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TWI637067B - 無方向性電磁鋼板及其製造方法 - Google Patents

無方向性電磁鋼板及其製造方法 Download PDF

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TWI637067B
TWI637067B TW106140406A TW106140406A TWI637067B TW I637067 B TWI637067 B TW I637067B TW 106140406 A TW106140406 A TW 106140406A TW 106140406 A TW106140406 A TW 106140406A TW I637067 B TWI637067 B TW I637067B
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上坂正憲
財前善彰
大久保智幸
尾田善彦
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日商杰富意鋼鐵股份有限公司
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Abstract

本發明提供一種實質上未添加Al且Si及Mn的添加量多的鐵損低的無方向性電磁鋼板。所述無方向性電磁鋼板設為具有含有C：0.0050%以下、Si：2.0%～6.0%、Mn：1.0%～3.0%、P：0.20%以下、S：0.0050%以下、N：0.0050%以下及Al：0.0050%以下，且剩餘部分為Fe及不可避免的雜質的成分組成，並且平均直徑50 nm～500 nm的Si-Mn氮化物的個數密度為1個/μm3 以下。

Description

無方向性電磁鋼板及其製造方法
本發明是有關於一種無方向性電磁鋼板及其製造方法。
無方向性電磁鋼板例如為作為馬達等的鐵芯材料而廣泛使用的軟磁性材料的一種。近年來，電子機器的高效率化於世界性電力節約、進而地球環境保全的動向中受到強烈要求。因此，於作為旋轉機或中小型變壓器等的鐵芯材料而廣泛使用的無方向性電磁鋼板中，對於磁特性的提高的請求亦進一步變得強烈。尤其，於旋轉機的高效率化發展的電動汽車用、或者壓縮機用馬達中，所述傾向顯著。為了應對所述要求，先前藉由Si或Al等合金元素的添加、板厚的減少、表面狀態的控制、析出物的控制所引起的晶粒成長性提高等而實現低鐵損化。
例如，於專利文獻1中揭示了藉由添加1.0%以上的Si、0.7%以上的Al，並控制冷軋後的鋼板表面的粗糙度、最終退火的環境的氫-水蒸氣的分壓比，鋼板表層的Al氧化物層減少，且鐵損減少。
且說，最近，就實現馬達的再循環的觀點而言，有如下動作：欲將使用完畢的馬達磁芯（core）溶解，並作為鑄件在馬達框等中再利用。專利文獻1中揭示的電磁鋼板由於添加了Al，因此存在如下問題：若對所述電磁鋼板進行再利用，則澆注時的熔鋼黏度增大，且產生縮孔。因此，於將馬達磁芯作為鑄件生鐵進行再循環的情況下，理想的是實質上未添加Al。
作為實質上未添加Al的鐵損優異的無方向性電磁鋼板的製作方法，有專利文獻2中揭示的技術。該技術為如下技術：藉由添加Si：0.01%~1%、Mn：1.5%以下並適當地調整預備脫酸中的溶存氧量，SiO2-MnO-Al2O3系夾雜物非延展性化，最終退火中的晶粒成長性提高。所述技術中應用的Si及Mn的添加量較少，理想的是Si及/或Mn的添加量增加所引起的進一步的鐵損減少。
[現有技術文獻]
[專利文獻]
專利文獻1：日本專利第3490048號
專利文獻2：日本專利第4218136號
本發明是鑒於所述實情而成者，其目的在於提出一種實質上未添加Al且Si及Mn的添加量多的鐵損低的無方向性電磁鋼板、以及容易製造該無方向性電磁鋼板的方法。
