若結晶粒過度粗大化，則冷輥軋、中間退火後α纖維不易發達，有時會無法得到所欲之{411}＜011＞率。 為將冷輥軋前之熱輥軋鋼板的平均結晶粒徑作成3~10μm，通過精輥軋之最終道次後，於3秒以內設為Ar1溫度以下之溫度即可。 若冷卻停止溫度小於300℃，熱輥軋鋼板之平均結晶粒徑將過度微細化。因此，將冷卻停止溫度設為300℃以上。
以以下方法測定熱輥軋鋼板溫度(特別是精輥軋溫度)、通過精輥軋之最終道次後3秒後熱輥軋鋼板的表面溫度。 於製造電磁鋼板使用之熱輥軋設備產線中，於熱輥軋機之下游配置冷卻裝置及輸送產線(例如輸送輥)。於熱輥軋機實施最終道次之輥軋架的出口側，配置測定熱輥軋鋼板表面溫度之測溫計。又，於配置在輥軋架下游之輸送輥上亦沿著輸送產線配列多數測溫計。因此，以配置於熱輥軋設備產線之測溫計，測定熱輥軋溫度、通過精輥軋之最終道次後3秒後之熱輥軋鋼板的表面溫度。 冷卻裝置配置於實施最終道次之輥軋架下游。水冷卻裝置一般配置多數，於水冷卻裝置之入口側分別配置測溫計。冷卻裝置可使用已知之水冷卻裝置，亦可使用已知之強制空氣冷卻裝置。以冷卻裝置為水冷卻裝置為佳。水冷卻裝置之冷卻液可為水，亦可為水與空氣之混合流體。
之後，不進行對熱輥軋鋼板之退火(熱軋板退火)，就對熱輥軋鋼板進行冷輥軋。
(冷輥軋步驟) 對熱輥軋鋼板不實施熱軋板退火就捲取，並對熱輥軋板進行冷輥軋後得到冷輥軋鋼板。此處之熱軋板退火意指：例如，升溫溫度為Ac1溫度以下、300℃以上之熱處理。 冷輥軋亦可為例如，使用包含一列並排有多台輥軋架(各輥軋架具一對工作輥)之串列輥軋機實施串列輥軋，實施多次道次之輥軋。又，亦可實施利用具一對工作輥之森吉米爾(Sendzimir)輥軋機等之可逆輥軋，實施1次道次或多次道次之輥軋。由生產性之觀點來看，以使用串列輥軋機實施多次道次之輥軋為佳。
冷輥軋於冷輥軋當中，不實施退火處理就實施冷輥軋。例如，實施可逆輥軋，於多次道次實施冷輥軋的情況，於冷輥軋之道次與道次之間不安插退火處理就實施多次道次之冷輥軋。若於道次與道次之間進行退火，將無法於後述步驟中使所欲之方位發達。 冷輥軋亦可使用可逆式輥軋機，僅以1次道次實施冷輥軋。又，實施使用有串列式輥軋機之冷輥軋的情況，於多次道次(各輥軋架中之道次)中連續實施冷輥軋。
本實施形態中，以將冷輥軋中之軋縮率RR1(%)設為75~95%為佳。此處，如下述定義軋縮率RR1。 軋縮率RR1(%)=(1-冷輥軋中最終道次輥軋後之板厚/冷輥軋中第1道次輥軋前之板厚)×100
(中間退火步驟) 冷輥軋結束後接著進行中間退火。本實施形態中，以將退火溫度(中間退火溫度T1)(℃)控制在Ac1溫度以下為佳。若中間退火溫度超過Ac1溫度，則鋼板組織之一部分會變態成沃斯田鐵，隨著變態造成結晶方位變化，使後續表皮輥軋及完工退火時{411}＜011＞方位晶粒無法充分地成長，而有磁通量密度無法變高的情況。 另一方面，若中間退火溫度過低，未產生再結晶，後續表皮輥軋及完工退火時{411}＜011＞方位晶粒無法充分地成長，而有磁通量密度無法變高的情況。因此，以將中間退火溫度T1(℃)設為600℃以上為佳。 中間退火溫度T1(℃)設為退火爐取出口附近之板溫(表面溫度)。
中間退火步驟之中間退火溫度T1(℃)的保持時間可為習於此藝者已知的時間。中間退火溫度T1(℃)之保持時間為例如5~60秒，但並未限定於此。又，至中間退火溫度T1(℃)之升溫速度亦可為已知的條件。至中間退火溫度T1(℃)之升溫速度為例如10.0~20.0℃/秒，但並未限定於此。
中間退火時之環境氣體並未特別限定，例如，使用含有以體積率計20%之H2 ，剩餘部分為由N2 所構成之環境氣體(乾燥)。中間退火後鋼板之冷卻速度並未特別限定，為例如5.0~60.0℃/秒。
若以如以上之條件至中間退火結束，所得之冷輥軋鋼板以SEM-EBSD測定時的α纖維率(誤差10°以內)為15.0%以上，可得本實施形態冷輥軋鋼板。如此為了於表皮輥軋前之階段將α纖維率(誤差10°以內)設為15.0%以上，必須作成α-γ變態系組成(Mn、Ni、Cu之γ形成元素為高濃度，以下，標記為高Mn等)，並將熱輥軋至中間退火設為前述之條件；精輥軋後之冷卻條件尤為重要。容易生成{411}＜011＞方位之α纖維會於以下情況發達：部分再結晶沃斯田鐵變態成肥粒鐵且熱輥軋後平均結晶粒徑為3~10μm的熱輥軋鋼板予以冷輥軋，之後進行中間退火，藉此，容易生成{411}＜011＞方位之α纖維會發達。如前述，若立即快速冷卻，則會形成未再結晶沃斯田鐵發生變態之組織，而無法形成部分再結晶沃斯田鐵發生變態之組織。 藉由對如此製造出之冷輥軋鋼板以後述條件進行表皮輥軋，以及完工退火，而完成本實施形態無方向性電磁鋼板。
