TWI829403B - 無方向性電磁鋼板及其製造方法 - Google Patents

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Abstract

本發明獲得一種無方向性電磁鋼板，於對含有規定量的C、Si、Mn、Al的鋼原材料進行熱軋、熱軋板退火、冷軋、冷軋板退火而製造無方向性電磁鋼板時，將最終冷軋前的鋼板冷卻至90℃以下後，於100℃～300℃的溫度下時效，使用表面粗糙度Ra為0.05 μm～3.0 μm的工作輥於70℃以下的嚙入溫度下進行所述最終冷軋的第一道次的軋製，於700℃～950℃下進行所述冷軋板退火，藉此，於將藉由電子束反向散射繞射測定的全方位晶粒的平均結晶粒徑設為D1、將{411}＜148＞方位晶粒的平均結晶粒徑設為D2、將{211}＜011＞方位晶粒的平均結晶粒徑設為D3時，藉由使所述D1～D3滿足規定的條件，可自同一原材料提取疲勞特性優異的轉子芯材料與芯退火後的磁特性優異的定子芯材料。

Description

無方向性電磁鋼板及其製造方法
本發明是有關於一種較佳地用於馬達芯的無方向性電磁鋼板及其製造方法。
近年來，隨著對電氣設備的節能化要求的提高，對於用於旋轉機的鐵芯的無方向性電磁鋼板，要求更優異的磁特性。另外，最近，為了滿足對混合動力車(Hybrid Electric Vehicle，HEV)或電動車(Electric Vehicle，EV)的驅動用馬達的小型化、高輸出化的要求，提高驅動頻率並使馬達的轉速高速化。
所述驅動用馬達的芯通常由定子芯與轉子芯構成，但於旋轉的轉子芯，隨著轉速的上升而作用有更大的離心力。另外，於轉子芯，於結構上存在被稱為轉子芯橋接部的非常窄的部分(寬度：1mm~2mm)，該部分於馬達的驅動中成為特別高的應力狀態。進而，由於馬達重覆進行旋轉與停止，因此於轉子芯作用由離心力引起的重覆應力。因此，用於轉子芯的電磁鋼板需要具有高強度且高疲勞強度優異的強度特性。
另一方面，為了達成馬達的小型化、高輸出化，用於定子芯的電磁鋼板理想的是高磁通密度、低鐵損。即，作為用於馬達芯的電磁鋼板的特性，轉子芯用途要求強度特性(拉伸強度、 疲勞特性)優異，定子芯用途要求磁特性(磁通密度、鐵損特性)優異。
如此，即便是相同的馬達芯，於轉子芯與定子芯中，電磁鋼板所要求的特性亦大不相同。所述轉子芯與定子芯一般是將加工成芯剖面形狀的轉子芯材料與定子芯材料積層而組裝。因此，就製造馬達芯的一側(用戶)的觀點而言，為了提高材料良率或生產性，理想的是可自同一原材料鋼板同時提取轉子芯材料與定子芯材料。
對於強度特性與磁特性兩者優異的馬達芯用的無方向性電磁鋼板，提出了許多製造技術。例如，於專利文獻1中揭示了如下技術：為了於確保定子芯所要求的磁特性的同時，確保轉子芯所要求的機械特性，提高鋼板的Si含量，並且添加Ni或Cu等強化元素。另外，於專利文獻2中揭示了如下技術：對冷軋後的鋼板進行最終退火(於本發明中稱為「冷軋板退火」)來製造具有細粒組織的高強度的無方向性電磁鋼板，藉由沖裁加工而自該鋼板提取轉子芯材料與定子芯材料，進行積層而組裝轉子芯與定子芯後，僅對定子芯實施應變消除退火(於本發明中稱為「芯退火」)，藉此由同一原材料製造高強度的轉子芯與低鐵損的定子芯。另外，於專利文獻3中揭示了如下技術：製造具有細粒組織的高強度的無方向性電磁鋼板，提取轉子芯材料及定子芯材料，進行積層而組裝轉子芯及定子芯後，對定子芯實施使自600℃至均熱溫度的升溫速度為8℃/min的芯退火，藉此由同一原材料製造 高強度的轉子芯與低鐵損且高磁通密度的定子芯。
[現有技術文獻] [專利文獻]
專利文獻1：日本專利特開2008-50686號公報
專利文獻2：日本專利特開2004-315956號公報
專利文獻3：國際公開第2018/147044號
然而，根據發明者等人的調查結果，於所述專利文獻1~專利文獻3所揭示的技術中，難以於不降低製造性的情況下，滿足近年來的EV/HEV等的馬達芯的原材料鋼板所要求的強度特性或磁特性。具體而言，於如專利文獻1所揭示般的使Si或Ni、Cu等的添加量增大的技術中，導致冷軋中的斷裂，使製造性顯著降低。另外，Ni或Cu是昂貴的元素，會導致製造成本的上升。另外，於專利文獻2所揭示的技術中，可於冷軋板退火後獲得降伏應力高的無方向性電磁鋼板。但是，存在作為另一個重要特性的疲勞強度未必提高、或雖芯退火後的鐵損改善但磁通密度有時大幅降低等問題。另外，於專利文獻3所揭示的技術中，於芯退火中可抑制定子芯的磁通密度降低。但是，明顯的是由於升溫速度高，因此存在因退火爐內的溫度或定子芯內的溫度的偏差而定子芯內的磁特性的偏差增大，用戶一側的製造良率降低的問題。
本發明是鑒於現有技術存在的所述問題點而成，其目的 在於提供一種如下無方向性電磁鋼板、即可抑制製造成本的增大及用戶一側的馬達芯的製造良率降低的、可自同一原材料提取具有優異的強度特性(特別是疲勞特性)的轉子芯材料及於實施芯退火後具有優異的磁特性的定子芯材料的無方向性電磁鋼板，並且提出其有利的製造方法。
為解決所述課題，發明者等人對各種主要因素對無方向性電磁鋼板的芯退火(應變消除退火)中的晶粒生長行為帶來的影響重覆進行了努力研究。其結果，於最終冷軋之前實施適當的熱處理，且使最終冷軋中的第一道次的軋製條件適當化，其後實施適當的冷軋板退火，藉此能夠使結晶粒細粒化並且使具有特定的方位的結晶組織生長。其結果，發現可獲得具有高疲勞強度，並且於其後的芯退火(應變消除退火)中的磁通密度的降低小的無方向性電磁鋼板，從而開發了本發明。
基於所述見解的本發明是一種無方向性電磁鋼板，其特徵在於，具有如下成分組成，即含有C：0.0005質量%~0.0050質量%、Si：1.0質量%~5.0質量%、Mn：0.05質量%~5.0質量%、P：0質量%~0.1質量%、S：0質量%~0.010質量%、Al：0.005質量%~3.0質量%及N：0質量%~0.010質量%，剩餘部分包含Fe及不可避免的雜質，於將藉由電子束反向散射繞射測定的全方位的結晶粒的平均結晶粒徑設為D1、將具有{411}<148>方位的結晶粒的平均結晶粒徑設為D2、將具有{211}<011>方位 的結晶粒的平均結晶粒徑設為D3時，所述D1為75μm以下，且所述D1~D3滿足下述(1)式及(2)式，D2/D1≧1.02…(1)