發明者等人為了解決所述課題而反覆進行了努力研究。結果發現關於未添加Al的鋼且添加了大量的Si及Mn的鋼，藉由降低熱軋後的捲繞溫度並抑制Si-Mn氮化物的析出，最終退火時的晶粒成長性提高，可減少鐵損，從而開發出了本發明。
首先，對作為開發本發明的契機的實驗進行說明。 ＜實驗1＞ 發明者等人為了開發出鐵損優異的無方向性電磁鋼板，而再次著眼於Mn量增加所帶來的鐵損減少效果，並調查Mn對鐵損造成的影響。再者，與以下的組成成分相關的「%」表達只要無特別說明則是指「質量%」。 將含有C：0.002%、Si：2.0%、P：0.01%、S：0.002%、Al：0.001%及N：0.0015%的鋼作為基底，並將使Mn在0.5%～3.0%的範圍內變化而添加至它們中而得的鋼塊作為供試材料。對該些的供試材料進行熱軋而製成板厚為2.0 mm的熱軋板。此時，熱軋後的冷卻是將800℃～650℃間的平均冷卻速度設為35℃/s而進行。繼而，於在650℃的溫度下實施捲繞處理後，實施1000℃×10 s的熱軋板退火。再者，將熱軋板退火後的800℃～650℃間的平均冷卻速度設為35℃/s。其後，進行冷軋而製成板厚為0.25 mm的冷軋板，最後於20 vol%H2 -80 vol%N2 環境下實施1000℃×10 s的最終退火。利用25 cm愛普斯坦裝置測定如此獲得的鋼板的鐵損W15/50 。
圖1表示Mn量與鐵損W15/50 的關係。若Mn量未滿1.0%，則可獲得隨著Mn量的增加而鐵損下降這一與先前見解相同的結果。然而，若Mn量為1.0%以上，則重新可知不會追隨所述未滿1.0%的鐵損的下降程度（圖中的點劃線），伴隨著Mn量的增加的鐵損的下降變小且幾乎不下降。為了調查所述原因，而利用光學顯微鏡觀察最終退火後的鋼板的剖面微觀組織，結果可知在Mn量為1.0%以上的鋼板中結晶粒徑變小。另外，使用提取複製品法並利用穿透式電子顯微鏡（Transmission Electron Microscope，TEM）進行鋼板的析出物觀察，結果於Mn量為1.0%以上的鋼板中確認到許多微細的Si-Mn氮化物。再者，所謂本發明中的Si-Mn氮化物設為如下析出物：以利用能量分散型X射線分析（Energy dispersive X-ray spectrometry，EDS）而獲得的原子數比計，Si及Mn的比率的合計為10%以上，N的比率為5%以上。
此處，關於所述析出物觀察的結果，圖2中示出Mn量與平均直徑為50 nm～500 nm的Si-Mn氮化物的個數密度的關係。可知若Mn量為1.0%以上，則Si-Mn氮化物的個數密度超過1個/μm3 。據此，認為鐵損增加的原因在於：由於伴隨著Si-Mn氮化物的個數密度的增加的晶粒成長性的下降，磁滯損耗增加。
＜實驗2＞ 為了減少高Mn鋼的Si-Mn氮化物的個數密度，繼而調查熱軋板的捲繞溫度對鐵損造成的影響。即，將含有C：0.002%、Si：2.0%、Mn：2.0%、P：0.02%、S：0.002%、Al：0.001%及N：0.0015%的鋼塊作為供試材料。對所述供試材料進行熱軋而製成板厚為2.0 mm的熱軋板。此時，熱軋後的冷卻是將800℃～650℃間的平均冷卻速度設為35℃/s。繼而，於在500℃～700℃的溫度下實施捲繞處理後，實施1000℃×10 s的熱軋板退火。再者，將熱軋板退火後的800℃～650℃間的平均冷卻速度設為35℃/s。其後，進行冷軋而製成板厚為0.25 mm的冷軋板，最後於20 vol%H2 -80 vol%N2 環境下實施1000℃×10 s的最終退火。利用25 cm愛普斯坦裝置測定如此獲得的鋼板的鐵損W15/50 。
