专利名称：高磁通密度低铁损的无方向性电磁钢板的制造方法
技术领域：
本发明涉及下述的无方向性电磁钢板的制造方法，该钢板用作电器设备的铁芯材料，其具有高磁通密度低铁损的优良磁性。
近年来，在电器设备，特别是将无方向性电磁钢板用作其铁芯材料的旋转设备，以及中、小型变压器等领域中，在世界的电力、节能、以及流动气体限制等地球环境保护的运动中，正在快速地广泛开展提高效率的运动，于是通过至少减少作为使用时的能量损失的铁损值的方式来提高效率，这样使用厂家对较低铁损的电磁钢板的要求便增加。在旋转设备中，为了通过减小铁芯的尺寸而获得相同的输出，必须提高动作磁通密度，为此就需要采用较高磁通密度的无方向性电磁钢板。按照上述方式，由于旋转设备的尺寸的减小与作为其本身装设有该旋转设备的移动体的、汽车、电车等的重量的减轻有关，这样可获得还与这些移动体本身所消耗的能量的节省有关的优点。于是在最近使用厂家强烈要求采用低铁损高磁通密度的无方向性电磁钢板。
另外，在步入世界的大竞争时代的现代，实际的情况是，使用厂家对无方向性电磁钢板成本降低的要求是很强烈的，反之当价格相同时使用厂家选择至少磁性优良的无方向性电磁钢板。
但是，就无方向性电磁钢板来说，在过去，降低铁损的方式一般采用下述方法，该方法从电阻增加而产生的涡电流损失降低的观点来看，采用的是提高Si，或Al等的含量的方式。然而该方法相反地却具有不能避免磁通密度降低的问题。为了克服上述的问题，人们采用下述方法，该方法通过加大热轧板结晶粒径的方式来改善磁通密度。
在过去，就Si含量较高的无方向性电磁钢板来说，精热轧后的结晶组织的成长是不充分的，为了提供高磁通密度低铁损的材料，在精热轧结束后必须通过某些方法对热轧板进行退火处理，以加大结晶组织。但是，即使在可通过对热轧板进行退火处理，来改善一定的产品的磁性的情况下，仍不能完全满足使用厂家对上述高磁通密度低铁损材料的要求。
针对上述问题，就Si含量在2.5～4.0％的高Si钢来说，在JP特开昭59-74224号文献中公开了下述技术，该技术是在一次冷轧法中，在杂质S≤15ppm，O≤20ppm，N≤25ppm的限制中增添下述规定，该规定指限制热轧板退火处理条件，并且规定冷轧压延率在65％以上，在JP特开昭-74225号文献中公开了下述技术，该技术是在两次冷轧法中不但添加S≤15ppm，O≤20ppm，N≤25ppm的规定，而且规定中间退火处理条件，并且规定两次的冷轧压延率在70％以上。
但是，按照这些在先的申请，即使在采用以钢的高纯化为中心的技术，来改善铁损的情况下，至今却仍未解决磁通密度的提高不充分的、高Si系无方向性电磁钢板所特有的问题。
此外，作为以较低的成本加大无方向性电磁钢板的冷轧前的结晶组织，从而提高磁通密度的技术，JP特开昭54-76422号文献公开了一种本身退火法，该方法是在700～1000℃的高温下对精热轧后的热轧板进行卷绕，通过卷材所保持的热量对其进行退火处理，另外在JP特开昭62-61644号文献中公开了下述高磁通密度低铁损的无方向性电磁钢板的制造方法，该方法使热轧最终温度在1000℃以上，设定无注水时间，即试图在出料辊道上卷绕之前，在热轧组织中获得再结晶与颗粒的生长。
但是，该技术即使在谋求热轧组织的结晶颗粒的生长的情况下，至今却仍未解决磁通密度的提高不充分的、高Si系无方向性电磁钢板特有的问题。
此外，作为通过控制热轧方式来改善再结晶和颗粒生长的进行缓慢的高Si系成分的高等级无方向性电磁钢板的磁性的技术，在JP特开昭5974222号文献中公开了一种技术，该技术使精热轧最后机架处的压下率在20％以上，使热轧板的卷绕温度在700℃以上。该在先申请的目的在于通过提高最后机架处压下率，使卷绕温度上升的方式，促进热轧结束后的热轧组织的再结晶和颗粒生长，其结果是，使磁性改善。但是在钢板中的Si含量较高的场合，此后的颗粒生长是不充分的，至今仍未解决磁通密度的提高不充分的、高Si系无方向性电磁钢板所特有的问题。
按照上述方式，已有的技术至今未能制造在Si含量较高的高等级无方向性电磁钢板中充分提高磁通密度，并且铁损较低的无方向性电磁钢板，不能满足使用厂家对无方向性电磁钢板的要求。
本发明与已有技术中所采用的构思不同，本发明的技术构思在于通过降低控制热轧时的平均摩擦系数，有意地形成恢复组织，同时通过对精热轧时的加工变形速度进行适当控制，改善钢板表层附近的集合组织，其结果是，使热轧结晶组织的实际粒径加大，冷轧前的集合组织得到改善。由此，本发明的目的在于提供一种Si含量较高的高等级无方向性电磁钢板的制造方法，该方法可获得对于已有技术来说是困难的，但磁通密度高铁损低的无方向性电磁钢板。
本发明的主要技术方案在于(1)一种磁通密度较高，铁损较低的无方向性电磁钢板的制造方法，该方法包括下述步骤采用下述的板，该板按重量百分比计在钢中含有1.00％＜Si≤7.00％0.10％≤Mn≤1.50％C≤0.0050％N≤0.0050％S≤0.0050％其剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，对该板进行热轧，形成热轧板，对其进行1次或夹有中间退火处理步骤的2次以上的冷轧步骤，接着进行精退火处理；其特征在于精热轧时的热轧用轧辊与钢板之间的平均摩擦系数在0.25以下。
(2)一种磁通密度较高，铁损较低的无方向性电磁钢板的制造方法，该方法包括下述步骤采用下述的板，该板按重量百分比计在钢中含有1.00％＜Si≤7.00％0.10％≤Mn≤1.50％C≤0.0050％N≤0.0050％
S≤0.0050％其剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，对该板进行热轧，形成热轧板，对其进行1次或夹有中间退火处理步骤的2次以上的冷轧步骤，接着进行精退火处理；其特征在于精热轧时的热轧用轧辊与钢板之间的平均摩擦系数在0.25以下；就精热轧来说，至少1个轧道的变形速度在150s-1以上。
(3)根据上述第(1)或(2)项所述高磁通密度低铁损的无方向性电磁钢板的制造方法，其特征在于在钢中，按重量百分比计，还含有Al，其含量为0.10％≤Al≤2.00％。
(4)根据上述第(1)～(3)项所述高磁通密度低铁损的无方向性电磁钢板的制造方法，其特征在于在精热轧结束后，在冷轧之前，按照在850～1150℃的温度范围内，在20秒～5分钟的时间范围内的连续退火处理的方式进行热轧板退火处理。
(5)根据上述(1)～(3)项所述高磁通密度低铁损的无方向性电磁钢板的制造方法，其特征在于在精热轧结束后，在冷轧之前，按照在750～850℃的温度范围内，在5分钟～30小时的时间范围内的装箱退火处理方式进行热轧板退火处理。
(6)根据上述(1)～(3)项所述高磁通密度低铁损的无方向性电磁钢板的制造方法，其特征在于在精热轧结束后，在750～1000℃的温度范围内，对卷材进行卷曲，在5分钟～5小时的时间范围内，通过卷材本身的保持的热量对其本身进行退火处理。
(7)根据(1)～(3)项所述高磁通密度低铁损的无方向性电磁钢板的制造方法，其特征在于相对精热轧结束温度T(℃)，在符合热轧结束后的下述式的时间t(秒)期间不进行注水，卷绕卷材，该式为950≤T(℃)≤1150 …式(1)9.6-8×10-3T≤t(秒)≤15.6-8×10-3T …式(2)(8)根据(1)～(7)项所述高磁通密度低铁损的无方向性电磁钢板的制造方法，其特征在于在进行精退火处理后，还进行2～20％的表皮光轧的步骤。
(9)根据(1)～(8)项所述高磁通密度低铁损的无方向性电磁钢板的制造方法，其特征在于在精热轧时，将作为润滑剂的，按体积百分比计在0.5～20％范围内的润滑油在乳液状态混入热轧用轧辊冷却水中。
(10)根据(1)～(9)项所述高磁通密度低铁损的无方向性电磁钢板的制造方法，其特征在于在精热轧之前，将粗轧后的薄板坯与前一薄板坯焊接，对该薄板坯连续进行精热轧。
下面对本发明进行具体描述。