(表皮輥軋步驟) 中間退火結束後接著進行表皮輥軋。具體而言，對中間退火步驟後之冷輥軋鋼板，於常溫、大氣中實施輥軋(冷輥軋)。此處之表皮輥軋使用例如，以上述森吉米爾輥軋機為代表之可逆輥軋機、或串列輥軋機。藉由表皮輥軋，得到無方向性電磁鋼板(表皮輥軋後、完工退火前)。
表皮輥軋於途中不實施退火處理就實施輥軋。例如，實施可逆輥軋，於多次道次實施表皮輥軋的情況，於道次間不安插退火處理就實施多次輥軋。亦可使用可逆式輥軋機，僅以1次道次實施表皮輥軋。又，實施使用有串列式輥軋機之表皮輥軋的情況，於多次道次(各輥軋架中之道次)中連續實施輥軋。
如以上所述，本實施形態中藉由熱輥軋及冷輥軋於鋼板導入應變後，利用中間退火暫時降低經導入至鋼板之應變。接著，實施表皮輥軋。藉此，於中間退火中降低經冷輥軋過度導入之應變，並藉由實施中間退火，抑制鋼板板面中{111}晶粒優先產生再結晶，而殘留{411}＜011＞結晶方位晶粒。之後，於表皮輥軋時對鋼板中之各結晶粒導入適當之應變量後，於下個步驟之完工退火中，作成容易產生因膨脹使晶粒成長的狀態。
本實施形態中，將表皮輥軋中之軋縮率RR2設為5~20%。此處，如下述定義軋縮率RR2。 軋縮率RR2(%)=(1-表皮輥軋中最終道次輥軋後之板厚/表皮輥軋中第1道次輥軋前之板厚)×100
此處，若軋縮率RR2小於5%則應變量變得過小，因膨脹造成的晶粒成長所需之完工退火時間增長。又，若軋縮率RR2超過20%，應變量變得過大，將產生通常之晶粒成長而非膨脹，完工退火中將成長{411}＜148＞或{111}＜112＞。因此，將軋縮率RR2設為5~20%。
表皮輥軋之道次次數可僅為1次道次(即，僅1次之輥軋)，亦可為多次道次輥軋。
如前述，於α-γ變態系組成(高Mn等)之鋼板中以中間退火再結晶，並以如以上之條件進行表皮輥軋，藉此得到前述GOS值之個數平均值Gs、及α纖維率。 本實施形態中實施之表皮輥軋與完工退火後進行之表皮輥軋的效果有大幅的差異。藉以預定條件依序進行熱輥軋、冷卻、冷輥軋、中間退火、表皮輥軋、完工退火，可得預定之組織。
(完工退火步驟) 對表皮輥軋後之無方向性電磁鋼板以750℃以上且Ac1溫度以下、2小時以上之時間施行完工退火。完工退火溫度T2(℃)小於750℃的情況，無法充分地產生因膨脹造成的晶粒成長。此時，{411}＜011＞方位之集聚度下降。又，完工退火溫度T2(℃)超過Ac1溫度時，鋼板組織之一部分變態成沃斯田鐵，無法產生因膨脹造成的晶粒成長，無法得到所欲之{411}＜011＞率。又，退火時間小於2小時的情況，即使完工退火溫度T2(℃)為750℃以上且Ac1溫度以下，仍無法充分地產生因膨脹造成的晶粒成長，{411}＜011＞方位之集聚度下降。完工退火之退火時間並未特別限定，但即使退火時間超過10小時效果已達飽和，較佳上限為10小時。
至完工退火步驟中之完工退火溫度T2的升溫速度TR2，只要為習於此藝者已知的升溫速度即可。例示如40℃/小時以上、小於200℃/小時，但並未限定為該範圍。
藉由以下方法求得升溫速度TR2。於具前述化學組成，且實施前述熱輥軋至整面後所得之鋼板裝附熱電偶，作為試樣鋼板。對裝附有熱電偶之試樣鋼板實施升溫，測定開始升溫至到達完工退火溫度T2為止的時間。基於測定之時間求得升溫速度TR2。
完工退火步驟時之環境氣體並未特別限定。完工退火步驟時之環境氣體可為，例如含有以體積率計20%H2，剩餘部分為由N2所構成之環境氣體(乾燥)、或100%氫環境氣體等。完工退火後鋼板之冷卻速度並未特別限定。冷卻速度為例如5~20℃/秒。
作為表皮輥軋步驟之下個步驟，亦可未進行完工退火，而將表皮輥軋後之無方向性電磁鋼板進行衝孔、及/或積層，之後，以750℃以上且Ac1溫度以下之退火溫度、2小時以上之退火時間為條件，進行兼弛力退火之完工退火。又，亦可將表皮輥軋步驟後經進行完工退火之鋼板進行衝孔、及/或積層，施行弛力退火。
依據以上製造方法，可製造本實施形態無方向性電磁鋼板(包含進行有衝孔、積層、弛力退火時作為鐵芯一部分之無方向性電磁鋼板的情況)。
本實施形態無方向性電磁鋼板的製造方法中，例如，前述製造步驟中亦可於冷卻步驟後、冷輥軋步驟前實施珠粒噴擊及/或酸洗。珠粒噴擊為對熱輥軋後之鋼板實施珠粒噴擊，破壞並去除熱輥軋後之鋼板表面形成的鏽皮。酸洗為對熱輥軋後之鋼板實施酸洗處理。酸洗處理例如，將鹽酸水溶液作為酸洗浴使用。藉由酸洗去除鋼板表面形成之鏽皮。亦可於冷卻步驟後、冷輥軋步驟前實施珠粒噴擊，接著實施酸洗。又，亦可於冷卻步驟後、冷輥軋步驟前實施酸洗，但不實施珠粒噴擊。仍可於冷卻步驟後、冷輥軋步驟前實施珠粒噴擊，但不實施酸洗處理。珠粒噴擊及酸洗為可增減的步驟。因此，亦可不實施珠粒噴擊步驟及酸洗步驟兩者。