將熱軋板的捲繞溫度與鐵損W15/50 的關係示於圖3中。如圖3所示，可知若將捲繞溫度設為650℃以下，則鐵損下降。為了調查所述原因，而進行最終退火後的鋼板的剖面微觀組織的光學顯微鏡觀察，結果可知若將捲繞處理溫度設為650℃以下，則結晶粒徑變大。 因此，使用提取複製品法並利用TEM進行最終退火板的析出物的觀察。圖4示出了熱軋板的捲繞溫度與平均直徑為50 nm～500 nm的Si-Mn氮化物的個數密度的關係。如該圖中所示，可知若將捲繞溫度設為650℃以下，則Si-Mn氮化物減少為1個/μm3 以下。 如上所述，可知若將捲繞溫度設為650℃以下，則即便於Mn量為1.0%以上的情況下，捲繞處理中的Si-Mn氮化物的析出亦得到抑制，可提高最終退火中的晶粒成長性。此處，關於若將捲繞溫度設為650℃以下則Si-Mn氮化物的析出得到抑制的原因，雖不明確，但認為原因在於：藉由使捲繞溫度下降，不會充分引起Si及Mn的擴散，從而不會引起Si-Mn氮化物的析出。
根據該些結果可知：關於實質上未添加Al且大量添加了Si及Mn的鋼，藉由將熱軋後的捲繞溫度設為適當的條件，Si-Mn氮化物的析出得到抑制，鐵損減少。本發明是基於所述新穎的見解而開發者。
即，本發明的主旨構成為如下所述。 1.一種無方向性電磁鋼板，其特徵在於：具有以質量%計含有 C：0.0050%以下、 Si：2.0%～6.0%、 Mn：1.0%～3.0%、 P：0.20%以下、 S：0.0050%以下、 N：0.0050%以下及 Al：0.0050%以下，且 剩餘部分為Fe及不可避免的雜質的成分組成，並且平均直徑50 nm～500 nm的Si-Mn氮化物的個數密度為1個/μm3 以下。
2.如所述1所述的無方向性電磁鋼板，其中所述成分組成進而以質量%計含有選自 Sn：0.01%～0.50%及 Sb：0.01%～0.50% 中的一種或兩種。
3.如所述1或2所述的無方向性電磁鋼板，其中所述成分組成進而以質量%計含有選自 Ca：0.0001%～0.0300%、 Mg：0.0001%～0.0300%及 REM：0.0001%～0.0300% 中的一種或兩種以上。
4.如所述1、2或3所述的無方向性電磁鋼板，其中所述成分組成進而以質量%計含有選自 Ni：0.01%～5.00%及 Co：0.01%～5.00% 中的一種或兩種。
5.一種無方向性電磁鋼板的製造方法，其特徵在於包括： 熱軋步驟，對具有如所述1～4中任一項所述的成分組成的鋼坯進行熱軋而製成熱軋板；捲繞步驟，將所述熱軋板捲繞成線圈；冷軋步驟，進行一次冷軋、或者夾雜著中間退火的兩次冷軋而製成冷軋板；以及最終退火步驟，對所述冷軋板進行最終退火；並且 於對所述熱軋後的熱軋板實施800℃～650℃間的平均冷卻速度為30℃/s以上的冷卻後，於650℃以下進行所述捲繞。
6.一種無方向性電磁鋼板的製造方法，其特徵在於包括： 熱軋步驟，對具有如所述1～4中任一項所述的成分組成的鋼坯進行熱軋而製成熱軋板；捲繞步驟，將所述熱軋板捲繞成線圈；冷軋步驟，於實施熱軋板退火後，進行一次冷軋、或者夾雜著中間退火的兩次冷軋而製成冷軋板；以及最終退火步驟，對所述冷軋板進行最終退火；並且 於對所述熱軋後的熱軋板實施800℃～650℃間的平均冷卻速度為30℃/s以上的冷卻後，於650℃以下進行所述捲繞， 於所述熱軋板退火後實施800℃～650℃間的平均冷卻速度為30℃/s以上的冷卻。
根據本發明，可提供一種實質上未添加Al且藉由使Si及Mn的添加量增多而實現低鐵損的無方向性電磁鋼板。
其次，對本發明的無方向性電磁鋼板的成分組成進行說明。 C：0.0050%以下 為了引起製品板中的磁時效而將C限制為0.0050%以下。較佳為0.0040%以下。另一方面，為了將C抑制為未滿0.0005%而需要很大的製造成本，因此就成本方面而言，較佳為將C量設為0.0005%以上。
Si：2.0%～6.0% Si是提高鋼的固有電阻且對於鐵損減少有效的元素，因此以2.0%以上積極地添加。但是，若過剩量地添加，則明顯脆化而難以進行冷軋，因此將上限設為6.0%。較佳為2.5%～4.0%的範圍。
Mn：1.0%～3.0% Mn是提高鋼的固有電阻且對於鐵損減少有效的元素，因此超過1.0%而積極地添加。但是，若超過3.0%，則冷軋性下降，或者導致磁通密度的下降，因此將上限設為3.0%。較佳為1.0%～2.0%的範圍。更佳為1.2%以上，進而佳為1.4%以上。