D3/D1≧0.60…(2)。
本發明的無方向性電磁鋼板的特徵在於，除了含有所述成分組成以外，更含有下述A群組~E群組中的至少一個群組的成分，
．A群組；Cr：0.01質量%~5.0質量%
．B群組；Ca：0.001質量%~0.01質量%、Mg：0.0001質量%~0.01質量%及稀土金屬(rare earth metal，REM)：0.001質量%~0.05質量%中的至少一種
．C群組；Sn：0.001質量%~0.2質量%及Sb：0.001質量%~0.2質量%中的至少一種
．D群組；Ni：0.01質量%~3.0質量%
．E群組；Cu：0.01質量%~0.5質量%、Nb：0.0010質量%~0.05質量%、Ti：0.0010質量%~0.05質量%及V：0.0010質量%~0.20質量%中的至少一種。
另外，本發明的無方向性電磁鋼板的特徵在於，除了含有所述成分組成以外，更含有下述F群組及G群組中的至少一個群組的成分，
．F群組；Ta：0.0001質量%~0.01質量%、B：0.0001質量%~0.005質量%、Ga：0.0001質量%~0.01質量%、Pb：0.0001 質量%~0.005質量%、Zn：0.001質量%~0.01質量%、Mo：0.001質量%~0.05質量%及W：0.001質量%~0.05質量%中的至少一種
．G群組；Ge：0.001質量%~0.05質量%、As：0.001質量%~0.05質量%及Co：0.001質量%~0.05質量%中的至少一種。
另外，本發明提出了一種無方向性電磁鋼板的製造方法，對具有如下成分組成的鋼板坯，即具有含有C：0.0005質量%~0.0050質量%、Si：1.0質量%~5.0質量%、Mn：0.05質量%~5.0質量%、P：0質量%~0.1質量%、S：0質量%~0.010質量%、Al：0.005質量%~3.0質量%及N：0質量%~0.010質量%，剩餘部分包含Fe及不可避免的雜質的成分組成的鋼板坯進行熱軋，實施熱軋板退火後，進行一次冷軋或隔著中間退火的兩次以上的冷軋而製成最終板厚的冷軋板，實施冷軋板退火，且所述無方向性電磁鋼板的製造方法的特徵在於，對形成所述最終板厚的冷軋前的鋼板實施冷卻至90℃以下、於100℃~300℃的溫度下時效後再次冷卻的熱處理，使用表面粗糙度Ra為0.05μm~3.0μm的工作輥，於70℃以下的嚙入溫度下進行形成所述最終板厚的冷軋的第一道次的軋製，將所述冷軋板退火的均熱溫度設為700℃~950℃的範圍。
另外，本發明的無方向性電磁鋼板的製造方法中所使用的所述鋼板坯的特徵在於，除了含有所述成分組成以外，更含有下述A群組~E群組中的至少一個群組的成分，
．A群組；Cr：0.01質量%~5.0質量%
．B群組；Ca：0.001質量%~0.01質量%、Mg：0.0001質量%~0.01質量%及REM：0.001質量%~0.05質量%中的至少一種
．C群組；Sn：0.001質量%~0.2質量%及Sb：0.001質量%~0.2質量%中的至少一種
．D群組；Ni：0.01質量%~3.0質量%
．E群組；Cu：0.01質量%~0.5質量%、Nb：0.0010質量%~0.05質量%、Ti：0.0010質量%~0.05質量%及V：0.0010質量%~0.20質量%中的至少一種。
另外，本發明的無方向性電磁鋼板的製造方法中所使用的所述鋼板坯的特徵在於，除了含有所述成分組成以外，更含有下述F群組及G群組中的至少一個群組的成分，
．F群組；Ta：0.0001質量%~0.01質量%、B：0.0001質量%~0.005質量%、Ga：0.0001質量%~0.01質量%、Pb：0.0001質量%~0.005質量%、Zn：0.001質量%~0.01質量%、Mo：0.001質量%~0.05質量%及W：0.001質量%~0.05質量%中的至少一種
．G群組；Ge：0.001質量%~0.05質量%、As：0.001質量%~0.05質量%及Co：0.001質量%~0.05質量%中的至少一種。
根據本發明，可穩定地提供一種兼具優異的疲勞特性與 優異的芯退火後的磁特性、特別是優異的磁通密度的無方向性電磁鋼板。其結果，不僅有助於用戶一側的材料良率的提高與生產性的提高，而且亦大大有助於高速旋轉馬達的特性提高。
首先，本發明的目的在於開發一種冷軋板退火(最終退火)後具有高疲勞強度，並且其後的芯退火(應變消除退火)中的磁通密度的劣化小的無方向性電磁鋼板。具體而言，其目的在於開發一種冷軋板退火後的疲勞強度為470MPa以上、且由芯退火引起的磁通密度的劣化量ΔB50為0.04T以下的無方向性電磁鋼板。
此處，所述疲勞強度470MPa是為了抵抗EV/HEV驅動用馬達的轉子芯材料於高速旋轉中產生的離心力所需的最小限度的疲勞強度的值。再者，所述疲勞強度是指於將以軋製方向為長度方向的拉伸疲勞試驗片(依據日本工業標準(Japanese Industrial Standards，JIS)Z 2275：1978的1號試驗片、b：15mm、R：100mm)於拉伸-拉伸(脈動)、應力比(=最小應力/最大應力)：0.1及頻率：20Hz的條件下實施疲勞試驗時，於重覆數107次下不引起疲勞斷裂的最大應力。另外，所謂由所述芯退火引起的磁通密度的劣化量ΔB50是指芯退火前的磁通密度B50與芯退火後的磁通密度B50之差(=芯退火前的磁通密度B50-芯退火後的磁通密度 B50)。
接下來，對具有所述特性的本發明的無方向性電磁鋼板應具有的成分組成進行說明。
C：0.0005質量%~0.0050質量%