图1为表示Si含量和磁通密度之间的关系的图；图2为表示精热轧时的平均摩擦系数与产品的磁通密度之间的关系的图；图3为表示精热轧时的最后机架处的变形速度与产品的磁通密度之间的关系的图；图4为表示精热轧时的所有对轧辊的平均摩擦系数、最大变形速度和产品的磁通密度之间的关系的图；图5为表示精热轧时的平均摩擦系数与进行热轧板退火处理的产品的磁通密度之间的关系的图；图6为表示采用连续退火处理方式的热轧板退火处理工艺中的精热轧时的所有对轧辊的平均摩擦系数、最大变形速度和产品的磁通密度之间的关系的图；图7为表示采用连续退火处理方式的热轧板退火处理时间与产品的磁通密度之间的关系的图；图8为表示采用连续退火处理方式的热轧板退火处理温度与产品的磁通密度之间的关系的图；图9为表示精热轧时的平均摩擦系数与进行本身退火处理的产品的磁通密度之间的关系的图；图10为精热轧时的平均摩擦系数与进行热轧后一定时间的无注水的产品的磁通密度之间的关系的图；图11为表示因摩擦系数不同而造成的热轧板结晶组织的变化的显微镜照片，图11A，C对应于本发明，图11B，D对应于比较例；图12为表示因摩擦系数不同而造成的热轧板退火处理后的结晶组织的变化的显微镜照片，图12A对应于本发明，图12B对应于比较例。
本发明人等发现，作为进行可打破上述的Si含量较高的无方向性电磁钢板的控制热轧的界限的专门分析的结果，通过下述方式，抑制热轧板表层的再结晶产生的细颗粒组织的形成，在钢板的整个厚度范围内获得粗大的再生组织，该方式为在含有1.0～7.0％的Si，0.1～1.5％的Mn，根据需要0.10～2.0％的Al的钢中，使精热轧时的热轧用轧辊与钢板之间的平均摩擦系数在0.25以下，进行热轧，或除了针对上述热轧设定平均摩擦系数以外，还对热轧时的加工变形速度进行适当控制。
此外，发现下述的全新的观点，即上述再生组织是指大于在通过已有的摩擦系数较高的热轧方法所获得的热轧板中心层看到的再生组织的组织，其结果是，在整个板厚的范围内，实质上获得粗大的结晶组织。
另外，还发现下述的全新的观点，即通过下述方式，促进下述场合的结晶颗粒的生长，该场合指热轧板退火处理时，以代替热轧板退火处理为目的的本身退火处理时，或高温加工后并且设定一定的无注水时间时，该下述方式为在以每种热轧板退火处理为前提的工艺，采用高温卷绕的本身退火处理工艺，或高温加工并且设定无注水时间的工艺中，均使精热轧时的热轧用轧辊与钢板之间的平均摩擦系数在0.25以下，进行热轧，或除了针对上述热轧设定平均摩擦系数以外，还对热轧时的加工变形速度进行适当控制。
按照上述方式，本发明的技术构思是根据下述的与已有技术完全不同的技术构思得出的，该技术构思指通过降低精热轧时的摩擦系数，积极地促进再生组织的形成，并且使精热轧时的变形速度保持在一定值以上的方式，进一步促进其效果。
此外，还发现下述的进行本发明的润滑轧制的方案是有效的，该方案指将一定量以上的润滑油混入热轧机的轧辊冷却水中，让其对工作轧辊喷射。
还有，还发现下述方式是有效的，该方式为为了稳定地进行本发明的低摩擦系数的精热轧，将粗轧后的薄板坯与前一薄板坯连接，连续进行精热轧。
本发明在下述方面是成功的，该方面指由于将通过上述高磁通密度低铁损的无方向性电磁钢板的制造方法所获得的热轧板作为初始材料，这样可制造下述的无方向性电磁钢板，该钢板中的精热轧后的产品的磁通密度很高，铁损良好(铁损值较低)。
首先对成分进行描述，添加Si是为了增加本身的电阻，减小涡流损失，改善铁损值。当Si含量在1.0％以下时，即使在降低精热轧时的摩擦系数，对变形速度进行控制的情况下，磁通密度的提高效果仍较小。此外，由于不能充分获得构成本发明目的的低铁损无方向性电磁钢板所必需的本身电阻，这样必须添加超过1.0％的量。由于当Si含量超过7.0％时，轧制时的边裂显著增加，轧制困难，这样Si含量必须在7.0％以下。
为了对本发明的磁性提高效果与Si含量之间的依赖性进行调查，进行了下述的试验。熔炼具有Si含量不同的无方向性电磁钢板的成分的钢，对其进行精热轧加工。
作为除Si以外的成分的含量，Mn0.1～0.2％，sol-Al20ppm以下，C，N，S分别控制在10～20ppm的范围内，按照本发明的效果与Si含量之间的关系更加明确的方式对钢成分进行调整。
首先，作为本发明的实例，通过按体积百分比计，将轧辊冷却水中的润滑油含量调整到2.5％的方式，使精热轧时的平均摩擦系数达到0.21。平均摩擦系数是通过对在各机架实测的前滑值进行计算，并根据其平均值求出的。另外，精热轧机的最后机架处的变形速度为280s-1。
还有，作为比较例，对各种成分的钢，按体积百分比计将轧辊冷却水中的润滑油含量调整到0.3％，使精热轧时的平均摩擦系数为0.33，按照最大变形速度在最后机架处的方式来调整轧制程序，将该速度值控制在120s-1。
精热轧最终温度均保持在860℃，任何热轧板均加工成2.5mm的厚度。
对这些料进行酸洗，冷轧，形成0.50mm的厚度，在进行脱脂处理后，通过连续退火炉对其进行退火处理，切制出铁损试料，测定磁特性。
表1表示根据上述试验的结果得出的产品磁通密度与Si含量之间的依赖性。可知道，即使在较低的Si区域，确认有微小的磁性提高效果，但是随着Si含量的加大，本发明的磁性改善效果增加，而Si含量在1％以上时，上述效果显著。将本发明的Si含量的规定范围确定在1.0％以上，是因为该含量除了可确保前面所描述的钢板的本身电阻以外，另外其是按照本发明的热轧条件达到较高效果的方式得出的。
与Si相同，Al也具有加大钢板的本身电阻，并且降低涡流损失的效果。为了获得构成本发明目的的低铁损高磁通密度无方向性电磁钢板，必须添加0.1％以上的量。由于当Al含量超过2.0％时，磁通密度便降低，成本也较高，这样Al含量在2.0％以下。
此外，即使在钢中的Al含量未达到0.10％的情况下，本发明的效果不会受到任何损失。
与Al，Si相同，Mn也具有加大钢板的本身电阻，并且降低涡流损失的效果。为了实现上述目的，Mn含量必须在0.10％以上。由于按照本发明，可提供相对已有技术，优良的高磁通密度，并且低铁损的无方向性电磁钢板，这样相对要求一定的、必须的程度的磁性与电阻率的应用场合来说，一般Mn含量在0.1～1.0％的范围内便足够了。但是，为了适合同时要求更加优良的磁性和电阻率，特别是高磁通密度与低铁损的应用场合，最好Mn的添加量在1.0～1.5％的范围内。由于当Mn含量超过1.5％时，热轧时的变形抵抗强度增加，热轧便得困难，另外热轧后的结晶组织容易产生细微化，产品的磁性会变差，这样Mn含量必须在1.5％以下。
还有，从确保精热轧前的高温的薄板坯连接部的强度来说，Mn添加量也是很重要的。其原因是，为了防止低熔点的硫化物存在于结晶粒边界中所造成的薄板坯连接部的热脆化，Mn与S之间的重量浓度比，即Mn/S的值必须在20以上。由于按照本发明所规定的成分范围，Mn含量在0.1％以上，S含量在0.005％以下，这样可确保Mn/S的值在20以上，根据此观点，不会产生问题。
此外，为了实现产品的机械的特性的提高，磁性、耐锈性的提高，或其它的目的，即使在钢中含有P，B，Ni，Cr，Sb，Sn，Cu中的一种，或二种以上的情况下，本发明的效果仍不会受到损害。
由于当C含量超过0.0050％时，由于使用过程中的磁性的时效作用，铁损情况变差，使用时的能量损失增加，这样必须将C含量控制在0.0050％以下。
S，N会在热轧步骤中的板加热过程中局部地再次发生固溶，在热轧过程中形成MnS等硫化物，AlN等氮化物。由于因存在这些成分，会妨碍热轧组织的颗粒生长，另外妨碍精退火处理时的结晶颗粒生长，使铁损情况变差，这样必须使S含量在0.0050％以下，使N含量在0.0050％以下。
下面对本发明工艺进行描述。
精热轧的轧制用轧辊与钢板之间的摩擦系数值中的、精热轧所有对轧辊的平均值可在0.25以下。当超过0.25时，其效果不够好，产品磁通密度降低。就摩擦系数的下限来说，不必特别进行设定，但是由于当该值过小时，在轧制过程中会产生滑动，不能稳定地走板，因此，最好上述值在0.05以上。
在乳液状态下混入按体积百分比计，其含量在0.5～20％的范围内的润滑油，该润滑油是在精热轧时混入轧辊冷却水中的。当轧辊冷却水中的润滑油的含量未达到0.5％时，不能获得上述效果，由于当该含量在20％以上时，上述效果饱和，是不经济的，这样上述含量小于20％。为了防止润滑油与冷却水发生分离，根据需要，还可添加界面活性剂。此外，还可通过将润滑油与冷却水通过其它系统的管线送入，直至紧靠轧辊处，同时由相同的喷嘴将润滑油与冷却水朝向轧制用轧辊喷射的方式，形成乳液混合状态。
该润滑油可采用公知的精热轧机用的热轧油。该精热轧机用的热轧油的一个实例可为キユ—ド—ル5149，キユ—ド—ル0B068，キユ—ド—ル4B313(均为油脂商品名称)。