P：0.20%以下 P的固溶強化能力優異，因此為對於硬度調整、鑄模加工性的改善有效的元素。若超過0.20%，則脆化變得明顯，因此將上限設為0.20%。較佳為0.050%以下。另一方面，為了將P抑制為未滿0.0005%而需要很大的製造成本，因此就成本方面而言，較佳為將P量設為0.0005%以上。
S：0.0050%以下 S是生成硫化物而使鐵損增加的有害元素，因此將上限設為0.0050%。較佳為0.0040%以下。另一方面，為了將S抑制為未滿0.0001%而需要很大的製造成本，因此就成本方面而言，較佳為將S量設為0.0001%以上。
N：0.0050%以下 N是如所述般生成Si-Mn氮化物而使鐵損增加的有害元素，因此將上限設為0.0050%。較佳為0.0030%以下，進而佳為0.0015%以下。另一方面，為了將N抑制為未滿0.0001%而需要很大的製造成本，因此就成本方面而言，較佳為將N量設為0.0001%以上。
Al：0.0050%以下 就再循環的觀點而言，Al理想的是實質未添加，另外若微量存在，則形成微細的AlN而阻礙晶粒成長，損害磁特性，因此將上限設為0.0050%。較佳為0.0030%以下。 再者，所述的實質未添加是指包含零，且在允許不可避免的混入量的範圍內存在Al。
Sn、Sb：0.01%～0.50% Sn及Sb改善集合組織因此是對於磁通密度提高有效的元素。若兩種元素均不添加0.01%以上，則無效果，但即便超過0.50%，所述效果亦飽和。因此，分別設為0.01%～0.50%的範圍。較佳為0.03%～0.50%的範圍。
Ca、Mg、REM：0.0001%～0.0300% Ca、Mg及REM均固定S並抑制硫化物的微細析出因此是對於鐵損減少有效的元素。若均不添加0.0001%以上，則無效果，但即便超過0.0300%而添加，所述效果亦飽和。因此，分別設為0.0001%～0.0300%的範圍。較佳為0.0020%～0.0300%的範圍。
Ni、Co：0.01%～5.00% Ni、Co是提高鋼的固有電阻且對於鐵損減少有效的元素。若兩種元素均不添加0.01%以上，則無效果，但若超過5.00%而添加，則合金成本上升。因此，分別設為0.01%～5.00%的範圍。較佳為0.05%～5.00%的範圍。
關於本發明的無方向性電磁鋼板，所述成分以外的剩餘部分是Fe及不可避免的雜質。但是，若為不阻礙本發明的效果的範圍內，則並非拒絕含有其他成分者。
於本發明中，將鋼板內的平均直徑為50 nm～500 nm的Si-Mn氮化物的個數密度抑制為1個/μm3 以下。若個數密度超過1個/μm3 ，則最終退火板的鐵損不充分下降。較佳為0.8個/μm3 以下，更佳為0.7個/μm3 以下。 此處，Si-Mn氮化物是使用提取複製品法並利用TEM進行觀察。此時，在Si-Mn氮化物的直徑及數量不偏斜的程度的視野下進行測量。具體而言，較佳為在10000倍以上的視野下進行1000 μm2 的範圍的觀察。於所述觀察中，將對磁壁移動造成大的影響的直徑為50 nm～500 nm的Si-Mn氮化物作為對象，關於形狀並非各向同性者，將長徑與短徑的平均作為所述Si-Mn氮化物的直徑。Si-Mn氮化物的個數密度以如下方式進行計算，即：在複製品製作過程中的電解步驟中對試樣表面進行通電的總電荷被消耗用於電解成Fe的二價離子，於電解時作為殘渣而殘留的析出物全部被補充到複製品上。本發明者等人在通常的複製品製作中，於試樣表面積中利用3 C/cm2 的電量進行電解，因此於複製品上觀察到自試樣表面起處於約1.1 μm的厚度內的析出物。
其次，對本發明的無方向性電磁鋼板的製造方法進行敘述。 本發明的無方向性電磁鋼板若使用具有所述成分組成者作為所述製造中使用的鋼原材料，且熱軋後的冷卻條件及捲繞溫度為規定的範圍內，則可使用公知的無方向性電磁鋼板的製造方法而加以製造。例如，可採用如下方法：於轉爐或電爐等精煉製程中對調整為所述規定的成分組成的鋼進行鑄塊，利用脫氣設備等進行二次精煉，並連續進行鑄造而製成鋼坯，然後進行熱軋，視需要進行熱軋板退火後進行酸洗並進行冷軋、最終退火，進而進行消除應力退火。