C是於芯退火時於晶界上作為碳化物而析出、使芯退火後的鐵損增大的有害元素。為了防止該鐵損特性的劣化，需要將鋼板中所含的C限制於0.0050質量%以下。另一方面，本發明是如下技術：如後述般對冷軋前的鋼板實施熱處理而使固溶C於晶界偏析，藉此控制冷軋板退火中的軋製組織的再結晶行為，控制具有特定方位的結晶粒於冷軋板退火後的平均粒徑。但是，於C含量未滿0.0005質量%時，無法充分獲得所述效果。因此，C含量設為0.0005質量%~0.0050質量%的範圍。較佳的C含量為0.0020質量%~0.0040質量%的範圍。
Si：1.0質量%~5.0質量%
Si是提高鋼的固有電阻、減少鐵損所必需的元素。另外，亦是藉由固溶強化而提高鋼的強度的元素。為了獲得所述效果，於本發明中，添加1.0質量%以上的Si。另一方面，若Si超過5.0質量%，則韌性降低，損害製造性，因此上限設為5.0質量%。較佳的Si含量為2.5質量%~4.5質量%的範圍。
Mn：0.05質量%~5.0質量%
Mn與Si同樣地是對提高鋼的固有電阻與強度有用的元素。另外，亦是改善熱加工性的元素。為了獲得該些效果，添加0.05質 量%以上的Mn。另一方面，添加超過5.0質量%的Mn有促進MnC的析出、使磁特性劣化之虞，因此上限設為5.0質量%。較佳的Mn含量為0.10質量%~3.0質量%的範圍。
P：0質量%~0.1質量%
P是用於調整鋼的強度(硬度)的有用的元素。但是，超過0.1質量%的添加會降低韌性，於加工時產生裂紋而損害製造性，因此上限設為0.1質量%。再者，下限並無特別規定，但由於過度的P的降低會導致製造成本的上升，因此較佳為設為0.001質量%左右。更佳的P的含量為0.005質量%~0.08質量%的範圍。
S：0質量%~0.010質量%
S是形成微細硫化物並析出、對鐵損特性帶來不良影響的有害元素。特別是若超過0.010質量%，則其不良影響變得顯著，因此限制於0.010質量%以下。較佳的S的含量為0.005質量%以下。
Al：0.005質量%~3.0質量%
Al與Si同樣地是提高鋼的固有電阻、減少鐵損的有用的元素。為了獲得該效果，需要添加0.005質量%以上的Al。另一方面，超過3.0質量%的添加有促進冷軋板退火及芯退火中的鋼板表面的氮化、使磁特性劣化之虞，因此上限設為3.0質量%。較佳的Al的含量為0.010質量%~2.0質量%的範圍。
N：0質量%~0.010質量%
N是於冷軋板退火及芯退火時形成微細氮化物並析出、對鐵 損特性帶來不良影響的有害元素。特別是若超過0.010質量%，則其不良影響變得顯著，因此上限設為0.010質量%。較佳的N含量為0.0030質量%以下。
本發明的無方向性電磁鋼板除了含有所述成分以外，亦可進而根據所要求的特性而含有以下的成分。
Cr：0.01質量%~5.0質量%
Cr具有提高鋼的比電阻、減少鐵損的效果。為了獲得該效果，Cr較佳為添加0.01質量%以上。另一方面，若超過5.0質量%，則由於飽和磁通密度的降低而磁通密度會降低。因此，於添加Cr的情況下，較佳為於0.01質量%~5.0質量%的範圍內添加。
Ca：0.001質量%~0.01質量%、Mg：0.0001質量%~0.01質量%及REM：0.001質量%~0.05質量%中的至少一種
Ca、Mg及REM均是具有將鋼中的S作為硫化物固定、減少鐵損的效果的元素。為了獲得所述效果，較佳為分別添加0.001質量%、0.0001質量%及0.001質量%以上的Ca、Mg及REM。另一方面，若添加分別超過0.01質量%、0.01質量%及0.05質量%的Ca、Mg及REM，則所述效果飽和，反而會導致原料成本增大。因此，Ca、Mg及REM較佳為分別以0.01質量%、0.01質量%及0.05質量%為上限而添加。
Sn：0.001質量%~0.2質量%及Sb：0.001質量%~0.2質量%以下中的至少一種
Sn及Sb是具有改善冷軋板退火後的織構、提高磁通密度的 效果的元素。為了獲得該效果，較佳為分別添加0.001質量%以上。另一方面，若超過0.2質量%，則所述效果飽和，另外，由於過度的表面偏析而會導致絕緣被膜的形成不良，因此上限均較佳為設為0.2質量%。
Ni：0.01質量%~3.0質量%
Ni是磁性元素、即於常溫下顯示強磁性的元素，藉由積極地添加，具有提高磁通密度的效果。為了獲得所述效果，較佳為添加0.01質量%以上。另一方面，若Ni含量超過3.0質量%，則原料成本增大，因此上限較佳為設為3.0質量%左右。
Cu：0.01質量%~0.5質量%、Nb：0.0010質量%~0.05質量%、Ti：0.0010質量%~0.05質量%及V：0.0010質量%~0.20質量%中的至少一種
Cu、Nb、Ti及V是具有單獨或以碳化物、氮化物、碳氮化物的形態進行微細析出而提高鋼板的拉伸強度或疲勞強度的效果的元素。為了獲得所述效果，較佳為Cu添加0.01質量%以上，Nb、Ti及V分別添加0.0010質量%以上。另一方面，若添加超過0.5質量%的Cu、超過0.05質量%的Nb及Ti、超過0.20質量%的V，則有阻礙芯退火時的晶粒生長、使芯退火後的鐵損增大之虞。因此，Cu、Nb、Ti及V的上限較佳為分別設為Cu：0.5質量%、Ti及Nb：0.05質量%、V：0.20質量%。
Ta：0.0001質量%~0.01質量%、B：0.0001質量%~0.005質量%、Ga：0.0001質量%~0.01質量%、Pb：0.0001質 量%~0.005質量%、Zn：0.001質量%~0.01質量%、Mo：0.001質量%~0.05質量%及W：0.001質量%~0.05質量%中的至少一種
所述元素是具有與單獨的析出物或其他元素形成微細析出物/夾雜物而提高鋼板的拉伸強度或疲勞強度的效果的元素。為了獲得所述效果，較佳為Ta、B、Ga及Pb分別添加0.0001質量%以上，Zn、Mo及W分別添加0.001質量%以上。另一方面，若過剩地過度添加，則會阻礙芯退火時的晶粒生長，使芯退火後的鐵損增大，因此較佳為限制於所述上限值以下。更佳為Ta：0.0002質量%~0.002質量%、B：0.0002質量%~0.002質量%、Ga：0.0002質量%~0.005質量%、Pb：0.0002質量%~0.002質量%、Zn：0.002質量%~0.005質量%、Mo：0.002質量%~0.03質量%及W：0.002質量%~0.03質量%的範圍。