在按照本发明，以低摩擦率，或低摩擦率并且高变形速度进行精热轧的场合，在薄板坯啮入精热轧机时，会产生下述情况，即发生薄板坯啮入不良，或在精热轧过程中轧辊与钢板之间产生滑动，轧制用轧辊的寿命显著缩短，在钢板表层产生较深的轧制伤痕。这样的、解决低摩擦率，或低摩擦率并且高变形速度的精热轧中的问题的、稳定地进行作业的方法对于下述情况特别有效，该情况指粗轧后的薄板坯在进行精热轧之前与前一薄板坯连接，连续地对该薄板坯进行精热轧。
作为将前一薄板坯与后续的薄板坯连接的方法，包括有将前一薄板坯的后端部与后续的薄板坯的前端平接，对该平接部施加压力而实现压接的方法，在对平接部施加压力的同时进行激光焊接的方法，或在对平接部进行感应加热的同时进行压接的方法等。
按照本发明，由于在精热轧中，至少1个轧道的变形速度在150s-1以上，这样可进一步改善磁性。不必对变形速度的上限特别设定。这是因为相对热轧机设备能力和热轧板的形状控制性，变形速度的上限是由本身来确定的，即，变形速度由轧制速度、热轧用轧辊直径、压下量确定，当轧制速度、压下量较大时，变形速度加大，但是热轧钢板的形状控制困难。由于无方向性电磁钢板是以叠置方式提供使用的，则对于其形状，必须进行严格的控制，由此在变形速度增加方面，自然要有界限。根据该观点，变形速度的界限为600s-1。
对酸洗后的热轧板还可进行采用连续退火处理，或装箱退火处理的热轧板退火处理。另外，在750～1000℃的温度下卷绕热轧后的卷材，还可在5分钟～5小时的范围内通过卷材本身保持的热量进行本身退火处理。或，也可在热轧结束后，不进行符合特定式的时间的注水的情况下，卷绕卷材。
按照上述方式所获得的热轧板也可在进行1次的冷轧步骤之后进行精热轧，或进行夹有中间退火处理的2次以上的冷轧后，进行精退火处理。此外，用于形成最终板厚的精加工的轧制也可通过公知的冷轧技术进行，但是在高Si成分系的场合，为了防止轧制过程中的断裂，或边裂情况，也可根据Si含量提高钢板的温度，将卷材浸渍于温水中，或进行在100～400℃的范围内的温热轧制。
另外，此后，还进行表皮光轧步骤，以便形成产品。在添加表皮光轧步骤的场合，如果表皮光轧压延率未达到2％，则不能获得其效果，当超过20％时，由于磁性会变差，这样该压延率在2～20％的范围内。
下面对本发明所规定的每个工艺操作的具体条件进行描述。
在热轧板退火处理省略工艺中的、精热轧时的摩擦系数对磁性的影响首先，对省略精热轧退火处理的场合的本发明工艺操作条件进行描述。
由上述成分形成的钢板是通过在转炉中熔炼，连续铸造，或铸锭-开坯轧制的方式形成的。钢板通过公知的方法进行加热。对该板进行热轧，形成规定的厚度。
在精热轧中，为了降低精热轧机中的工作轧辊与钢板之间的摩擦系数，在轧辊冷却水中混入润滑油。为了防止润滑油与冷却水分离开，根据需要可添加界面活性剂。在精热轧时，混入轧辊冷却水中的润滑油含量按照体积百分比计在0.5～20％的范围内。当轧辊冷却水中的润滑油含量小于0.5％时，不能获得其效果，当在20％以上时，其效果发生饱和，这样是不经济的，由此上述量在20％以下。
为了调查精热轧时的热轧用轧辊与钢板之间的平均摩擦系数对产品磁性所产生的影响，进行了下面的试验。对表1所示成分的钢进行熔炼，之后进行精热轧。
通过改变轧辊冷却水中的润滑油含量，使精热轧时的平均摩擦系数在0.1～0.3的范围内变化。该平均摩擦系数是通过对在各机架实测的前滑值进行计算，并根据其平均值求出的。精热轧最终温度保持在860℃，加工成2.0mm的厚度。对其进行酸洗，冷轧，形成0.35mm的厚度，在进行脱脂处理后，钢A在900℃，钢B在980℃，分别进行30秒的退火处理，切制出铁损试料，测定磁特性。
图2表示精热轧时的产品磁通密度对平均摩擦系数的依赖性。该平均摩擦系数采用精热轧机中的对在各机架实测值的平均值。可知道，当精热轧时的平均摩擦系数小于0.25时，产品磁通密度增加。另外，为了了解上述现象发生的原因，通过光学显微镜对钢A的热轧板的金属组织进行了观察。图11表示该观察结果。如图11A，C所示，在平均摩擦系数为0.21的本发明的钢A的热轧板中，即使对于板厚表层、中心的区域，仍形成由延伸颗粒形成的粗大组织。与此相对，如图11B，D所示，可知道，在平均摩擦系数约为0.35的比较例的钢A的热轧板中，在从表层到板厚的1/10的附近的深度处，看到由再结晶组织形成的等轴颗粒组织，另外结晶组织颗粒变小，即使在板厚中心附近处，仍可看到细小的再结晶颗粒，晶界密度较大。
根据推测，上述情况的原因是由于上述的热轧结晶组织的变化会使精热轧时的平均摩擦系数降低，这样钢板内所产生的剪切变形降低，从而便获得与以低压延率进行热轧的相同的效果，由于钢板内的晶格缺陷密度降低，在结晶组织在呈现再结晶之前，形成由粗大的延伸颗粒形成的再生组织，这样便获得热轧组织的粒径实际增加的效果。
按照上述方式，本发明人等成功地开发了下述的技术方案，该技术方案通过降低精热轧时的钢板与轧辊之间的平均摩擦系数的手段，抑制热轧结晶组织的再结晶，以下述的技术构思来提-1Si系无方向性电磁钢板的磁性，特别是磁通密度，该技术构思与通过所谓增加实际粒径的、已有技术中的热轧最终温度上升来促进再结晶与颗粒生长的方式完全不同。
根据上面试验中所描述高磁通密度低铁损的无方向性电磁钢板的制造方式，精热轧的轧制用轧辊与钢板之间的平均摩擦系数的值中的、精热轧中所有对轧辊的平均值可在0.25以下。当在0.25以上时，按照前述方式，由于产生再结晶颗粒，特别是精热轧表层附近处的结晶组织的颗粒变小，从而产品磁通密度降低。虽然摩擦系数的下限未特别设定，但是当该值过小时，在轧制过程中，会产生滑动，不能稳定地走板，故最好上述摩擦系数在0.05以上。
按照上述方式获得的热轧板也可在进行1次冷轧步骤，接着进行精退火处理，或夹有中间退火处理的2次冷轧后，进行精退火处理。
另外，此后还可进行表皮光轧步骤，形成产品。
表1供给试材成分
在热轧板退火处理省略工艺中精热轧时的最大变形速度对磁性的影响下面对变形速度对本发明的效果造成的影响进行描述。
为了调查精热轧时的轧道的变形速度对产品磁性的影响，进行了下面的试验。熔炼表2成分的钢，进行热轧处理。
表2供给试材成分
为了改变精热轧时的变形速度，以改变轧制速度、轧道程序的方式进行试验。按照最后机架处获得最大变形速度的方式对轧道程序进行调整。精热轧最终温度为860℃，精加工成2.5mm的厚度，进行水冷，在650℃对其进行卷绕。
通过改变轧辊冷却水中的润滑油含量，将精热轧时的平均摩擦系数控制在0.20。平均摩擦系数是通过对在各机架实测的前滑值进行计算，并根据其平均值求出的。
对所获得的热轧板进行酸洗，冷轧，使其厚度为0.50mm，进行脱脂处理后，在950℃，对其进行退火处理达30秒，切制出铁损试料，测定磁特性。
图3表示产品磁通密度对精热轧时的最终轧道的变形速度的依赖性。根据图3可知，当变形速度在150s-1以上时，产品磁通密度增加。
此外，变形速度的计算是按照下述公式进行的。在这里，r表示压下率％/100，n表示轧辊的旋转次数(rpm)，R表示轧制用轧辊半径(mm)，H0表示轧制前的板厚(mm)。
变形速度＝(2πn/(60r0.5))(R/H0)0.5In(1/(1-r))按照在上面的试验中所描述高磁通密度低铁损的无方向性电磁钢板的制造方式，在精热轧中，至少1个轧道的变形速度可在150s-1以上。变形速度的上限不必特别设定。这是因为相对热轧机的设备能力和热轧板的形状控制性，变形速度的上限由本身确定。即，变形速度由轧制速度、热轧用轧辊直径、压下量确定，如果轧制速度、压下量加大，变形速度增加，但是难于对热轧钢板的形状进行控制。由于为了将无方向性电磁钢板以叠置方式提供使用，必须对其形状进行严格的控制，这样变形速度的增加自然要有界限。根据该观点，变形速度以600s-1为界限。
也可对按照上述方式获得的热轧板进行1次的冷轧步骤，之后进行精退火处理，或此后还进行表皮光轧步骤，从而形成产品。
还有，为了稳定地按照本发明的高变形速度和低摩擦系数进行精热轧，下述方式特别有效，该方式为将粗轧后的薄板坯与前一薄板坯连接，连续地进行精热轧。
前一薄板坯与后续的薄板坯的连接方法包括将前一薄板坯的后端部与后续的薄板坯的前端平接，对该平接部施加压力的压接方法，在对平接部施加压力的同时进行激光焊接的方法，在对平接部进行感应焊接的同时进行压接的方法等。
在热轧板退火处理省略工艺中精热轧时的平均摩擦系数与最大变形速度对磁性的影响接着，进行下述的试验，以便对精热轧时的平均摩擦系数和最大变形速度同时对本发明的效果产生的影响进行说明。熔炼表2所示的成分的钢，对其进行精热轧。