實施所述熱軋的熱軋板的板厚較佳為設為1.0 mm～5.0 mm。原因在於：若板厚未滿1.0 mm，則利用熱軋的軋製故障增加，另一方面，若超過5.0 mm，則接下來的步驟的冷軋壓下率變得過高，集合組織發生劣化。
此處，熱軋後的冷卻重要的是將800℃～650℃間的平均冷卻速度設為30℃/s以上。原因在於：於平均冷卻速度未滿30 ℃/s的情況下，於熱軋後的冷卻過程中析出大量的Si-Mn氮化物，且鐵損增加。另一方面，就抑制冷卻應變所帶來的變形的觀點而言，較佳為將800℃～650℃間的平均冷卻速度設為300 ℃/s以下。
為了提高熱軋後的平均冷卻速度，例如有在熱軋後的輸出輥道上對鋼板噴霧水溫為30℃以下的冷卻水等的方法，進而為了提高冷卻速度，較佳為冷卻水的噴嘴在不同的方向上交替配置以使在鋼板上不製作水膜。
實施了所述冷卻的熱軋板捲繞成線圈，製成所述線圈的捲繞溫度需要設為650℃以下，更佳為設為600℃以下，進而佳為550℃以下。原因在於：隨著捲繞溫度的減少，Si-Mn氮化物的析出下降，尤其若為550℃以下，則幾乎確認不到析出。另一方面，若未滿300℃，則氮化物的析出量不會發生變化，設備能力變得過剩，因此較佳為將捲繞溫度設為300℃以上。
再者，亦可視需要對熱軋板實施熱軋板退火。但是，不實施熱軋板退火者本發明的效果顯著地顯現。原因在於：藉由熱軋板退火Si-Mn氮化物在熱軋板退火後的冷卻過沖中容易析出。 於實施熱軋板退火的情況下，較佳為將均熱溫度設為900℃～1200℃的範圍。即，若均熱溫度未滿900℃，則無法充分獲得熱軋板退火的效果，因此磁特性不會提高，另一方面，若超過1200℃，則除了於成本上不利以外，會產生水垢（scale）所引起的表面瑕疵。於熱軋板退火後，為了抑制Si-Mn氮化物的析出，如上所述實施使至800℃～650℃為止的冷卻速度為30℃/s以上的冷卻。
其次，熱軋板或熱軋退火板的冷軋較佳為設為一次或夾雜著中間退火的兩次以上。尤其關於最終的冷軋，於設為在板溫為200℃左右的溫度下進行軋製的溫軋的情況下，提高磁通密度的效果大，因此若在設備方面或生產制約方面、於成本上無問題，則較佳為設為溫軋。 再者，所述冷軋板的板厚（最終板厚）較佳為設為0.1 mm～0.5 mm的範圍。原因在於：若未滿0.1 mm，則生產性下降，另一方面，若超過0.5 mm，則鐵損的減少效果小。
對為所述最終板厚的冷軋板實施的最終退火較佳為於連續退火爐中在700℃～1200℃的溫度下進行1秒～300秒均熱。原因在於：若均熱溫度未滿700℃，則除了再結晶不充分進行而無法獲得良好的磁特性以外，無法充分獲得連續退火中的板形狀的矯正效果；另一方面，若超過1200℃，則結晶粒粗大化，韌性下降。另外，原因在於：若均熱時間未滿1秒，則結晶粒徑的控制變得困難，若超過300秒，則生產性下降。
關於所述最終退火後的鋼板，其後為了提高層間電阻並減少鐵損而較佳為於鋼板表面被覆絕緣被膜。尤其是於欲確保良好的鑄模性的情況下，理想的是應用含有樹脂的半有機的絕緣被膜。
關於被覆絕緣被膜的無方向性電磁鋼板，使用者可進而在實施消除應力退火後使用，亦可不實施消除應力退火而直接使用。另外，使用者亦可於實施鑄模加工後實施消除應力退火。再者，所述消除應力退火通常在750℃×2小時左右的條件下進行。 [實施例1]
於轉爐-真空脫氣處理的精煉製程中，對具有表1所示的成分組成的No.1～No.51的鋼進行鑄塊，利用連續鑄造法製成鋼坯後，於1140℃下對鋼坯進行1小時加熱並進行熱軋直至板厚為2.0 mm，於表2所示的條件下進行熱軋後的冷卻及捲繞處理。繼而，對所述熱軋板實施1000℃×30秒的熱軋板退火後，對所述鋼板進行酸洗，進行冷軋直至板厚為0.25 mm。再者，將熱軋板退火後的800℃～650℃的平均冷卻速度設為32℃/s。其後，於20 vol%H2 -80 vol%N2 環境下實施1000℃×10 s的最終退火，於鋼板上塗佈絕緣被膜而製成無方向性電磁鋼板。最後，使用30 mm×280 mm的愛普斯坦試驗片並利用25 cm愛普斯坦裝置評價鐵損W15/50 ，進而使用提取複製品法並利用TEM測定最終退火板的Si-Mn氮化物的個數密度。將其結果示於表2中。再者，Si-Mn氮化物的個數密度是根據在以10000倍觀察1000 μm2 的範圍的視野時所存在的Si-Mn氮化物的個數而計算出。