(絕緣被膜形成步驟) 本實施形態電磁鋼板的製造方法，更可於完工退火步驟後藉由塗布，於完工退火後之鋼板(無方向性電磁鋼板)表面形成絕緣被膜。絕緣被膜形成步驟為可增減的步驟。因此，完工退火後亦可不實施塗布。
絕緣被膜之種類並未特別限定。絕緣被膜可為有機成分，亦可為無機成分，絕緣塗料亦可含有有機成分與無機成分。無機成分可舉重鉻酸-硼酸系、磷酸系、二氧化矽系等為例。有機成分可舉一般之丙烯酸系、丙烯酸苯乙烯系、丙烯酸矽系、矽系、聚酯系、環氧系、氟系樹脂為例。考量到塗裝性的情況，較佳之樹脂為乳膠型樹脂。亦可施行藉由加熱及/或加壓發揮接著能力之絕緣塗布。具接著能力之絕緣塗料可舉丙烯酸系、酚系、環氧系、三聚氰胺系樹脂為例。
本實施形態無方向性電磁鋼板並未限定為上述製造方法。只要具預定之化學組成，以電子背向散射繞射(EBSD)測定表面時，具有{411}＜011＞方位(誤差10°以內)之結晶粒相對於全視野的面積率為15.0%以上，且平均結晶粒徑為50μm以上150μm以下的話，並未限定為前述製造方法。
本實施形態鐵芯可藉由將本實施形態表皮輥軋後(完工退火前)之無方向性電磁鋼板以已知的方法加工成鐵芯而得。 例如，可藉將本實施形態表皮輥軋後(完工退火前)之無方向性電磁鋼板進行衝孔、及/或積層來製造。 又，藉將本實施形態表皮輥軋後(完工退火前)之無方向性電磁鋼板進行衝孔、及/或積層，並以750℃以上且Ac1溫度以下之退火溫度進行2小時以上的退火，即可製造鐵芯。
又，本實施形態鐵芯可藉由將本實施形態無方向性電磁鋼板以已知的方法加工成鐵芯而得。 鐵芯的製造方法可為已知的方法，例如，藉將本實施形態無方向性電磁鋼板進行衝孔、及/或積層即可製造鐵芯。又，藉由進行衝孔、及/或積層製造鐵芯後，實施弛力退火即可製造鐵芯。
前述任一方法中，衝孔後之無方向性電磁鋼板亦可藉由可發揮疊片或接著能力之絕緣塗層，一體化作為鐵芯。衝孔、積層之方法，可舉例如：與轉子一同作為一體鐵芯來衝孔、積層定子之方法、與轉子一同作為一體鐵芯來旋轉堆疊經衝孔之定子的方法、作為分裂鐵芯一併衝孔積層鋼板磁特性優異之方向與齒部及/或軛部方向的方法等。 [實施例]
接著，一面顯示實施例，一面具體說明本發明實施形態之無方向性電磁鋼板。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，本發明無方向性電磁鋼板並未受下述例所限定。
(第1實施例) 藉由鑄造熔融鋼，製作具表1-1所示之化學組成的鑄錠。此處，式左邊表示前述(1)式左邊之值。又，Mg等表示選自於由Mg、Ca、Sr、Ba、Ce、La、Nd、Pr、Zn、Cd所構成群組中之1種以上的總計。之後，將製作之鑄錠加熱至1150℃，進行熱輥軋，以表1-2所示之精輥軋溫度FT進行精輥軋。接著，通過最終道次後以表1-2所示之冷卻條件(通過最終道次後至冷卻開始之時間、及通過最終道次3秒後之鋼板溫度)進行冷卻。
此處，為調查冷卻後之集合組織，切除鋼板之一部分，於表面起算板厚1/2深度且與輥軋面平行的面中，以切斷法測定平均結晶粒徑。於表1-2顯示該測定結果。
接著，熱輥軋鋼板中未進行熱軋板退火，利用酸洗去除鏽皮，以表1-2所示之軋縮率RR1進行冷輥軋。接著，由以體積率計氫20%、氮80%所構成之環境氣體中，控制升溫速度為15.0℃/秒、中間退火溫度T1為表1-2所示之溫度後保持30秒，進行中間退火。
此處，為調查進行表皮輥軋前冷輥軋鋼板之集合組織，切除鋼板之一部分，並將該切除之試驗片厚度減薄加工至1/2厚度。接著，於該加工面之利用SEM-EBSD測定的區域中，使用OIM Analysis7.3選出{hkl}＜011＞方位(誤差10°以內)，並將該選出之面積除以測定區域之面積，求出α纖維率Aa α 。於表2-1顯示該結果。
接著，以表1-2所示之軋縮率RR2進行表皮輥軋。
進行完工退火前為調查表皮輥軋後之集合組織，切除鋼板之一部分，並將該切除之試驗片厚度減薄加工至1/2厚度。接著，與前述順序相同，求出加工面之α纖維率As α 。又，{100}＜011＞方位之ODF強度方面，於加工面之利用SEM-EBSD測定的區域中，使用OIM Analysis7.3以前述條件作成ODF，輸出作成之ODF數據後，將{100}＜011＞方位之ODF value定為ODF強度。此外，Gs方面，使用SEM-EBSD數據藉由OIM Analysis7.3解析，求出GOS值之個數平均值並定為Gs。於表2-1顯示各自之結果。
接著，將表皮輥軋後之鋼板於氫100%之環境氣體中以升溫速度100℃/小時、表1-2所示之完工退火溫度T2進行完工退火。此時，將完工退火溫度T2中之保持時間設為2小時。