Ge：0.001質量%~0.05質量%、As：0.001質量%~0.05質量%及Co：0.001質量%~0.05質量%中的至少一種
所述元素具有提高磁通密度、減少鐵損的效果，因此可適宜添加。為了獲得所述效果，較佳為分別添加0.001質量%以上。但是，即便超過0.05質量%來添加，所述效果亦飽和，因此上限較佳為分別設為0.05質量%。更佳為分別為0.002質量%~0.03質量%的範圍。
本發明的無方向性電磁鋼板中，所述成分以外的剩餘部分實質上是Fe及不可避免的雜質。再者，所述各成分的含量的分 析只要使用公知的分析方法、例如電感耦合電漿質量分析法等進行即可，並無特別限制。
接下來，對本發明的無方向性電磁鋼板的組織進行說明。
平均結晶粒徑D1：75μm以下
鋼板的疲勞強度藉由使結晶粒徑微細化而提高。因此，本發明的無方向性電磁鋼板中，為了對冷軋板退火後的鋼板賦予必要的疲勞強度470MPa以上而以鋼板整體、即全方位的結晶粒的平均結晶粒徑為75μm以下為必要條件。再者，於本發明中將所述全方位晶粒的平均結晶粒徑表述為D1。
但是，為了使本發明的無方向性電磁鋼板可靠地達成冷軋板退火後的疲勞強度470MPa以上，僅所述平均結晶粒徑D1為75μm以下是不充分的。如後述般，除了所述以外，亦需要於與D1的關係上使{211}<011>方位的平均結晶粒徑D3適當化。
另外，為了將所述平均結晶粒徑D1設為75μm以下，需要將後述的冷軋後的再結晶退火(冷軋板退火)的均熱溫度控制於規定的範圍內。
D2/D1≧1.02
接下來，本發明的無方向性電磁鋼板中，於將具有{411}<148>方位的結晶粒的平均結晶粒徑設為D2時，所述D2大於所述全方位晶粒的平均結晶粒徑D1，且需要滿足下述(1)式：D2/D1≧1.02…(1)。
藉由滿足該關係式，可將由芯退火引起的定子芯材料的磁通密度的劣化量ΔB50抑制於0.04T以下。
其機制目前尚不十分清楚，但認為如下。已知{411}<148>方位晶粒具有對磁特性有利的結晶方位。於芯退火時，若{411}<148>方位晶粒的平均結晶粒徑D2較平均結晶粒徑D1粗大，則由於尺寸效果，{411}<148>方位晶粒蠶食基質的小的結晶粒而面積比率增大。其結果，可抑制由芯退火引起的磁通密度的降低。
再者，為了獲得滿足上述(1)式的{411}<148>方位晶粒的平均結晶粒徑D2，需要使後述的最終冷軋前的一系列熱處理(冷卻、時效處理)、與最終冷軋中的第一道次的軋製條件(嚙入溫度、工作輥的表面粗糙度Ra)適當化。
D3/D1≧0.60
接下來，本發明的無方向性電磁鋼板中，於將具有{211}<011>方位的結晶粒的平均結晶粒徑設為D3時，所述D3需要相對於以上所述的全方位晶粒的平均結晶粒徑D1，滿足下述(2)式：D3/D1≧0.60…(2)。
藉由滿足所述(2)式，可提高疲勞強度。特別是於以上所述的全方位晶粒的平均結晶粒徑D1為75μm以下且滿足所述(2)式的情況下，可穩定地獲得EV/HEV驅動用馬達的轉子芯材料所需要的470MPa以上的疲勞強度。
關於藉由滿足所述(2)式而疲勞強度提高的理由，目 前尚不十分清楚，但認為如下。具有{211}<011>方位的結晶粒大多情況下於軋製方向上具有扁平的形狀。推測其原因在於：若具有{211}<011>方位的結晶粒徑微細，則所述方位晶粒與鄰接的結晶粒之間的晶界增加，可助長由鋼中的夾雜物等產生的龜裂的傳播。
再者，為了獲得滿足所述(2)式的{211}<011>方位晶粒的平均結晶粒徑D3，需要使後述的最終冷軋前的一系列熱處理(冷卻、時效處理)、與最終冷軋中的第一道次的軋製條件(嚙入溫度、工作輥的表面粗糙度Ra)適當化。
此處，對所述平均結晶粒徑D1-平均結晶粒徑D3的測定方法進行說明。
將組織觀察用的試驗片的與軋製方向垂直的剖面(所謂的C剖面)作為觀察面，利用膠體二氧化矽研磨該觀察面，使其鏡面化後，利用電子束反向散射繞射(Electron Backscattered Diffraction，EBSD)測定觀察面的微觀組織結構。測定條件設為步長：0.1μm，測定區域設為10mm2以上，或者後述的可觀察5000個以上結晶粒的區域。
繼而，針對所述測定結果，使用解析軟體：定向成像顯微鏡(Orientation Imaging Microscopy，OIM)分析(OIM Analysis)8.5，僅對結晶指數(Crystallization Index，CI)值>0.1的測定點進行解析，於解析軟體的晶粒膨脹(Grain Dilation)功能(晶粒公差角(Grain Tolerance Angle)：10°，最小晶粒尺寸(Minimum Grain Size)：2)、晶粒CI標準(Grain CI Standardization)功能(晶粒公差角(Grain Tolerance Angle)：10°，最小晶粒尺寸(Minimum Grain Size)：2)及每晶粒單(平均)方位(Single(Average)Orientation per Grain)功能(晶粒公差角(Grain Tolerance Angle)：10°)的條件下依次各實施一次清理處理後，進行局部方位資料的解析，求出平均結晶粒徑D1-平均結晶粒徑D3。
具體而言，關於冷軋退火板的全方位晶粒的平均結晶粒徑D1，於將晶界以晶粒公差角(Grain Tolerance Angle)為10°定義的基礎上，求出晶粒尺寸(直徑)(Grain Size(diameter))的面積平均值(Area Average)。
另外，關於{411}<148>方位晶粒的平均結晶粒徑D2，使用CI值>0.1且晶體方位(Crystal Orientation)功能，僅對(114)[4-81]、(141)[-814]、(141)[-4-18]及(411)[-1-48]的四種結晶方位中具有公差(Tolerance)未滿15°的方位差的結晶粒進行解析。繼而，於將晶界以晶粒公差角(Grain Tolerance Angle)為10°定義的基礎上，求出晶粒尺寸(直徑)(Grain Size(diameter))的面積平均值(Area Average)。再者，於作為母相的鐵氧體具有立方(Cubic)對稱性的情況下，所述四種結晶方位是{411}<148>方位滿足的結晶學上等效的結晶方位(變體)。