为了改变精热轧时的变形速度，改变轧制速度、轧道程序，进行试验。为最大变形速度在最后机架处获得对轧道程序进行调整。此外，变形速度的计算是按照下述公式进行的。在这里，r表示压下率％/100，n表示轧辊的旋转次数(rpm)，R表示轧制用轧辊半径(mm)，H0表示轧制前的板厚(mm)。
变形速度＝(2πn/(60r0.5))(R/H0)0.5ln(1/(1-r))通过改变轧辊冷却水中的润滑油含量，控制精热轧时的平均摩擦系数。该平均摩擦系数是通过对在各机架实测的前滑值进行计算，并根据其平均值求出的。
精热轧最终温度为860℃，精加工为2.5mm的厚度，进行水冷，在650℃对其进行卷绕。
对所获得的热轧板进行酸洗，冷轧，使其厚度为0.50mm，进行脱脂处理后，在950℃，对其进行退火处理达30秒，切制出铁损试料，测定磁特性。
图4表示热轧场合下的精热轧时的平均摩擦系数、变形速度与产品的磁通密度之间的关系。根据图4可知，在本发明的位于规定范围内的平均摩擦系数为0.25，并且最大变形速度在150s-1以上的区域，可获得1.68T以上的高磁通密度。
包含采用连续退火处理，或装箱退火处理方式的热轧板退火处理的工艺下面进行下述的试验，以便调查在于冷轧之前进行热轧板退火处理的场合，精热轧时的热轧用的轧辊与钢板之间的平均摩擦系数对产品磁性产生的影响。熔炼表3所示成分的钢，进行精热轧处理。
通过改变轧辊冷却水中的润滑油含量，使精热轧时的摩擦系数在0.1～0.3以上的范围内变化。平均摩擦系数是通过对在各机架实测的前滑值进行计算，并根据其平均值求出的。精热轧最终温度保持在900℃，精加工成2.0mm的厚度，热轧结束后，急剧冷却，在500℃对其进行卷绕。
通过连续退火炉，对钢C在950℃，对钢D在980℃，对上述热轧卷材进行退火处理达90秒。对其进行酸洗，冷轧，使其厚度为0.35mm，进行脱脂处理后，对于钢C在900℃，对于钢D在980℃对其进行退火处理达30秒，切制出铁损试料，测定磁特性。
图5表示产品磁通密度对精热轧时的平均摩擦系数的依赖性。平均摩擦系数采用精热轧机中的对在各机架实测值。根据图5可知，当精热轧时的平均摩擦系数在0.25以下时，产品磁通密度增加。
按照在上述试验中所描述高磁通密度低铁损的无方向性电磁钢板的制造方式，精热轧的轧制用的轧辊与钢板之间的摩擦系数的值中的、精热轧所有对轧辊的平均值可在0.25以下。当在0.25以上时，其效果不很好，产品磁通密度降低。
表3供给试材成分
在按照本发明，以低摩擦率进行精热轧的场合，在薄板坯啮入精热轧机中时，会产生下述情况，即发生薄板坯的啮入不良，在精热轧过程中轧辊与钢板之间产生滑动，轧制用轧辊的寿命显著缩短，在钢板表层产生较深的轧制伤痕。另外，下述的解决上述的低摩擦率的精热轧中的问题，并且可稳定地进行操作的方法特别有效，该方法指在精热轧之前，将粗轧后的薄板坯与前一薄板坯连接，对该薄板坯进行连续的精热轧。
此外，对提供给热轧板退火处理后的金属组织的热轧条件的效果进行调查。熔炼表3所示的成分的钢C形成的钢，对其进行精热轧。
首先，作为本发明的实例，按照体积百分率计，使轧辊冷却水中的润滑油含量为2％，从而使精热轧时的平均摩擦系数为0.21，在最后机架处中最大变形速度为270s-1。作为比较例，通过使轧辊冷却水中的润滑油含量为0.3％，将精热轧时的平均摩擦系数调整到0.35，最后机架处的最大变形速度为120s-1。平均摩擦系数是通过对在各机架实测的前滑值进行计算，并根据其平均值求出的。对于本发明实例和比较例来说，精热轧最终温度均保持在860℃，精加工厚度为0.23mm。通过连续退火炉，在950℃对其进行热轧板退火处理达90秒。采用所获得的热轧板，切制出铁损试料，通过光学显微镜对热轧板的金属组织进行观察。图12表示其结果。如图12A所示，采用平均摩擦系数较低，变形速度较高的本发明，则相对图12B所示的比较例，热轧板退火处理后的金属组织变粗。其结果是，可推测到，冷轧、退火处理后的产品的磁性得到进一步改善。
可认为，上述的热轧板退火处理后的热轧结晶组织的变化原因之一是通过使精热轧时的平均摩擦系数降低，抑制结晶组织的再结晶，产生更大的累积变形，热轧板退火处理时的颗粒生长的驱动力增加。此外，可推测到，通过增加变形速度，会产生更大的累积变形，这样会进一步促进上述效果。
然后，进行下述的试验，以便对在于冷轧之前，进行热轧板退火处理的场合，精热轧时的平均摩擦系数与最大变形速度同时对本发明的效果产生的影响进行描述。熔炼图4所示的成分的钢，进行精热轧。
为了改变精热轧时的变形速度，使轧制速度、轧道程序发生变化，进行试验。为最大变形速度在最后机架处获得对轧道程序进行调整。此外，变形速度的计算是按照下述公式进行的。在这里，r表示压下率％/100，n表示轧辊的旋转次数(rpm)，R表示轧制用轧辊半径(mm)，H0表示轧制前的板厚(mm)。
变形速度＝(2πn/(60r0.5))(R/H0)0.51n(1/(1-r))通过改变轧辊冷却水中的润滑油含量，对精热轧时的平均摩擦系数进行控制。平均摩擦系数是通过对在各机架实测的前滑值进行计算，并根据其平均值求出的。
精热轧最终温度保持在900℃，精加工成2.5mm的厚度，进行水冷，在650℃对其卷绕。通过连续退火炉，在930℃，对其进行退火处理达2分钟。
对所获得的热轧板进行酸洗，冷轧，使其厚度为0.50mm，进行脱脂处理后，在900℃，对其进行退火处理达30秒，切制出铁损试料，测定磁特性。
图6表示热轧时的精热轧时的平均摩擦系数，变形速度与产品的磁通密度之间的关系。从图6可知，在本发明的位于规定范围内的平均摩擦系数在0.25以下，并且最大变形速度在150s-1以上的区域，获得1.72T以上的高磁通密度。
表4供给试材成分
之后，进行下述的试验，以便对采用连续退火处理方式的热轧板退火处理时间、热轧板退火处理温度对磁通密度造成的影响进行调查。熔炼表5所示的成分的钢C，对其进行精热轧。
通过调整精热轧时的轧辊冷却水中的润滑油含量，使平均摩擦系数为0.21，精热轧最终温度保持在900℃，精加工成2.0mm的厚度，在热轧后，急剧冷却，在500℃对其进行卷绕。平均摩擦系数是通过对在各机架实测的前滑值进行计算，并根据其平均值求出的。另外，最后机架处的变形速度为290s-1。
通过连续退火炉，在950℃的退火处理温度下，通过改变退火处理时间，对该热轧卷材进行退火处理。此外，使采用连续退火处理方式的热轧板退火处理的时间为90秒，改变退火处理温度。对其进行酸洗，冷轧，使其厚度为0.35mm，进行脱脂处理后，在900℃，对其进行退火处理达30秒，切制出铁损试料，测定磁特性。
图7表示采用连续退火处理方式的热轧板退火处理时间对产品的磁通密度造成的影响。如图7所示，当退火处理时间在20秒以下时，通过热轧板退火处理未获得提高磁通密度的效果，当退火处理时间在5分钟以上时，在钢板表面会产生较深的轧制鳞皮，发生酸洗不良，在钢板表层产生显著的粗糙表面。因此，按照本发明，采用连续退火处理方式的热轧板退火处理时间在20秒～5分钟的范围内。从退火处理的效果，以及经济性来看，优选的采用连续退火处理方式的热轧板退火处理时间在30秒～3分钟的范围内。
图8表示采用连续退火处理方式的热轧板退火处理温度对产品磁通密度造成的影响。如图8所示，当退火处理温度小于850℃时，通过采用连续退火处理方式的热轧板退火处理未获得提高磁通密度的效果，当退火处理温度在1150℃以上时，由于形成较深的轧制鳞皮，产生酸洗不良，在钢板表层产生显著的粗糙表面。因此，按照本发明，采用连续退火处理方式的热轧板退火处理温度在850℃～1150℃的范围内。从退火处理的效果，以及经济性来看，优选的采用连续退火处理方式的热轧板退火处理温度在850℃～1000℃的范围内。
按照本发明，还可通过装箱退火处理方式进行热轧板退火处理。此时，当热轧板退火处理温度小于750℃时，改善产品磁通密度所必需的退火处理时间显著加长，这样是不经济的。此外，当退火处理温度在850℃以上时，在炉的设备投资方面要求大量的费用，在退火处理时会产生卷材烧伤现象。由于上述原因，在进行采用装箱退火处理方式的热轧板退火处理的场合，退火处理温度的下限为750℃，而其上限为850℃。此时，如果采用装箱退火处理方式的热轧板退火处理时间在5分钟以下，由于产品磁性的改善所必需的退火处理温度显著增加，炉本身的设备投资过大，不经济，这样退火处理时间的下限为5分钟以上。此外，当热轧板退火处理时间超过30小时时，与退火处理温度过高的场合相同，由于会产生卷材烧伤的情况，这样采用装箱退火处理的热轧板退火处理时间在30小时以内。