為調查完工退火後之集合組織，切除鋼板之一部分，並將該切除之試驗片厚度減薄加工至1/2厚度。{411}＜011＞率、A411-011/A411-148及A411-011/A100-011方面，於加工面之利用SEM-EBSD測定的區域中，以前述測定條件觀察後求出。又，{411}＜uvw＞方位中顯示最大強度之φ1(°)及、{hkl}＜011＞方位中顯示最大強度之Φ(°)(最大強度之φ1及Φ)方面，於加工面之利用SEM-EBSD測定的區域中，使用OIM Analysis7.3，以前述條件作成ODF，輸出作成之ODF數據，將特定方位範圍內ODF value最大之處定為最大強度φ1、最大強度Φ。於表2-1顯示各自之結果。
又，為調查完工退火後之磁特性，測定磁通量密度B50、鐵損W10/400，且求出壓縮應力下鐵損W10/50之鐵損劣化率，作為應力靈敏度之指標。磁通量密度B50方面，於與輥軋方向呈0°與45°之2種方向上擷取55mm見方的單板磁特性試驗用試樣，作為測定試樣。接著，測定該等2種試樣，將相對於輥軋方向傾斜45°方向之值定為45°方向之磁通量密度B50、相對於輥軋方向傾斜0°、45°、90°、135°之平均值定為磁通量密度B50之全周平均。鐵損W10/400方面，使用前述測定試樣中與輥軋方向呈45°之方向上擷取者。此外，45°方向之壓縮應力下的鐵損W10/50之鐵損劣化率Wx [%]方面，將無應力下之鐵損W10/50(45°方向)設為W10/50(0)、10MPa壓縮應力下之鐵損W10/50(45°方向)設為W10/50(10)時，以下式算出鐵損劣化率Wx 。於表2-2顯示測定結果。 Wx ={W10/50(10)-W10/50(0)}/W10/50(0) 只要相對於輥軋方向傾斜45°方向之磁通量密度B50(B50(45°))為1.70T以上、相對於輥軋方向傾斜45°方向之鐵損W10/400(W100/400(45°)為13.8W/kg以下、相對於輥軋方向傾斜45°方向之壓縮應力下的W10/50之鐵損劣化率為40%以下的話，則判斷45°方向之磁特性優異。
[表1-1]
Figure 02_image001
[表1-2]
Figure 02_image003
[表2-1]
Figure 02_image005
[表2-2]
Figure 02_image007
表1-1、表1-2、表2-1、表2-2中之底線表示超出本發明範圍之條件。 發明例No.101、No.107~No.109、No.112中，磁通量密度B50(45°方向)、鐵損W10/400及鐵損劣化率均為良好之值。另一方面，比較例No.102及No.110中，因精輥軋後快速冷卻，故壓縮應力下之鐵損劣化率大。比較例No.103及No.104中，因為變態點高之組成，故磁通量密度B50(45°方向)、鐵損W10/400及鐵損劣化率差。比較例No.105中，因精輥軋溫度FT較Ar1溫度低，故磁通量密度B50(45°方向)、鐵損W10/400及鐵損劣化率差。比較例No.106中，因通過精輥軋之最終道次後至開始冷卻的時間過短，故壓縮應力下之鐵損劣化率大。比較例No.111中，因通過精輥軋之最終道次後經過3秒的階段為較Ar1溫度高的溫度，故磁通量密度B50(45°方向)、鐵損W10/400及鐵損劣化率差。
(第2實施例) 藉由鑄造熔融鋼，製作具表3-1所示之化學組成的鑄錠。此處，式左邊表示前述(1)式左邊之值。又，Mg等表示選自於由Mg、Ca、Sr、Ba、Ce、La、Nd、Pr、Zn、Cd所構成群組中之1種以上的總計。之後，將製作之鑄錠加熱至1150℃，進行熱輥軋，以表3-2所示之精輥軋溫度FT進行精輥軋。接著，通過最終道次後以表3-2所示之冷卻條件(通過最終道次後至冷卻開始之時間、及通過最終道次3秒後之鋼板溫度)進行冷卻。
此處，為調查冷卻後之集合組織，以與第1實施例相同之方法測定平均結晶粒徑。於表3-2顯示該測定結果。
接著，熱輥軋鋼板中未進行熱軋板退火，利用酸洗去除鏽皮，以表3-2所示之軋縮率RR1進行冷輥軋。接著，由以體積率計氫20%、氮80%所構成之環境氣體中進行中間退火，控制中間退火溫度T1為表3-2所示之溫度後保持30秒，進行中間退火。
此處，為調查進行表皮輥軋前冷輥軋鋼板之集合組織，以與第1實施例相同之方法求出α纖維率。於表4-1顯示該結果。
接著，以表3-2所示之軋縮率RR2進行表皮輥軋。
進行完工退火前為調查表皮輥軋後之集合組織，以與第1實施例相同之方法求出α纖維率及Gs。於表4-1顯示各自之結果。
接著，於氫100%環境氣體中以表3-2所示之完工退火溫度T2進行完工退火。此時，將完工退火溫度T2之保持時間設為2小時。
為調查完工退火後之集合組織，以與第1實施例相同之方法求出{411}＜011＞率、最大強度之φ1及Φ、A411-011/A411-148及A411-011/A100-011。於表4-1顯示各自之結果。