另外，關於{211}<011>方位晶粒的平均結晶粒徑D3，與所述同樣地，使用晶體方位(Crystal Orientation)功能，僅對(211)[01-1]及(211)[0-11]此兩種結晶方位中具有公差(Tolerance)未 滿15°的方位差的結晶粒進行解析來求出。
接下來，對本發明的無方向性電磁鋼板的製造方法進行說明。
本發明的無方向性電磁鋼板藉由如下方式來製造：於製造具有所述成分組成的鋼原材料(板坯)後，將所述板坯熱軋而製成熱軋板。繼而，對所述熱軋板實施熱軋板退火後，進行酸洗，進行一次冷軋或隔著中間退火的兩次以上的冷軋而製成最終板厚(製品板厚)的冷軋板，並對該冷軋板實施冷軋板退火。以下，具體地進行說明。
鋼原材料
關於本發明的無方向性電磁鋼板的製造中使用的鋼原材料(板坯)，使用轉爐或電爐、或者進一步使用真空脫氣設備等的現有公知的精煉製程而對調整為適合於所述本發明的成分組成的鋼進行熔煉後，製造板坯。再者，製造板坯的方法可使用連續鑄造法或鑄錠-開坯軋製法、薄板坯連續鑄造法等中的任一方法。
熱軋
繼而，將所述板坯加熱至規定溫度後，進行熱軋而製成規定板厚的熱軋板。該熱軋條件並無特別限定，例如，較佳為板坯的加熱溫度設為1050℃~1230℃，熱軋的最終軋製結束溫度設為800℃~950℃，熱軋後的平均冷卻速度設為20℃/s~100℃/s，線圈卷取溫度設為400℃~700℃的範圍。
熱軋板退火
繼而，為了使軋製組織完全再結晶而使組織均質化，對所述熱軋後的熱軋板實施熱軋板退火。熱軋板退火的條件並無特別規定，但較佳為均熱溫度設為800℃~1100℃，均熱時間設為3s~100s的範圍。
酸洗
繼而，對所述熱軋板退火後的鋼板進行酸洗而脫垢。酸洗條件只要可脫垢至可實施冷軋的程度即可，例如可應用使用鹽酸或硫酸等的常規方法的酸洗。再者，該酸洗可於所述熱軋板退火生產線內退火後實施，亦可於其他生產線實施。
冷軋
繼而，對脫垢後的熱軋板進行冷軋而製成最終板厚(製品板厚)的冷軋板。該冷軋可藉由一次冷軋而形成最終板厚，亦可藉由隔著中間退火的兩次以上的冷軋而形成最終板厚。此時，形成最終板厚的冷軋(最終冷軋)的壓下率較佳為設為80%以上。藉由將該壓下率設為80%以上，可提高冷軋板退火後的織構的尖銳性，提高磁特性。再者，壓下率的上限並無特別限制，但若超過98%，則軋製負荷會顯著增加，因此較佳為設為98%左右。
最終冷軋前的熱處理
此處，於本發明中，重要的是對進行所述最終冷軋前的鋼板實施規定的熱處理，具體而言實施將鋼板冷卻至90℃以下後，加熱至100℃~300℃的溫度進行時效處理，並再次冷卻的熱處理。
最終冷軋前的鋼板於藉由一次冷軋而形成最終板厚的 情況下為熱軋板退火後的鋼板，於藉由隔著中間退火的兩次以上的冷軋而形成最終板厚的情況下為即將進行最終冷軋之前的中間退火後的鋼板。所述熱軋板退火或中間退火通常藉由連續退火實施，因此自高溫起急速地冷卻。因此，可認為於鋼板中大量的固溶C以過飽和的狀態存在。於本發明中，對最終冷軋前的鋼板實施所述的時效處理，而使固溶C於晶界偏析，藉此實現晶界的強化，並且將具有{411}<148>方位與{211}<011>方位的結晶粒的粒徑控制於適當範圍。若晶界充分地固溶強化，則冷軋時於晶界的位錯運動得到抑制，導入至冷軋板的應變量增大。但是，若固溶C的晶界偏析不充分，則導入至冷軋板的應變量降低，導入至與{211}<011>方位晶粒鄰接的結晶粒的應變量亦降低，因此{211}<011>方位晶粒的再結晶得到抑制。進而，{411}<148>方位晶粒是藉由在冷軋板退火過程中{211}<011>方位晶粒繞<211>軸旋轉而形成，但於{211}<011>方位晶粒無法充分地形成的情況下，{411}<148>方位晶粒的形成亦變得困難。因此，{211}<011>方位晶粒及{411}<148>方位晶粒的粒徑控制變得困難。
因此，於本發明中，將最終冷軋前的鋼板冷卻至90℃以下，進一步提高固溶C的過飽和度，而使於晶界偏析的驅動力增大。再者，冷卻鋼板的溫度的下限並無特別設定，但若未滿0℃，則材料脆化，對製造性帶來不良影響，因此較佳為設為0℃以上。再者，於藉由即將進行最終冷軋之前的退火急速冷卻而將鋼板溫度冷卻至90℃以下的情況下，固溶C已經處於過飽和狀態，因此 不需要進一步冷卻鋼板。
再者，所述鋼板的冷卻方法可使用例如空冷或氣體冷卻、水冷等公知的技術。另外，所述鋼板溫度例如只要利用放射溫度計進行測定即可，並無特別規定。
繼而，對冷卻至90℃以下而提高了固溶C的過飽和度的鋼板實施於最終冷軋之前加熱至100℃~300℃的溫度而使過飽和的固溶C於晶界偏析的時效處理。藉由該時效處理，於晶界偏析的固溶C將晶界固溶強化，並且促進於最終冷軋中應變難以蓄積的{211}<011>方位晶粒的再結晶，可控制{211}<011>方位晶粒的粒徑。另外，藉由後述的冷軋板退火步驟中的再結晶中的結晶旋轉，亦可有助於具有{411}<148>方位的結晶粒的控制。
若所述時效處理溫度低於100℃，則固溶C的擴散減少，無法充分地獲得所述效果。另一方面，若超過300℃，則固溶C形成微細碳化物而析出，於晶界偏析的固溶C減少，因此無法獲得所述的晶界強化效果或粒徑控制效果。就進一步提高所述效果的觀點而言，較佳的時效處理溫度為150℃~250℃的範圍。另外，所述時效處理時間(均熱時間)較佳為設為10s以上且20min以下的範圍。所述時效處理的加熱方法並無特別規定。例如可使用空氣浴、油浴、沙浴等熱浴、或感應加熱、使用輻射管等的輻射加熱等公知的方法。
其後，對所述時效處理後的鋼板進行冷卻，但於剛剛實施時效處理之後進行最終冷軋的情況下，所述冷卻溫度成為後述 的最終冷軋第一道次的嚙入溫度，因此所述冷卻的結束溫度較佳為設為70℃以下。
最終冷軋