按照上述方式，还可对进行了热轧板退火处理的热轧板进行1次的冷轧步骤，之后进行精退火处理，或之后还可进行表皮光轧步骤，从而形成产品。
上述精退火处理采用连续退火处理方式进行，但是此时，还可按照JP特开昭61-231120号文献中所公开的方式，在前期，在950～1100℃的温度范围内，以5秒～1分钟的较短时间进行退火处理，在后期，以在800～950℃的温度范围内，保持10秒～2分钟的较短时间的方法进行精退火处理。
本身退火处理法工艺下面进行下述的试验，以便对在通过热轧卷材的保持热量进行本身退火处理的过程中，精热轧时的热轧用的轧辊与钢板之间的平均摩擦系数对产品磁通密度造成的影响进行调查。熔炼表5所示的成分的钢，对其进行精热轧。
通过改变轧辊冷却水中的润滑油含量、成分，使精热轧时的摩擦系数在0.1～0.3以上的范围内变化。平均摩擦系数是通过对在各机架实测的前滑值进行计算，并根据其平均值求出的。精热轧最终温度保持在1000℃，精加工成2.5mm的厚度，在900℃对其卷绕，之后马上将其放入保温炉中，在860℃进行本身退火处理达1小时。最后机架处的变形速度为300s-1。
对其进行酸洗，冷轧，使其厚度为0.50mm，进行脱脂处理后，对于钢E在900℃，对于钢F在980℃，对其进行退火处理达45秒，切制出铁损试料，测定磁特性。
图9表示产品磁通密度对精热轧时的平均摩擦系数的依赖性。平均摩擦系数采用精热轧机中的对在各机架实测值的平均值。根据图9可知，当精热轧时的平均摩擦系数在0.25以下时，产品磁通密度增加。
按照在上面的试验中所描述高磁通密度低铁损的无方向性电磁钢板的制造方式，精热轧的轧制用的轧辊与钢板之间的摩擦系数的值中的、精热轧所有对轧辊的平均值可在0.25以下。当其超过0.25时，其效果不很好，产品磁通密度降低。
表5供给试材成分
当按照本发明，按照低摩擦率，或低摩擦率并且高变形速度进行精热轧的场合，在薄板坯啮入精热轧机中时，会产生下述情况，即薄板坯啮入不良，在精热轧过程中在与钢板之间产生滑动，轧制用的轧辊的寿命显著缩短，在钢板表层产生较深的轧制伤痕。下述的解决上述低摩擦率的精热轧中的问题、进行稳定的操作的方法是特别有效的，该方法指在精热轧之前，将粗轧后的薄板坯与前一薄板坯连接，对该薄板坯进行连续的精热轧。
由于当进行本身退火处理的卷材的卷绕温度小于750℃时，磁性的改善不很好，这样该温度在750℃以上。由于当上述温度超过1000℃时，容易产生卷材的卷绕偏移，还会刺激钢板表层产生氧化，这样上述温度在1000℃以下。
由于当本身退火处理的时间少于5分钟时，磁性的改善不很好，这样该时间在5分钟以上。此外，由于当上述时间超过5小时时，不会刺激钢板的氧化，但是却容易发生酸洗不良，这样该时间在5小时以下。从退火处理的效果、经济性来看，优选的本身退火处理时间在30～120分钟的范围内。
按照本发明，为了防止处于本身退火处理过程中的卷材发生氧化，还可在含有氢的还原性气体介质，或氮气、氩气等惰性气体介质，或者在减压下进行本身退火处理。
按照上述方式进行了本身退火处理的热轧板还可进行1次或夹有中间退火处理的2次以上的冷轧步骤，接着进行精退火处理，或此后还进行表皮光轧步骤，以便形成产品。
由于当表皮光轧的压延率小于2％时，未获得其效果，当个压延率超过20％时，磁性变差，这样该压延率在2～20％的范围内。
在精热轧时，按体积百分比计，混入轧辊冷却水中的润滑油的含量在0.5～20％的范围内。为了防止润滑油与冷却水发生分离，根据需要添加界面活性剂。当轧辊冷却水中的润滑油含量小于0.5％时，未获得其效果，当该含量在20％以上时，该效果饱和，这样是不经济的，从而该含量小于20％。
按照上述方式获得的热轧板通过一次的冷轧与连续退火处理形成产品。此外还可添加表皮光轧步骤，从而形成产品。由于当表皮光轧的压延率小于2％时，未获得其效果，当该压延率在20％以上时，磁性变差，这样该压延率在2～20％的范围内。
设置热轧结束后一定时间的无注水的工艺下面进行下述的试验，以便对精热轧时的热轧用的轧辊与钢板之间的平均摩擦系数对磁通密度造成的影响进行调查。熔炼表6所示的成分的钢G，对其进行精退火处理。
通过改变轧辊冷却水中的润滑油含量、润滑油成分，使精热轧时的摩擦系数在0.1～0.3的范围内变化。平均摩擦系数是通过对在各机架实测的前滑值进行计算，并根据其平均值求出的。精热轧最终温度保持在1050℃，根据式(1)，无注水时间为3.5秒，之后对其冷却，在680℃对其进行卷绕。精热轧最后机架处的变形速度为290s-1。
对其进行酸洗，冷轧，使其厚度为0.50mm，进行脱脂处理后，在900℃，对其进行退火处理达30秒，切制出铁损试料，测定磁特性。
图10表示产品磁通密度对精热轧时的平均摩擦系数的依赖性。平均摩擦系数采用精热轧机中的对在各机架实测值的平均值。根据图10可知，当精热轧时的平均摩擦系数在0.25以下时，产品磁通密度增加。
按照在上面的试验中描述高磁通密度低铁损的无方向性电磁钢板的制造方式，精热轧中的轧制用的轧辊与钢板之间的平均摩擦系数的值中的、精热轧所有对轧辊的平均值可在0.25以下。当超过0.25时，其效果不很好，产品磁通密度降低。不必对摩擦系数的下限进行特别设定，但是由于当该值过小时，在轧制过程中，会产生滑动，不能稳定地走板？，这样最好该摩擦系数在0.05以上。
表6供给试材成分
在按照本发明，以低摩擦系数，或低摩擦系数并且高变形速度进行精热轧的场合，在薄板坯啮入精热轧机中时，会产生下述情况，该情况指发生薄板坯啮入不良，在精热轧过程中轧辊与钢板之间产生滑动，轧制用的轧辊的寿命显著缩短，在钢板表层产生较深的轧制伤痕。下述的解决上述低摩擦率的精热轧中的问题，稳定地进行操作的方法特别有效，该方法指在精热轧之前，将粗轧后的薄板坯与前一薄板坯连接，对该薄板坯进行连续的精热轧。
对于卷材的卷绕温度，不必进行限定，但是当在高温时，在经过热轧后的钢板表面会产生过度氧化层，为了防止酸洗性，最好在750℃对其进行卷绕。
热轧结束后的无注水设定时间按照下述方式，通过其与热轧结束时间T℃之间的关系进行确定。本发明人等对在采用低摩擦系数，或低摩擦系数并且高变形速度的精热轧中，热轧最终温度T(℃)、热轧结束后到注水开始之前的时间t(秒)与磁性之间的关系进行了具体分析，其结果是950≤T(℃)≤1150 …式(1)9.6-8×10-3T≤t(秒)≤15.6-8×10-3T…式(2)在根据上述式(1)，(2)所确定的温度范围内，可确定满足酸洗性、走板速度、磁性的良好条件。此外，当热轧结束后到注水开始之前的时间超过由式(2)所确定的时间时，钢板冷却的时间不足，为了在高温下进行卷绕，或进行充分地冷却，不得不降低轧制速度，从而生产性降低。由于在高温下卷绕卷材会产生卷绕偏离，酸洗性降低等危害，故最好不采用该方式。为此，无注水时间为由式(2)确定的上限时间以下。当相对由式(2)确定的时间，无注水时间缩短时，磁性的改善是不充分的。与热轧最终温度T(℃)小于950℃的场合相同，磁性的改善不充分。另外，为了使热轧最终温度超过1150℃，在具有一般的粗轧、精轧的热轧步骤中，必须显著提高板的加热温度，这样在板加热过程中经过再固熔的析出物会在热轧过程中细微地析出，磁性显著变差，由此热轧最终温度在1150℃以下。
按照本发明还可进行1次的冷轧步骤，接着进行精退火处理，或之后还进行表皮光轧步骤，从而形成产品。
由于在添加表皮光轧步骤的场合，当表皮光轧压延率小于2％时，未获得其效果，当该压延率超过20％时，磁性变差，这样该压延率在2～20％的范围内。
下面对本发明的实施例进行描述。
第1实施例以一般方法对具有表7所示的成分的无方向性电磁钢用板进行加热，通过粗轧机将其加工为厚度为35mm的粗型材，此后通过精热轧机将其加工成为厚度为1.8mm的料。将润滑油混入精热轧机中的轧辊冷却水中，通过使该润滑油的混入量按体积百分比计在0.2～10％的范围内变化，对摩擦系数进行调整。平均摩擦系数是通过对在各机架实测的前滑值进行计算，并根据其平均值求出的。热轧加工温度为860℃。
此后，对其进行酸洗，通过冷轧方式将其加工成厚度为0.50mm的料。通过连续退火炉，在940℃，对其进行退火处理达30秒。然后将其切制成铁损试料，测定磁特性。表8同时给出了本发明与比较例的磁性测定结果。