又，為調查完工退火後之磁特性，測定磁通量密度B50、鐵損W10/400，且求出壓縮應力下之鐵損W10/50的鐵損劣化率Wx，作為應力靈敏度之指標。測定方法與第1實施例相同。於表4-2顯示測定結果。
[表3-1]
Figure 02_image009
[表3-2]
Figure 02_image011
[表4-1]
Figure 02_image013
[表4-2]
Figure 02_image015
表3-1、表3-2、表4-1、表4-2中之底線表示超出本發明範圍之條件。 發明例No.202、No.203、No.206、No.209~No.212中，45°方向之磁通量密度B50、鐵損W10/400及鐵損劣化率均為良好之值。 另一方面，比較例No.201、No.205因為變態點高之組成，No.207及No.213因為不產生α-γ變態之組成，故磁通量密度B50(45°方向)、鐵損W10/400(45°方向)及鐵損劣化率差。比較例No.204中因含有過多之Mn，故成本高且磁通量密度B50(45°方向)差。比較例No.208因Si含量不足，故鐵損W10/400(45°方向)差。
(第3實施例) 藉由鑄造熔融鋼，製作具表5-1所示之化學組成的鑄錠。此處，式左邊表示前述(1)式左邊之值。又，Mg等表示選自於由Mg、Ca、Sr、Ba、Ce、La、Nd、Pr、Zn、Cd所構成群組中之1種以上含量的總計。 之後，將製作之鑄錠加熱至1150℃，進行熱輥軋，以表5-2所示之精輥軋溫度FT進行精輥軋。接著，通過最終道次後以表5-2所示之冷卻條件(通過最終道次後至冷卻開始之時間、及通過最終道次3秒後之鋼板溫度)進行冷卻。
此處，為調查冷卻後之集合組織，以與第1實施例相同之方法測定平均結晶粒徑。於表5-2顯示該測定結果。
接著，熱輥軋鋼板中未進行熱軋板退火，利用酸洗去除鏽皮，以表5-2所示之軋縮率RR1進行冷輥軋。接著，由以體積率計氫20%、氮80%所構成之環境氣體中進行中間退火，控制中間退火溫度T1為表5-2所示之溫度後保持30秒，進行中間退火。
此處，為調查進行表皮輥軋前冷輥軋鋼板之集合組織，以與第1實施例相同之方法求出α纖維率。於表6-1顯示該結果。
接著，以表5-2所示之軋縮率RR2進行表皮輥軋。
進行完工退火前為調查表皮輥軋後之集合組織，以與第1實施例相同之方法求出α纖維率及Gs。於表6-1顯示各自之結果。
接著，於氫100%之環境氣體中以表5-2所示之完工退火溫度T2進行完工退火。此時，將完工退火溫度T2之保持時間設為2小時。
為調查完工退火後之集合組織，以與第1實施例相同之方法求出{411}＜011＞率、最大強度之φ1及Φ、A411-011/A411-148及A411-011/A100-011。於表6-1顯示各自之結果。
又，為調查完工退火後之磁特性，測定磁通量密度B50、鐵損W10/400，且求出壓縮應力下之鐵損W10/50的鐵損劣化率Wx，作為應力靈敏度之指標。測定方法與第1實施例相同。於表6-2顯示測定結果。
[表5-1]
Figure 02_image017
[表5-2]
Figure 02_image019
[表6-1]
Figure 02_image021
[表6-2]
Figure 02_image023
表5-1、表5-2、表6-1、表6-2中之底線表示超出本發明範圍之條件。 發明例No.303~No.305及No.313~No.318中，45°方向之磁通量密度B50、鐵損W10/400及鐵損劣化率均為良好之值。 另一方面，比較例No.301至中間退火為止以與發明鋼No.303~No.305相同之步驟製造，整面前之狀態相當於本發明一實施形態之請求項7的冷輥軋鋼板，但因未進行表皮輥軋，故磁通量密度B50(45°方向)、鐵損W10/400(45°方向)及鐵損劣化率差。比較例No.302與前述No.301相同，於整面前之狀態相當於本發明一實施形態之請求項7的冷輥軋鋼板，但因表皮輥軋之軋縮率RR2過小，故所得之無方向性電磁鋼板的鐵損W10/400(45°方向)差。比較例No.306與前述No.301及No.302相同，於整面前之狀態相當於本發明之實施形態之請求項7的冷輥軋鋼板，但因表皮輥軋之軋縮率RR2過大，故所得之無方向性電磁鋼板的磁通量密度B50(45°方向)及鐵損W10/400(45°方向)差。比較例No.307~No.310因為未生成α-γ變態之組成，故磁通量密度B50(45°方向)、鐵損W10/400(45°方向)及鐵損劣化率差。比較例No.311因Mn等(Mn、Cu、Ni之1種以上)不足，且未進行表皮輥軋，故磁通量密度B50(45°方向)、鐵損W10/400(45°方向)及鐵損劣化率差。比較例No.312因Mn等不足，故鐵損W10/400(45°方向)差。