對實施了所述一系列熱處理(冷卻、時效處理)的鋼板進行最終冷軋而製成最終板厚(製品板厚)的冷軋板。此時，於本發明中，重要的是對於所述最終冷軋的第一道次，使用表面粗糙度Ra為0.05μm~3.0μm的工作輥且將嚙入溫度設為70℃以下進行軋製。以下，具體地進行說明。
將最終冷軋的第一道次的嚙入溫度(第一道次嚙入時的鋼板溫度)設為70℃以下的理由在於：若嚙入溫度超過70℃，則冷軋時具有{411}<148>方位的結晶粒的核形成變得過多。其結果，冷軋板退火後的具有{411}<148>方位的結晶粒微細化，不再滿足所述的(2)式，導致芯退火中的磁通密度的大幅降低。較佳的嚙入溫度為50℃以下。再者，嚙入溫度的下限並無特別規定，但若未滿0℃則材料脆化，對製造性帶來不良影響，因此較佳為設為0℃以上。另外，第一道次的嚙入溫度的測定部件並無特別規定，但較佳為例如利用放射溫度計進行測定。
另外，將最終冷軋第一道次的工作輥的表面粗糙度Ra控制於0.05μm~3.0μm的範圍的理由在於，若表面粗糙度Ra小於0.05μm，則向具有{211}<011>方位的結晶粒的應變的導入變得不充分。其結果，具有{411}<148>方位的結晶粒的核形成變得不充分，因此具有{411}<148>方位的結晶粒的粒徑控制變得 困難，芯退火後的磁通密度大幅降低。另外，導入至與{211}<011>方位晶粒鄰接的結晶粒的應變量降低，{211}<011>方位晶粒的晶粒生長得到抑制，藉此，具有{210}<011>方位的結晶粒變得微細，無法確保充分的疲勞強度。另一方面，若表面粗糙度Ra大於3.0μm，則具有{411}<148>方位的結晶粒的核形成變得過多，於冷軋板退火中，形成許多具有{411}<148>方位的結晶粒而微細化。其結果，不再滿足結晶粒徑比D2/D1≧1.02，導致芯退火中的磁通密度的劣化量增大。再者，就進一步提高所述效果的觀點而言，較佳的工作輥的表面粗糙度Ra為0.1μm~2.0μm的範圍，進而佳為0.15μm~0.4μm的範圍。此處，所述表面粗糙度Ra是JIS B0601(2001)中規定的算術平均粗糙度。Ra的測定部件並無特別規定，例如較佳為使用光干涉表面形狀測定裝置等進行測定。
再者，就提高摩擦係數並促進向軋製的鋼板導入應變的觀點而言，最終冷軋第一道次所使用的工作輥的輥徑較佳為設為800mmΦ以下，更佳為設為600mmΦ以下。
冷軋板退火
繼而，對形成所述最終板厚的冷軋板實施用於使其再結晶而賦予具有規定的結晶方位與平均結晶粒徑的鋼組織的冷軋板退火(最終退火)。該冷軋板退火的均熱溫度需要設為700℃~950℃的範圍。於均熱溫度未滿700℃時，有再結晶粒的生長延遲，或根據情況而再結晶變得不完全而殘留未再結晶組織之虞。殘留的未再 結晶組織有於芯退火後亦殘留的傾向，會使磁特性顯著降低。另一方面，若均熱溫度超過950℃，則再結晶粒過度粗大化，無法將冷軋板退火後的平均結晶粒徑D1設為75μm以下。再者，就穩定地確保轉子芯所要求的高強度特性與優異的磁特性的觀點而言，均熱溫度較佳為設為750℃~850℃的範圍。
繼而，所述冷軋板退火後的鋼板一般於鋼板表面覆蓋形成絕緣被膜而製成無方向性電磁鋼板的製品板。所述絕緣被膜的種類(成分組成)或覆蓋形成方法、單位面積重量並無特別限定，只要根據製品板所要求的特性適宜決定即可。
再者，於以無方向性電磁鋼板為原材料製造包含轉子芯與定子芯的馬達芯的情況下，藉由沖裁加工等自所述鋼板提取具有轉子芯與定子芯的剖面形狀的芯材料後，將所述芯材料積層來組裝轉子芯與定子芯。其後，一般對定子芯進一步實施用於去除加工應變與促進結晶粒的生長的應變消除退火(芯退火)。
再者，於所述芯退火中，鐵損特性得到大幅改善，但磁通密度有時因具有對磁性不利的方位的結晶粒隨著芯退火中的晶粒生長而進行晶粒生長，對磁性不利的織構發達，反而降低。但是，本發明的無方向性電磁鋼板中，{411}<148>方位晶粒的平均結晶粒徑D2相對於全方位晶粒的平均結晶粒徑D1滿足D2/D1≧1.02的關係，因此可將由芯退火引起的磁通密度的劣化量ΔB50減輕至0.04T以下。
[實施例1]
製造具有如下成分組成的鋼板坯，即含有C：0.0023質量%、Si：3.41質量%、Mn：0.73質量%、P：0.0048質量%、S：0.0014質量%、Al：0.92質量%及N：0.0015質量%，剩餘部分包含Fe及不可避免的雜質。其後，將所述鋼板坯加熱至1100℃的溫度達20min後，進行將最終軋製結束溫度設為750℃、將卷取溫度設為700℃的熱軋而製成板厚2.5mm的熱軋板。繼而，對所述熱軋板實施1000℃×30s的熱軋板退火後，進行酸洗，於表1所示的條件下對最終冷軋前的鋼板實施一系列的熱處理後，進行一次冷軋(最終冷軋)而製成最終板厚0.25mm的冷軋板。再者，最終冷軋前的時效處理的均熱時間設為2min。另外，最終冷軋前的第一道次的嚙入溫度是於第一道次的輸入側利用放射溫度計測定鋼板表面溫度。繼而，於以vol%比計H2：N2=20：80、露點-40℃的還原環境中，對所述冷軋板實施850℃×10s的冷軋板退火後，覆蓋形成絕緣被膜，製成冷軋退火板。其後，於以vol%比計H2：N2=20：80、露點-40℃的還原環境中，對所述冷軋退火板實施模擬了芯退火(應變消除退火)的825℃×1hr的熱處理，製成芯退火板。
對於如此獲得的冷軋退火板及芯退火板，供於以下的評價試驗。
<疲勞強度>
自所述冷軋退火板提取將軋製方向作為拉伸方向的拉伸疲勞試驗片(依據JIS Z 227 5：1978的1號試驗片，b：15mm，R： 100mm)，供於疲勞試驗。關於疲勞試驗，於拉伸-拉伸(脈動)、應力比(=最小應力/最大應力)：0.1及頻率：20Hz的條件下實施疲勞試驗，將於重覆數107次下未引起疲勞斷裂的最大應力作為疲勞強度。其結果，將疲勞強度為470MPa以上者評價為疲勞特性優異。
<磁特性>
分別自所述冷軋退火板及芯退火板提取將長度方向作為軋製方向及軋製直角方向的寬度30mm×長度180mm的磁測定用試驗片。繼而，針對所述試驗片，利用依據JIS C 2550-1：2011的愛潑斯坦法，對冷軋退火板測定磁通密度B50，對芯退火板測定磁通密度B50及鐵損W10/400。其結果，將芯退火前後的磁通密度B50的劣化量ΔB50(芯退火前的磁通密度B50-芯退火後的磁通密度B50)為0.04T以下者評價為由芯退火引起的磁通密度的降低得到抑制。另外，將芯退火後的鐵損W10/400為11.5W/kg以下者評價為鐵損特性優異。