按照上述方式，如果降低精热轧时的平均摩擦系数，则可获得下述无方向性电磁钢板，该钢板具有磁通密度值较高，铁损值较低的优良磁性。
表7供给试材成分
表8磁性测定结果
第2实施例以一般方法对具有表9所示的成分的无方向性电磁钢用板进行加热，通过粗轧机将其加工为厚度为36mm的粗型材，此后，通过精热轧机将其加工成厚度为2.3mm的料。将润滑油混入精热轧机中的轧辊冷却水中，通过使该润滑油的混入量按体积百分比计在0.2～7％的范围内变化，对摩擦系数进行调整。平均摩擦系数是通过对在各机架实测的前滑值进行计算，并根据其平均值求出的。此时，精热轧最终温度为950℃，紧接着对其进行急剧冷却，对其进行卷绕。通过连续退火炉，在930℃对所获得的热轧板进行热轧板退火处理达2分钟。
此后，对其进行酸洗，通过冷轧方式将其加工成为厚度为0.50mm的料。通过连续退火炉，在900℃对其进行退火处理达30秒。然后将其切制成铁损试料，测定磁特性，表10同时给出了本发明与比较例的磁性测定结果。
按照上述方式，当精热轧时的平均摩擦系数降低到0.25以下，并且对热轧板退火条件进行适当控制时，可获得下述的无方向性电磁钢板，该钢板具有磁通密度值较高，铁损值较低的优良磁性。
表9供给试材成分
表10磁性测定结果
第3实施例以一般方法对具有表11所示的成分的无方向性电磁钢板进行加热，通过粗轧机将其加工为厚度为30mm的粗型材，此后，通过精热轧机将其加工成厚度为1.0mm的料。将润滑油混入精热轧机中的轧辊冷却水中，通过改变该润滑油的混入量，对摩擦系数进行调整。平均摩擦系数是通过对在各机架实测的前滑值进行计算，并根据其平均值求出的。精热轧温度为860℃。
此后，对其进行酸洗，通过冷轧方式将其加工成为厚度为0.50mm的料。通过连续退火炉，在940℃对其进行退火处理达30秒。然后，将其切制成铁损试料，测定磁特性，表12同时给出了本发明与比较例的磁性测定结果。
按照上述方式，当使精热轧时的平均摩擦系数降低，可获得下述的无方向性电磁钢板，该钢板具有磁通密度值较高，铁损值较低的优良磁性。
此外，根据表12可知，通过按照本实施例的方式，进行低摩擦轧制，冷轧的压下率下降50％，从而可显著提高产品的磁通密度。
表11供给试材成分
表12磁性测定结果
<p>第4实施例以一般方法对具有表13所示的成分的无方向性电磁钢板进行加热，通过粗轧机将其加工为厚度为35mm的粗型材，此后，通过精热轧机将其加工成厚度为2.5mm的料。按5％的体积百分比将润滑油混入精热轧机中的轧辊冷却水中，将每对轧辊摩擦系数调整为0.19。平均摩擦系数是通过对在各机架实测的前滑值进行计算，并根据其平均值求出的。此外，为了防止在精热轧时钢板与工作轧辊之间产生滑动，从而在钢板表面形成伤痕，将粗轧后的薄板坯与前一薄板坯焊接，对其连续进行精热轧。此时，精热轧温度为860℃，立刻对其进行水冷，在650℃，对其进行卷绕。为最大变形速度在最后机架处获得，对轧道程序进行调整。最后机架处的变形速度在131～322s-1的范围内变化。
然后，对其进行酸洗，通过冷轧方式将其加工成为厚度为0.50mm的料。通过连续退火炉，在900℃对其进行退火处理达30秒。然后，将其切制成铁损试料，测定磁特性，表14同时给出了本发明与比较例的磁性测定结果。
按照上述方式，通过使精热轧时的平均摩擦系数降低，并且将至少1个轧道的变形速度控制在150s-1以上，可获得下述的无方向性电磁钢板，该钢板具有磁通密度值较高，铁损值较低的优良磁性。
表13供给试材成分
表14磁性测定结果
第5实施例以一般方法对具有表15所示的成分的无方向性电磁钢板进行加热，通过粗轧机将其加工为厚度为40mm的粗型材，此后，通过精热轧机将其加工成厚度为2.0mm的料。在乳液状态下将润滑油混入精热轧机中的轧辊冷却水中，通过改变其混入量，对摩擦系数进行调整。平均摩擦系数是通过对在各机架实测的前滑值进行计算，并根据其平均值求出的。最后机架处的变形速度为305s-1。
此外，为了防止在精热轧时钢板与工作轧辊之间产生滑动，从而在钢板表面形成伤痕，在粗轧后，将前一薄板坯的后端部与后续的薄板坯的前端平接，对该平接部施加压力，通过激光焊接方式使该平接部连接，对其连续进行精热轧。此时，精热轧温度为860℃。
然后，对其进行酸洗，通过冷轧方式将其加工成厚度为0.35mm的料。通过连续退火炉，在900℃对其进行退火处理达30秒。然后，将其切制成铁损试料，测定磁特性，表16同时给出了本发明与比较例的磁性测定结果。
按照上述方式，如果降低精热轧时的平均摩擦系数，可获得下述的无方向性电磁钢板，该钢板具有磁通密度值较高，铁损值较低的优良磁性。
表15供给试材成分
表16磁性测定结果
第6实施例以一般方法对具有表17所示的成分的无方向性电磁钢板进行加热，通过粗轧机将其加工为厚度为50mm的粗型材，此后，通过精热轧机将其加工成厚度为2.5mm的料。根据变形速度，按2～11％的体积百分比，将润滑油混入精热轧机中的轧辊冷却水中，将每对轧辊摩擦系数调整为0.20。平均摩擦系数是通过对在各机架实测的前滑值进行计算，并根据其平均值求出的。此外，为了防止在精热轧时钢板与工作轧辊之间产生滑动，从而在钢板表面形成伤痕，在粗轧后，将前一薄板坯的后端部与后续的薄板坯的前端平接，对该平接部施加压力，通过激光焊接方式使该平接部连接，对其连续进行精热轧。此时，精热轧温度为860℃，立即对其水冷，在650℃对其进行卷绕。
然后，对其进行酸洗，通过冷轧方式将其加工成厚度为0.50mm的料。通过连续退火炉，在940℃对其进行退火处理达30秒。然后，将其切制成铁损试料，测定磁特性，表18同时给出了本发明与比较例的磁性测定结果。
按照上述方式，如果将精热轧时的最终轧道变形速度提高到150s-1以上，可获得下述的无方向性电磁钢板，该钢板具有磁通密度值较高，铁损值较低的优良磁性。
表17供给试材成分
表18磁性测定结果
第7实施例以一般方法对具有表19所示的成分的无方向性电磁钢板进行加热，通过粗轧机将其加工为厚度为40mm的粗型材，此后，通过精热轧机将其加工成厚度为2.0mm的料。将润滑油混入精热轧机中的轧辊冷却水中，通过改变其混入量，对摩擦系数进行调整。平均摩擦系数是通过对在各机架实测的前滑值进行计算，并根据其平均值求出的。此时，精热轧最终温度为900℃。最后机架处的变形速度为320s-1。通过连续退火炉，在900℃对所获得的热轧板进行热轧板退火处理达2分钟。
然后，对其进行酸洗，通过冷轧方式将其加工成厚度为0.50mm的料。通过连续退火炉，在900℃对其进行退火处理达30分钟。然后，将其切制成铁损试料，测定磁特性。
此外，对图19所示的材料施加相同的条件，直至酸洗，此后使冷轧加工的板厚为0.55mm。通过连续退火炉，在900℃对其进行退火处理达30秒。然后，对其进行表皮光轧，将其厚度加工为0.50mm，切制出铁损试料，在750℃，对其进行2小时的产生变形退火处理，测定磁特性。
表20同时给出了本发明与比较例的磁性测定结果。
按照上述方式，如果使精热轧时的平均摩擦系数降低到0.25以下，并且将至少1个轧道的变形速度控制在150s-1以上，对热轧板退火条件进行适当控制，可获得下述的无方向性电磁钢板，该钢板具有磁通密度值较高，铁损值较低的优良磁性。
表19供给试材成分
表20磁性测定结果
第8实施例以一般方法对具有表21所示的成分的无方向性电磁钢板进行加热，通过粗轧机将其加工为厚度为40mm的粗型材，此后，通过精热轧机将其加工成厚度为1.8mm的料。在乳液状态下将润滑油混入精热轧机中的轧辊冷却水中，通过改变其混入量，对摩擦系数进行调整。平均摩擦系数是通过对在各机架实测的前滑值进行计算，并根据其平均值求出的。最后机架处的变形速度为315s-1。此外，为了防止在精热轧时钢板与工作轧辊之间产生滑动，从而在钢板表面形成伤痕，将粗轧后的薄板坯与前一薄板坯焊接，对其连续进行精热轧。此时，精热轧温度为900℃，轧制完毕后立即对其冷却，在500℃对其进行卷绕。通过连续退火炉，在950℃对所获得的热轧板进行热轧板退火处理达2分钟。
然后，对其进行酸洗，通过冷轧方式将其加工成厚度为0.35mm的料。通过连续退火炉，在前期，使其在1050℃保持30秒，在后期，使其在900℃保持30秒。然后，切制出铁损试料，测定磁特性，表22同时给出了本发明与比较例的磁性测定结果。