(第4實施例) 藉由鑄造熔融鋼，製作具表7-1所示之化學組成的鑄錠。此處，式左邊表示前述(1)式左邊之值。又，Mg等表示選自於由Mg、Ca、Sr、Ba、Ce、La、Nd、Pr、Zn、Cd所構成群組中之1種以上的總計。之後，將製作之鑄錠加熱至1150℃，進行熱輥軋，以表7-2所示之精輥軋溫度FT進行精輥軋。接著，通過最終道次後以表7-2所示之冷卻條件(通過最終道次後至冷卻開始之時間、及通過最終道次3秒後之鋼板溫度)進行冷卻。
此處，為調查冷卻後之集合組織，以與第1實施例相同之方法測定平均結晶粒徑。於表7-2顯示該測定結果。
接著，熱輥軋鋼板中未進行熱軋板退火，利用酸洗去除鏽皮，以表7-2所示之軋縮率RR1進行冷輥軋。接著，由以體積率計氫20%、氮80%所構成之環境氣體中進行中間退火，控制中間退火溫度T1為表7-2所示之溫度後保持30秒，進行中間退火。
此處，為調查進行表皮輥軋前冷輥軋鋼板之集合組織，以與第1實施例相同之方法求出α纖維率。於表8-1顯示該結果。
接著，以表7-2所示之軋縮率RR2進行表皮輥軋。
進行完工退火前為調查表皮輥軋後之集合組織，以與第1實施例相同之方法求出α纖維率及Gs。於表8-1顯示各自之結果。
接著，於氫100%環境氣體中以表7-2所示之完工退火溫度T2進行完工退火。此時，將完工退火溫度T2之保持時間設為2小時。
為調查完工退火後之集合組織，以與第1實施例相同之方法求出{411}＜011＞率、最大強度之φ1及Φ、A411-011/A411-148及A411-011/A100-011。於表8-1顯示各自之結果。
又，為調查完工退火後之磁特性，測定磁通量密度B50、鐵損W10/400，且求出壓縮應力下之鐵損W10/50的鐵損劣化率Wx ，作為應力靈敏度之指標。測定方法與第1實施例相同。於表8-2顯示測定結果。
[表7-1]
Figure 02_image025
[表7-2]
Figure 02_image027
[表8-1]
Figure 02_image029
[表8-2]
Figure 02_image031
表7-1、表7-2、表8-1、表8-2中之底線表示超出本發明範圍之條件。 發明例No.401、No.402中，45°方向之磁通量密度B50、鐵損W10/400及鐵損劣化率均為良好之值。 另一方面，No.403至表皮輥軋為止以與發明鋼No.401及402相同之步驟製造，完工退火前之狀態雖滿足本發明之實施形態(製品如請求項4、其製造方法如請求項9)，但因以較Ac1溫度高之溫度進行完工退火，故完工退火後所得之無方向性電磁鋼板的平均粒徑為50μm以下，作為製品無法滿足請求項1之範圍，結果，磁通量密度B50(45°方向)及鐵損W10/400(45°方向)差。因此，將No.403作為比較例。比較例No.404及No.405因為不產生α-γ變態之組成，故磁通量密度B50(45°方向)、鐵損W10/400(45°方向)及鐵損劣化率差。比較例No.406及No.407因精輥軋後快速冷卻，故壓縮應力下之鐵損劣化率大。比較例No.408及No.409因表皮輥軋之軋縮率RR2過大，故磁通量密度B50(45°方向)及鐵損W10/400(45°方向)差。
(無)

Claims (19)

  1. 一種無方向性電磁鋼板，其特徵在於具有下述化學組成：以質量%計含有：C：0.0100%以下、Si：1.50%~4.00%、sol.Al：0.0001%~1.00%、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：總計2.5%~5.0%、Co：0%~1.0%、Sn：0%~0.40%、Sb：0%~0.40%、P：0%~0.400%、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：總計0%~0.010%；以質量%計，Mn含量定為[Mn]、Ni含量定為[Ni]、Cu含量定為[Cu]、Si含量定為[Si]、sol.Al含量定為[sol.Al]、P含量定為[P]時，滿足以下(1)式；剩餘部分由Fe及雜質所構成；表面起算板厚1/2深度且與輥軋面平行的面以SEM-EBSD測定時，將{hkl}<uvw>方位之結晶粒相對於全視野的面積率標記為Ahkl-uvw時，A411-011為15.0%以上；平均結晶粒徑為50μm~150μm；(2×[Mn]+2.5×[Ni]+[Cu])-([Si]+2×[sol.Al]+4×[P])≧1.50%．．．(1)。
  2. 如請求項1之無方向性電磁鋼板，其中以SEM-EBSD測定表面 作成φ 2=45°的ODF時，φ 1=0~90°、Φ=20°中於φ 1=0~10°具有最大強度，且φ 1=0°、Φ=0~90°中於Φ=5~35°具有最大強度。