將所述測定的結果一併記載於表1。自該表中，可知以下。
關於滿足本發明的條件而製造的發明例的鋼板，冷軋前的熱處理條件及冷軋條件均適合於本發明。具體而言，冷軋板退火後的鋼板的全方位晶粒的平均結晶粒徑D1為75μm以下，所述D1與{411}<148>方位晶粒的平均結晶粒徑D2及{210}<011>方位晶粒的平均結晶粒徑D3滿足本發明的(1)式及(2)式。其結果 可知，本發明例的鋼板的冷軋板退火後的鋼板的疲勞強度均為470MPa以上且由芯退火引起的磁通密度B50的劣化量ΔB50均被抑制於0.04T以下。
與此相對，比較例的鋼板、例如No.4及No.5的鋼板由於最終冷軋前的冷卻溫度超過90℃，因此平均結晶粒徑比D2/D1未滿1.02，由芯退火引起的磁通密度的降低顯著。
另外，No.6~No.8、No.14及No.15的鋼板由於最終冷軋前的時效處理溫度為100℃~300℃的範圍外，因此平均結晶粒徑比D2/D1未滿1.02，由芯退火引起的磁通密度的降低顯著。
另外，No.16~No.24及No.39~No.49的鋼板由於最終冷軋第一道次的嚙入溫度超過70℃，因此平均結晶粒徑比D2/D1未滿1.02，由芯退火引起的磁通密度的降低顯著。
另外，No.37及No.38的鋼板由於冷軋第一道次的工作輥WR的表面粗糙度超過3.0μm，因此平均結晶粒徑比D2/D1未滿1.02，由芯退火引起的磁通密度的降低顯著。
另外，No.28、No.29、No.39及No.40的鋼板由於冷軋第一道次的工作輥WR的表面粗糙度未滿0.05μm，因此平均結晶粒徑比D3/D1均未滿0.60，無法確保疲勞強度470MPa。
另外，No.50及No.51的鋼板由於冷軋板退火的均熱溫度未滿700℃，因此冷軋板退火後包含未再結晶組織，芯退火後的磁特性顯著差。
另一方面，可知No.56及No.57的鋼板由於冷軋板退火的均 熱溫度超過950℃，因此退火後的平均結晶粒徑D1超過75μm，故而冷軋板退火後的疲勞強度低於470MPa。
[表1-1]
Figure 111141071-A0305-02-0030-8
[表1-2]
Figure 111141071-A0305-02-0031-9
[表1-3]
Figure 111141071-A0305-02-0032-3
[實施例2]
利用連續鑄造法製造具有含有表2所示的各種成分且剩餘部分包含Fe及不可避免的雜質的成分組成的鋼板坯。其後，將所述鋼板坯加熱至1100℃的溫度達20min後，進行將最終軋製結束溫度設為750℃、將卷取溫度設為700℃的熱軋而製成板厚2.5mm的熱軋板。繼而，對所述熱軋板實施1000℃×30s的熱軋板退火後，將鋼板冷卻至表3所示的溫度，進行酸洗後，於表3所示的條件下進行一次冷軋(最終冷軋)而製成形成各種最終板厚的冷軋板。此時，使最終冷軋第一道次的工作輥的表面粗糙度Ra與嚙入溫度如表3所示進行了各種變化。繼而，於以vol%比計H2：N2=20：80、露點-40℃的還原環境中，對所述冷軋板實施850℃×10s的冷軋板退火後，覆蓋形成絕緣被膜，製成冷軋退火板。繼而，於具有表3所示的氣體組成的露點-40℃的還原環境中，對所述冷軋退火板實施模擬了芯退火(應變消除退火)的825℃×1hr的熱處理而製成芯退火板。
對於如此獲得的冷軋退火板及芯退火板，供於與實施例1同樣的評價試驗，將其結果一併記載於表3。再者，關於芯退火後的鐵損W10/400，於板厚0.15mm時為8.8W/kg以下、於板厚0.20mm時為10.3W/kg以下、於板厚0.25mm時為11.5W/kg以下、於板厚0.30mm時為12.5W/kg以下的情況下，評價為鐵損特性優異。
自表2及表3可知以下。
將滿足本發明的成分組成的板坯作為原材料，滿足本發明的條件而製造的發明例的鋼板均滿足本發明的條件。即，冷軋板退火後的疲勞強度為470MPa以上，芯退火後的鐵損W10/400滿足所述基準值，由芯退火引起的磁通密度的劣化量ΔB50滿足0.04T以下的條件。
特別是積極地添加了Cr的No.26及No.27的鋼板由於比電阻的增大，因此芯退火後的鐵損大幅減少。
另外，積極地添加了Ca、Mg及REM的No.28~No.32的鋼板由於鋼板中的硫化物粗大化而無害化，因此芯退火後的鐵損大幅減少。
另外，積極添加了Sn及Sb的No.33及No.34的鋼板由於冷軋板退火板的織構的改善，而磁通密度大幅提高。
另外，添加了Ni的No.35的鋼板由於磁性元素的含量的增大，而磁通密度大幅提高。
另外，積極地添加了Cu、Nb、Ti及V的No.36~No.39的鋼板由於微細析出物的形成，而冷軋板退火後的疲勞強度大幅提高。
另外，複合添加了Ca、Mg、REM及Sn、Sb的No.40~No.42的鋼板由於鋼中的S作為硫化物而固定化，因此芯退火後的鐵損減少，磁通密度提高。
另外，積極地添加了Ta、B、Ga、Pb、Zn、Mo及W中的至少一種的No.43~No.49的鋼板由於微細析出物的形成，而冷軋板退火後的疲勞強度大幅提高。
另外，積極地添加了Ge、As及Co中的至少一種的No.50~No.52的鋼板的磁通密度大幅提高。
相對於此，比較例的鋼板、具體而言C含量超過0.0050質量%的No.1的鋼板於芯退火後的晶界析出碳化物，芯退火後的鐵損劣化。
另外，C含量未滿0.0005質量%的No.7的鋼板由於冷軋中的{411}<148>方位晶粒的核的形成不足，於冷軋板退火後無法形成適當的組織，因此芯退火後的磁通密度的降低顯著。
另外，Si及P的含量分別超過5.0質量%、0.1質量%的No.8及No.17的鋼板於冷軋時引起斷裂，無法製品化。
另外，Si含量未滿1.0質量%的No.12的鋼板由於鋼的比電阻小，因此芯退火後的鐵損高。