根據表2可知，藉由將鋼原材料的成分組成與捲繞處理條件控制在本發明的範圍內，可容易獲得鐵損優異的無方向性電磁鋼板。
[表1] 表1 （質量%）
[表2] 表2 [實施例2]
在轉爐-真空脫氣處理的精煉製程中，不對表1中製造的No.1～No.51的鋼坯進行熱軋板退火，除此以外實施與實施例1相同的處理而製成無方向性電磁鋼板。最後，使用30 mm×280 mm的愛普斯坦試驗片並利用25 cm愛普斯坦裝置評價鐵損W15/50 ，進而使用與實施例1相同的提取複製品法並利用TEM測定最終退火板的Si-Mn氮化物的個數密度。將其結果示於表3中。
根據表3可知，藉由將鋼原材料的成分組成與捲繞處理條件控制在本發明的範圍內，可容易獲得鐵損優異的無方向性電磁鋼板。
[表3] 表3
無
圖1為表示Mn量與鐵損W15/50 的關係的圖表。 圖2為表示Mn量與平均直徑為50 nm～500 nm的Si-Mn氮化物的個數密度的關係的圖表。 圖3為表示熱軋板的捲繞溫度與鐵損W15/50 的關係的圖表。 圖4為表示熱軋板的捲繞溫度與平均直徑為50 nm～500 nm的Si-Mn氮化物的個數密度的關係的圖表。

Claims (7)

  1. 一種無方向性電磁鋼板，其具有以質量%計含有C：0.0050%以下、Si：2.0%~6.0%、Mn：1.0%~3.0%、P：0.20%以下、S：0.0050%以下、N：0.0050%以下及Al：0.0050%以下，且剩餘部分為Fe及不可避免的雜質的成分組成，並且平均直徑50nm~500nm的Si-Mn氮化物的個數密度為1個/μm3以下。
  2. 如申請專利範圍第1項所述的無方向性電磁鋼板，其中所述成分組成進而以質量%計含有選自Sn：0.01%~0.50%及Sb：0.01%~0.50%中的一種或兩種。
  3. 如申請專利範圍第1項或第2項所述的無方向性電磁鋼板，其中所述成分組成進而以質量%計含有選自Ca：0.0001%~0.0300%、Mg：0.0001%~0.0300%及REM：0.0001%~0.0300%中的一種或兩種以上。
  4. 如申請專利範圍第1項或第2項所述的無方向性電磁鋼板，其中所述成分組成進而以質量%計含有選自Ni：0.01%~5.00%及Co：0.01%~5.00%中的一種或兩種。
  5. 如申請專利範圍第3項所述的無方向性電磁鋼板，其中所述成分組成進而以質量%計含有選自Ni：0.01%~5.00%及Co：0.01%~5.00%中的一種或兩種。
  6. 一種無方向性電磁鋼板的製造方法，其包括：熱軋步驟，對具有如申請專利範圍第1項至第5項中任一項所述的成分組成的鋼坯進行熱軋而製成熱軋板；捲繞步驟，將所述熱軋板捲繞成線圈；冷軋步驟，進行一次冷軋、或者夾雜著中間退火的兩次冷軋而製成冷軋板；以及最終退火步驟，對所述冷軋板進行最終退火，並且於對所述熱軋後的熱軋板實施800℃~650℃間的平均冷卻速度為30℃/s以上的冷卻後，於650℃以下進行所述捲繞。
  7. 一種無方向性電磁鋼板的製造方法，其包括：熱軋步驟，對具有如申請專利範圍第1項至第5項中任一項所述的成分組成的鋼坯進行熱軋而製成熱軋板；捲繞步驟，將所述熱軋板捲繞成線圈；冷軋步驟，於實施熱軋板退火後，進行一次冷軋、或者夾雜著中間退火的兩次冷軋而製成冷軋板；以及最終退火步驟，對所述冷軋板進行最終退火，並且於對所述熱軋後的熱軋板實施800℃~650℃間的平均冷卻速度為30℃/s以上的冷卻後，於650℃以下進行所述捲繞，於所述熱軋板退火後實施800℃~650℃間的平均冷卻速度為30℃/s以上的冷卻。
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