  3. 如請求項1或2之無方向性電磁鋼板，其中前述表面起算板厚1/2深度且與輥軋面平行的面以前述SEM-EBSD測定時，特定方位相對於全視野之面積率，滿足以下(2)式及(3)式兩者：A411-011/A411-148≧1.1．．．(2)；A411-011/A100-011≧2.0．．．(3)。
  4. 一種無方向性電磁鋼板，其特徵在於具有下述化學組成：以質量%計含有：C：0.0100%以下、Si：1.50%~4.00%、sol.Al：0.0001%~1.00%、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：總計2.5%~5.0%、Co：0%~1.0%、Sn：0%~0.40%、Sb：0%~0.40%、P：0%~0.400%、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：總計0%~0.010%；以質量%計，Mn含量定為[Mn]、Ni含量定為[Ni]、Cu含量定為[Cu]、Si含量定為[Si]、sol.Al含量定為[sol.Al]、P含量定為[P]時，滿足以下(1)式；剩餘部分由Fe及雜質所構成； 表面起算板厚1/2深度且與輥軋面平行的面以SEM-EBSD測定時，具有α纖維結晶方位之結晶粒其相對於全視野的面積率Asα為20.0%以上；以前述SEM-EBSD測定作成ODF時{100}<011>方位的ODF強度為15.0以下；以前述SEM-EBSD測定時，將相對於全視野之GOS的個數平均值定為Gs時，前述Gs為0.8以上且3.0以下；(2×[Mn]+2.5×[Ni]+[Cu])-([Si]+2×[sol.Al]+4×[P])≧1.50%．．．(1)。
  5. 一種鐵芯，包含如請求項1~3中任1項之無方向性電磁鋼板。
  6. 一種鐵芯，包含如請求項4之無方向性電磁鋼板。
  7. 一種冷輥軋鋼板，其為製造如請求項1~4中任1項之無方向性電磁鋼板所使用的冷輥軋鋼板，該冷輥軋鋼板之特徵在於具有下述化學組成：以質量%計含有：C：0.0100%以下、Si：1.50%~4.00%、sol.Al：0.0001%~1.00%、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：總計2.5%~5.0%、Co：0%~1.0%、Sn：0%~0.40%、Sb：0%~0.40%、P：0%~0.400%、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：總計0%~0.010%；以質量%計，Mn含量定為[Mn]、Ni含量定為[Ni]、Cu含量定為[Cu]、Si含量 定為[Si]、sol.Al含量定為[sol.Al]、P含量定為[P]時，滿足以下(1)式；剩餘部分由Fe及雜質所構成；表面起算板厚1/2深度且與輥軋面平行的面以SEM-EBSD測定時，具有α纖維結晶方位之結晶粒其相對於全視野的面積率Aaα為15.0%以上；(2×[Mn]+2.5×[Ni]+[Cu])-([Si]+2×[sol.Al]+4×[P])≧1.50%．．．(1)。
  8. 一種無方向性電磁鋼板的製造方法，其特徵在於具有以下步驟：熱輥軋步驟，其以Ar3溫度以上之溫度進行精輥軋的最終道次之方式，對鋼材進行熱輥軋而得到熱輥軋鋼板；該鋼材具有下述化學組成：以質量%計含有：C：0.0100%以下、Si：1.50%~4.00%、sol.Al：0.0001%~1.00%、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：總計2.5%~5.0%、Co：0%~1.0%、Sn：0%~0.40%、Sb：0%~0.40%、P：0%~0.400%、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：總計0%~0.010%；以質量%計，Mn含量定為[Mn]、Ni含量定為[Ni]、Cu含量定為[Cu]、Si含量定為[Si]、sol.Al含量定為[sol.Al]、P含量定為[P]時，滿足以下(1)式； 剩餘部分由Fe及雜質所構成；冷卻步驟，其冷卻前述熱輥軋步驟後之前述熱輥軋鋼板；冷輥軋步驟，其對前述冷卻步驟後之前述熱輥軋鋼板進行冷輥軋，得到冷輥軋鋼板；中間退火步驟，其對前述冷輥軋鋼板進行中間退火；表皮輥軋步驟，其對前述中間退火步驟後之前述冷輥軋鋼板進行表皮輥軋，得到無方向性電磁鋼板；及完工退火步驟，其對前述表皮輥軋步驟後之前述無方向性電磁鋼板，以750℃以上且Ac1溫度以下之退火溫度、2小時以上之退火時間進行完工退火；前述冷卻步驟中，自精輥軋之最終道次經過0.10秒以上後開始冷卻，於3秒後作成300℃以上且Ar1溫度以下使其變態；將前述表皮輥軋步驟中之軋縮率設為5~20%；(2×[Mn]+2.5×[Ni]+[Cu])-([Si]+2×[sol.Al]+4×[P])≧1.50%．．．(1)。