另外，Mn含量超過5.0質量%的No.13的鋼板於芯退火後於晶界上析出碳化物而芯退火後的鐵損增大。
另一方面，Mn含量未滿0.05質量%的No.15鋼板由於鋼的比電阻不充分，因此芯退火後的鐵損值成為高的值。
另外，S含量超過0.01質量%的No.19的鋼板由於析出許多硫化物而阻礙了芯退火時的晶粒生長，因此芯退火後的鐵損增大。
另外，Al含量超過3.0質量%的No.20的鋼板於芯退火時鋼板表層氮化，芯退火後的鐵損增大。
另外，N含量超過0.01質量%的No.24的鋼板於芯退火時於鋼板中析出微細的氮化物而芯退火後的鐵損增大。
Figure 111141071-A0305-02-0036-10
[表2-2]
Figure 111141071-A0305-02-0037-11
[表3-1]
Figure 111141071-A0305-02-0038-12
[表3-2]
Figure 111141071-A0305-02-0039-7
[產業上的可利用性]
本發明的技術不僅可適用於無方向性電磁鋼板的製造，亦可適用於磁通密度良好的方向性電磁鋼板的一次再結晶退火板的製造。另外，本發明的鋼板不僅可用於HEV/EV馬達，而且亦可用於高效率空調馬達、機床的主軸馬達、鐵路馬達等高速馬達。

Claims (6)

  1. 一種無方向性電磁鋼板，其特徵在於，具有如下成分組成，即含有C：0.0005質量%~0.0050質量%、Si：1.0質量%~5.0質量%、Mn：0.05質量%~5.0質量%、P：0質量%~0.1質量%、S：0質量%~0.010質量%、Al：0.005質量%~3.0質量%及N：0質量%~0.010質量%，剩餘部分包含Fe及不可避免的雜質，於將藉由電子束反向散射繞射測定的全方位的結晶粒的平均結晶粒徑設為D1(μm)、將具有{411}<148>方位的結晶粒的平均結晶粒徑設為D2(μm)、將具有{211}<011>方位的結晶粒的平均結晶粒徑設為D3(μm)時，所述D1為75μm以下，且所述D1~D3滿足下述(1)式及(2)式，D2/D1≧1.02…(1) D3/D1≧0.60…(2)。
  2. 如請求項1所述的無方向性電磁鋼板，其中，除了含有所述成分組成以外，更含有下述A群組~E群組中的至少一個群組的成分，．A群組；Cr：0.01質量%~5.0質量%．B群組；Ca：0.001質量%~0.01質量%、Mg：0.0001質量%~0.01質量%及稀土金屬：0.001質量%~0.05質量%中的至少一種 ．C群組；Sn：0.001質量%~0.2質量%及Sb：0.001質量%~0.2質量%中的至少一種．D群組；Ni：0.01質量%~3.0質量%．E群組；Cu：0.01質量%~0.5質量%、Nb：0.0010質量%~0.05質量%、Ti：0.0010質量%~0.05質量%及V：0.0010質量%~0.20質量%中的至少一種。
  3. 如請求項1或請求項2所述的無方向性電磁鋼板，其中，除了含有所述成分組成以外，更含有下述F群組及G群組中的至少一個群組的成分，．F群組；Ta：0.0001質量%~0.01質量%、B：0.0001質量%~0.005質量%、Ga：0.0001質量%~0.01質量%、Pb：0.0001質量%~0.005質量%、Zn：0.001質量%~0.01質量%、Mo：0.001質量%~0.05質量%及W：0.001質量%~0.05質量%中的至少一種．G群組；Ge：0.001質量%~0.05質量%、As：0.001質量%~0.05質量%及Co：0.001質量%~0.05質量%中的至少一種。
  4. 一種無方向性電磁鋼板的製造方法，其特徵在於，對具有如下成分組成的鋼板坯，即具有含有C：0.0005質量%~0.0050質量%、Si：1.0質量%~5.0質量%、Mn：0.05質量%~5.0質量%、P：0質量%~0.1質量%、S：0質量%~0.010質量%、Al：0.005質量%~3.0質量%及N：0質量%~0.010質量%，剩餘部分包含Fe及不可避免的雜質的成分組成的鋼板坯進行 熱軋，實施熱軋板退火後，進行一次冷軋或隔著中間退火的兩次以上的冷軋而製成最終板厚的冷軋板，對所述冷軋板實施冷軋板退火，且對形成所述最終板厚的冷軋前的鋼板實施冷卻至90℃以下、於100℃~300℃的溫度下時效後再次冷卻的熱處理，使用表面粗糙度Ra為0.05μm~3.0μm的工作輥，於70℃以下的嚙入溫度下進行所述最終板厚的冷軋的第一道次的軋製，將所述冷軋板退火的均熱溫度設為700℃~950℃的範圍。
  5. 如請求項4所述的無方向性電磁鋼板的製造方法，其中，所述鋼板坯除了含有所述成分組成以外，更含有下述A群組~E群組中的至少一個群組的成分，．A群組；Cr：0.01質量%~5.0質量%．B群組；Ca：0.001質量%~0.01質量%、Mg：0.0001質量%~0.01質量%及稀土金屬：0.001質量%~0.05質量%中的至少一種．C群組；Sn：0.001質量%~0.2質量%及Sb：0.001質量%~0.2質量%中的至少一種．D群組；Ni：0.01質量%~3.0質量%．E群組；Cu：0.01質量%~0.5質量%、Nb：0.0010質量%~0.05質量%、Ti：0.0010質量%~0.05質量%及V：0.0010質量%~0.20質量%中的至少一種。
  6. 如請求項4或請求項5所述的無方向性電磁鋼板的 製造方法，其中，所述鋼板坯含有下述F群組及G群組中的至少一個群組的成分，．F群組；Ta：0.0001質量%~0.01質量%、B：0.0001質量%~0.005質量%、Ga：0.0001質量%~0.01質量%、Pb：0.0001質量%~0.005質量%、Zn：0.001質量%~0.01質量%、Mo：0.001質量%~0.05質量%及W：0.001質量%~0.05質量%中的至少一種．G群組；Ge：0.001質量%~0.05質量%、As：0.001質量%~0.05質量%及Co：0.001質量%~0.05質量%中的至少一種。
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