如表22所示，如果使精热轧时的平均摩擦系数降低到0.25以下，可获得下述的无方向性电磁钢板，该钢板具有磁通密度值较高，铁损值较低的优良磁性。
按照上述方式，如果使精热轧时的平均摩擦系数降低到0.25以下，至少1个轧道的变形速度在150s-1以上，对热轧板退火条件进行适当控制，可获得下述的无方向性电磁钢板，该钢板具有磁通密度值较高，铁损值较低的优良磁性。
表21供给试材成分
表22磁性测定结果
第9实施例以一般方法对具有表23所示的成分的无方向性电磁钢板进行加热，通过粗轧机将其加工为厚度为40mm的粗型材，此后，通过精热轧机将其加工成厚度为1.8mm的料。在乳液状态下将润滑油混入精热轧机中的轧辊冷却水中，通过按体积百分比计，将其混入量调整为4％，使摩擦系数为0.20。平均摩擦系数是通过对在各机架实测的前滑值进行计算，并根据其平均值求出的。最后机架处的变形速度为310s-1。精热轧温度为900℃，轧制完毕后立即对其冷却，在500℃对其进行卷绕。通过连续退火炉，通过改变退火处理温度、退火处理时间的方式对所获得的热轧板进行热轧板退火处理。
然后，对其进行酸洗，通过冷轧方式将其加工成厚度为0.35mm的料。通过连续退火炉，在900℃对其进行退火处理达30秒。然后，切制出铁损试料，测定磁特性，表24同时给出了本发明与比较例的磁性测定结果。
如表24所示，如果使热轧板退火处理温度在850～1150℃的范围内，可获得优良特性的无方向性电磁钢板。但是，如果热轧板退火处理温度未达到850℃，则不能充分地改善磁性，如果该温度在1150℃以上，会产生酸洗不良，从而成品的表面性能会变差，铁损值较大。
另外，可知道，采用连续退火处理方式的热轧板退火处理时间在20秒～5分钟的范围内，则获得优良的磁性。在采用连续退火处理方式的热轧板退火处理时间在5分钟以上的场合，会产生酸洗不良，铁损值反而会增加。
按照上述方式，如果使精热轧时的平均摩擦系数降低到0.25以下，至少1个轧道的变形速度在150s-1以上，对热轧板退火条件进行适当控制，可获得下述的无方向性电磁钢板，该钢板具有磁通密度值较高，铁损值较低的优良磁性。
表23供给试材成分
表24磁性测定结果
第10实施例以一般方法，将具有表25所示的成分的无方向性电磁钢板进行加热到1200℃，通过粗轧机将其加工为厚度为30mm的粗型材，此后，通过精热轧机将其加工成厚度为1.8mm的料。在乳液状态下将润滑油混入精热轧机中的轧辊冷却水中，通过调整其混入量，改变平均摩擦系数。平均摩擦系数是通过对在各机架实测的前滑值进行计算，并根据其平均值求出的。最后机架处的最大变形速度为175s-1。精热轧温度为1000℃，在轧制完毕后立即对其冷却，在650℃对其进行卷绕。此后，使板温为300℃，将该板轧制成厚度为0.85mm的料，此外对其进行980℃，30秒的中间退火处理，然后，通过200℃的温热轧制，将其加工成厚度为0.25mm的料，对其进行酸洗。通过连续退火炉，使其在850℃保持30秒，从而进行退火处理，通过压延率为8％的表皮光轧，将其加工成厚度为0.23mm的料。然后，切制出铁损试料，在800℃进行2小时的产生变形的退火处理，之后测定磁特性。表26同时给出了本发明与比较例的磁性测定结果。
如表26所示，如果使精热轧时的平均摩擦系数降低到0.25以下，至少1个轧道的变形速度在150s-1以上，对热轧板退火条件进行适当控制，可获得下述的无方向性电磁钢板，该钢板具有磁通密度值较高，铁损值较低的优良磁性。
表25供给试材成分
表26磁性测定结果
第11实施例以一般方法对具有表27所示的成分的无方向性电磁钢板进行加热，通过粗轧机将其加工为厚度为40mm的粗型材，此后，通过精热轧机将其加工成厚度为2.0mm的料。在乳液状态下将润滑油混入精热轧机中的轧辊冷却水中，通过按体积百分比计，使其混入量在0.2～13％的范围内变化，对摩擦系数进行调整。平均摩擦系数是通过对在各机架实测的前滑值进行计算，并根据其平均值求出的。此时，精热轧最终温度为900℃。最后机架处的变形速度为315s-1。通过装箱退火炉，在800℃对所获得的热轧板进行热轧板退火处理达5小时。
然后，对其进行酸洗，通过冷轧方式将其加工成厚度为0.50mm的料。通过连续退火炉，对槽钢料在900℃，进行退火处理达30秒，对工字钢料在980℃进行退火处理达30秒。之后，切制出铁损试料，测定磁特性，表28同时给出了本发明与比较例的磁性测定结果。
按照上述方式，如果使精热轧时的平均摩擦系数降低到0.25以下，至少1个轧道的变形速度在150s-1以上，可获得下述的无方向性电磁钢板，该钢板具有磁通密度值较高，铁损值较低的优良磁性。
表27供给试材成分
第12实施例以一般方法对具有表29所示的成分的无方向性电磁钢板进行加热，通过粗轧机将其加工为厚度为50mm的粗型材，此后，通过精热轧机将其加工成厚度为2.5mm的料。将润滑油混入精热轧机中的轧辊冷却水中，通过按体积百分比计，使其混入量在0.2～8％的范围内变化，对摩擦系数进行调整。平均摩擦系数是通过对在各机架实测的前滑值进行计算，并根据其平均值求出的。最后机架处的变形速度为320s-1。此时，精热轧最终温度为1000℃，在850℃，对其进行卷绕，将卷材装入保温炉中，在850℃进行1小时的本身退火处理。
然后，对其进行酸洗，通过冷轧方式将其加工成厚度为0.50mm的料。通过连续退火炉，在900℃对其进行退火处理达45秒。之后，切制出铁损试料，测定磁特性。表30同时给出了本发明与比较例的磁性测定结果。
按照上述方式，如果使精热轧时的平均摩擦系数降低到0.25以下，至少1个轧道的变形速度在150s-1以上，施加适当的本身退火条件，可获得下述的无方向性电磁钢板，该钢板具有磁通密度值较高，铁损值较低的优良磁性。
表29供给试材成分
表30磁性测定结果
第13实施例以一般方法对具有表31所示的成分的无方向性电磁钢板进行加热，通过粗轧机将其加工为厚度为55mm的粗型材，此后，通过精热轧机将其加工成厚度为2.0mm的料。将润滑油混入精热轧机中的轧辊冷却水中，通过对其混入量进行调整，改变摩擦系数。平均摩擦系数是通过对在各机架实测的前滑值进行计算，并根据其平均值求出的。最后机架处的变形速度为310s-1。另外，为了防止在精热轧时钢板与工作轧辊之间产生滑动，从而在钢板表面形成伤痕，将粗轧后的薄板坯与前一薄板坯焊接，连续进行精热轧。精热轧温度为990℃，在880℃，对其进行卷绕，将卷材立即装入保温炉中，在850℃进行1小时的本身退火处理。
然后，对其进行酸洗，通过冷轧方式将其加工成厚度为0.35mm的料。通过连续退火炉，在1050℃保持30秒，进行退火处理。之后，切制出铁损试料，测定磁特性。表32同时给出了本发明与比较例的磁性测定结果。
如图32所示，如果使精热轧时的平均摩擦系数降低到0.25以下，至少1个轧道的变形速度在150s-1以上，施加适当的本身退火条件，可获得下述的无方向性电磁钢板，该钢板具有磁通密度值较高，铁损值较低的优良磁性。
表31供给试材成分
表32磁性测定结果
<p>第14实施例以一般方法对具有表33所示的成分的无方向性电磁钢板进行加热，通过粗轧机将其加工为厚度为50mm的粗型材，此后，通过精热轧机将其加工成厚度为2.5mm的料。将润滑油混入精热轧机中的轧辊冷却水中，通过按体积百分比计将其混入量调整到2.5％，使平均摩擦系数为0.21。平均摩擦系数是通过对在各机架实测的前滑值进行计算，并根据其平均值求出的。在图34所示的条件下，对经过热轧后的卷材进行本身退火处理。
然后，对其进行酸洗，通过冷轧方式将其加工成厚度为0.35mm的料。通过连续退火炉，在980℃对其进行退火处理达45秒。之后，切制出铁损试料，测定磁特性。表34同时给出了本发明与比较例的磁性测定结果。
如图34所示，如果本身退火处理温度在750～1000℃的范围内，可获得优良特性的无方向性电磁板。按照上述方式，当本身退火处理温度未达到750℃时，磁性的改善是不充分的，当卷材的卷绕温度提高到1000℃以上时，由于会发生卷绕偏离，这样本身退火是不可能的。
此外，可知道，如果本身退火处理时间在5分钟～5小时的范围内，则可获得优良的磁性。在采用本身退火处理方式的热轧板退火处理时间在5小时以上的场合，会产生酸洗不良，铁损值反而增加。
按照上述方式，如果精热轧时的平均摩擦系数降低到0.25以下，施加适当的本身退火条件，可获得下述的无方向性电磁钢板，该钢板具有磁通密度值较高，铁损值较低的优良磁性。