  9. 一種無方向性電磁鋼板的製造方法，其特徵在於具有以下步驟：熱輥軋步驟，其以Ar3溫度以上之溫度進行精輥軋的最終道次之方式，對鋼材進行熱輥軋而得到熱輥軋鋼板；該鋼材具有下述化學組成：以質量%計含有：C：0.0100%以下、Si：1.50%~4.00%、sol.Al：0.0001%~1.00%、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：總計2.5%~5.0%、 Co：0%~1.0%、Sn：0%~0.40%、Sb：0%~0.40%、P：0%~0.400%、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：總計0%~0.010%；以質量%計，Mn含量定為[Mn]、Ni含量定為[Ni]、Cu含量定為[Cu]、Si含量定為[Si]、sol.Al含量定為[sol.Al]、P含量定為[P]時，滿足以下(1)式；剩餘部分由Fe及雜質所構成；冷卻步驟，其冷卻前述熱輥軋步驟後之前述熱輥軋鋼板；冷輥軋步驟，其對前述冷卻步驟後之前述熱輥軋鋼板進行冷輥軋，得到冷輥軋鋼板；中間退火步驟，其對前述冷輥軋鋼板進行中間退火；及表皮輥軋步驟，其對前述中間退火步驟後之前述冷輥軋鋼板進行表皮輥軋，得到無方向性電磁鋼板；前述冷卻步驟中，自精輥軋之最終道次經過0.10秒以上後開始冷卻，於3秒後作成300℃以上且Ar1溫度以下使其變態；將前述表皮輥軋步驟中之軋縮率設為5~20%；(2×[Mn]+2.5×[Ni]+[Cu])-([Si]+2×[sol.Al]+4×[P])≧1.50%．．．(1)。
  10. 如請求項8之無方向性電磁鋼板的製造方法，其於前述冷卻步驟中將前述冷卻步驟後之前述熱輥軋鋼板的平均結晶粒徑作成3~10μm。
  11. 如請求項9之無方向性電磁鋼板的製造方法，其於前述冷卻步驟中將前述冷卻步驟後之前述熱輥軋鋼板的平均結晶粒徑作成3~10μm。
  12. 如請求項8~11中任1項之無方向性電磁鋼板的製造方法，其將 前述冷輥軋步驟中之軋縮率設為75~95%。
  13. 如請求項8~11中任1項之無方向性電磁鋼板的製造方法，其中前述中間退火步驟中將退火溫度設為Ac1溫度以下。
  14. 如請求項12之無方向性電磁鋼板的製造方法，其中前述中間退火步驟中將退火溫度設為Ac1溫度以下。
  15. 一種冷輥軋鋼板的製造方法，其特徵在於：具有以下步驟：熱輥軋步驟，其以Ar3溫度以上之溫度進行精輥軋的最終道次之方式，對鋼材進行熱輥軋而得到熱輥軋鋼板；該鋼材具有下述化學組成：以質量%計含有：C：0.0100%以下、Si：1.50%~4.00%、sol.Al：0.0001%~1.00%、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：總計2.5%~5.0%、Co：0%~1.0%、Sn：0%~0.40%、Sb：0%~0.40%、P：0%~0.400%、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：總計0%~0.010%；以質量%計，Mn含量定為[Mn]、Ni含量定為[Ni]、Cu含量定為[Cu]、Si含量定為[Si]、sol.Al含量定為[sol.Al]、P含量定為[P]時，滿足以下(1)式；剩餘部分由Fe及雜質所構成； 冷卻步驟，其冷卻前述熱輥軋步驟後之前述熱輥軋鋼板；冷輥軋步驟，其對前述冷卻步驟後之前述熱輥軋鋼板進行冷輥軋，得到冷輥軋鋼板；及中間退火步驟，其對前述冷輥軋鋼板進行中間退火；前述冷卻步驟中，自精輥軋之最終道次經過0.10秒以上後開始冷卻，於3秒後作成300℃以上且Ar1溫度以下使其變態；(2×[Mn]+2.5×[Ni]+[Cu])-([Si]+2×[sol.Al]+4×[P])≧1.50%．．．(1)。
  16. 如請求項15之冷輥軋鋼板的製造方法，其於前述冷卻步驟中將前述冷卻步驟後之前述熱輥軋鋼板的平均結晶粒徑作成3~10μm。
  17. 如請求項15之冷輥軋鋼板的製造方法，其將前述冷輥軋步驟中之軋縮率設為75~95%。
  18. 如請求項16之冷輥軋鋼板的製造方法，其將前述冷輥軋步驟中之軋縮率設為75~95%。
  19. 如請求項15~18中任1項之冷輥軋鋼板的製造方法，其於前述中間退火步驟中將退火溫度設為Ac1溫度以下。
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