表33供给试材成分<
表34磁性测定结果
第15实施例以一般方法对具有表35所示的成分的无方向性电磁钢板进行加热，通过粗轧机将其加工为厚度为50mm的粗型材，此后，通过精热轧机将其加工成厚度为2.5mm的料。将润滑油混入精热轧机中的轧辊冷却水中，通过使其混入量按体积百分比在0.2～12％的范围内变化，对摩擦系数进行调整。平均摩擦系数是通过对在各机架实测的前滑值进行计算，并根据其平均值求出的。此时，精热轧最终温度为950℃，最后机架处的变形速度为310s-1。在850℃，对卷材进行卷绕，将卷材立即装入保温炉中，在850℃进行1小时的本身退火处理。
然后，对其进行酸洗，通过冷轧方式将其加工成厚度为0.50mm的料。通过连续退火炉，在900℃对其进行退火处理达30秒。之后，切制出铁损试料，测定磁特性。表36同时给出了本发明与比较例的磁性测定结果。
按照上述方式，如果使精热轧时的平均摩擦系数降低到0.25以下，至少1个轧道的变形速度在150s-1以上，施加适当的本身退火条件，可获得下述的无方向性电磁钢板，该钢板具有磁通密度值较高，铁损值较低的优良磁性。
表35供给试材成分
表36磁性测定结果
<p>第16实施例以一般方法对具有表37所示的成分的无方向性电磁钢板进行加热，通过粗轧机将其加工为厚度为50mm的粗型材，此后，通过精热轧机将其加工成厚度为2.5mm的料。将润滑油在乳液状态混入精热轧机中的轧辊冷却水中，通过使其混入量按体积百分比在0.2～4％的范围内变化，对摩擦系数进行调整。平均摩擦系数是通过对在各机架实测的前滑值进行计算，并根据其平均值求出的。最后机架处的变形速度为320s-1。此时，精热轧最终温度在1020℃，无注水时间为3.5秒，在650℃，对其进行卷绕。
然后，对其进行酸洗，通过冷轧方式将其加工成厚度为0.50mm的料。通过连续退火炉，在900℃对其进行退火处理达30秒。之后，切制出铁损试料，测定磁特性。表38同时给出了本发明与比较例的磁性测定结果。
按照上述方式，如果使精热轧时的平均摩擦系数降低到0.25以下，至少1个轧道的变形速度在150s-1以上，设定适当的无注水时间，可获得下述的无方向性电磁钢板，该钢板具有磁通密度值较高，铁损值较低的优良磁性。
表37供给试材成分
表38磁性测定结果
第17实施例以一般方法对具有表39所示的成分的无方向性电磁钢板进行加热，通过粗轧机将其加工为厚度为55mm的粗型材，此后，通过精热轧机将其加工成厚度为2.5mm的料。在乳液状态下将润滑油混入精热轧机中的轧辊冷却水中，通过对其混入量进行调整，改变平均摩擦系数。平均摩擦系数是通过对在各机架实测的前滑值进行计算，并根据其平均值求出的。此外，为了防止在精热轧时钢板与工作轧辊之间产生滑动，从而在钢板表面形成伤痕，将粗轧后的薄板坯与前一薄板坯焊接，对其连续进行精热轧。最后机架处的变形速度为305s-1。热轧精加工温度为1050℃，无注水时间为3秒，之后进行注水，对其进行冷却，在680℃对其进行卷绕。
然后，对其进行酸洗，通过冷轧方式将其加工成厚度为0.35mm的料。通过连续退火炉，在前期，使其在1050℃保持10秒，在后期，使其在900℃保持30秒。之后，切制出铁损试料，测定磁特性。表40同时给出了本发明与比较例的磁性测定结果。
如图40所示，如果使精热轧时的平均摩擦系数降低到0.25以下，至少1个轧道的变形速度在150s-1以上，设定适当的无注水时间，可获得下述的无方向性电磁钢板，该钢板具有磁通密度值较高，铁损值较低的优良磁性。
表39供给试材成分
表40磁性测定结果
第18实施例以一般方法对具有表41所示的成分的无方向性电磁钢板进行加热，通过粗轧机将其加工为厚度为50mm的粗型材，此后，通过精热轧机将其加工成厚度为2.5mm的料。将润滑油混入精热轧机中的轧辊冷却水中，通过按百分比计将其混入量调整到3％，使平均摩擦系数为0.22。平均摩擦系数是通过对在各机架实测的前滑值进行计算，并根据其平均值求出的。最后机架处的变形速度为270s-1。热轧精加工温度保持在1050℃，改变无注水时间，卷绕温度保持在680℃。在此场合，满足本发明中的式(2)的无注水时间在1.2～7.2秒的范围内。
然后，对其进行酸洗，通过冷轧方式将其加工成厚度为0.50mm的料。通过连续退火炉，在900℃对其进行退火处理达30秒。之后，切制出铁损试料，测定磁特性。表42同时给出了本发明与比较例的磁性测定结果。
如图42所示，可知道，如果无注水时间在1.2秒以上，则可获得良好的磁性。
按照上述方式，如果使精热轧时的平均摩擦系数降低，并且对变形速度进行适当控制，可获得下述的无方向性电磁钢板，该钢板具有磁通密度值较高，铁损值较低的优良磁性。
表41供给试材成分
表42磁性测定结果
第19实施例以一般方法对具有表43所示的成分的无方向性电磁钢板进行加热，通过粗轧机将其加工为厚度为35mm的粗型材，此后，通过精热轧机将其加工成厚度为2.0mm的料。将润滑油混入精热轧机中的轧辊冷却水中，通过改变其混入量，对摩擦系数进行调整。平均摩擦系数是通过对在各机架实测的前滑值进行计算，并根据其平均值求出的。此时，精热轧最终温度为900℃，立即对其进行急剧冷却，在600℃对其进行卷绕。通过连续退火炉，在850℃对所获得的热轧板进行热轧板退火处理达2分钟。
然后，对其进行酸洗，通过冷轧方式将其加工成厚度为0.50mm的料。通过连续退火炉，在900℃对其进行退火处理达30秒。之后，切制出铁损试料，测定磁特性。表44同时给出了本发明与比较例的磁性测定结果。
按照上述方式，如果使精热轧时的平均摩擦系数降低到0.25以下，并且对变形速度进行适当控制，可获得下述的无方向性电磁钢板，该钢板具有磁通密度值较高，铁损值较低的优良磁性。
表43供给试材成分
表44磁性测定结果
如果按照上述方式实施本发明，可制造下述的无方向性电磁钢板，该钢板具有磁通密度值较高，铁损值较低的优良磁性。
权利要求
1.一种高磁通密度，低铁损的无方向性电磁钢板的制造方法，该方法包括下述步骤采用按重量百分比计在钢中含有1.00％＜Si≤7.00％0.10％≤Mn≤1.50％C≤0.0050％N≤0.0050％S≤0.0050％其剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成的坯料，对其进行热轧，形成热轧板，对其进行1次或夹有中间退火处理步骤的2次以上的冷轧步骤，接着进行精退火处理；其特征在于精热轧时的热轧用轧辊与钢板之间的平均摩擦系数在0.25以下。
2.一种磁通密度较高，铁损较低的无方向性电磁钢板的制造方法，该方法包括下述步骤采用按重量百分比计在钢中含有1.00％＜Si≤7.00％0.10％≤Mn≤1.50％C≤0.0050％N≤0.0050％S≤0.0050％，其剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成的坯料，对其进行热轧，形成热轧板，对其进行1次或夹有中间退火处理步骤的2次以上的冷轧步骤，接着进行精退火处理；其特征在于精热轧时热轧用轧辊与钢板之间的平均摩擦系数在0.25以下；就精热轧来说，至少1个轧道的变形速度在150s-1以上。
3.根据权利要求1或2所述高磁通密度低铁损的无方向性电磁钢板的制造方法，其特征在于在钢中，按重量百分比计，还含有Al，其含量为0.10％≤Al≤2.00％。
4.根据权利要求1～3所述高磁通密度低铁损的无方向性电磁钢板的制造方法，其特征在于在精热轧结束后，在冷轧之前，按照在850～1150℃的温度范围内，在20秒～5分钟的时间范围内的连续退火处理方式，进行热轧板退火处理。
5.根据权利要求1～3所述高磁通密度低铁损的无方向性电磁钢板的制造方法，其特征在于在精热轧结束后，在冷轧之前，按照在750～850℃的温度范围内，在5分钟～30小时的时间范围内的装箱退火处理方式，进行热轧板退火处理。
6.根据权利要求1～3所述高磁通密度低铁损的无方向性电磁钢板的制造方法，其特征在于在精热轧结束后，在750～1000℃的温度范围内卷绕成卷材，在5分钟～5小时的时间范围内，通过卷材本身保持的热量进行本身退火处理。
7.根据权利要求1～3所述高磁通密度低铁损的无方向性电磁钢板的制造方法，其特征在于相对精热轧最终温度T(℃)，在符合热轧结束后的下述式的时间t(秒)期间不进行注水，卷绕卷材，该式为950≤T(℃)≤1150 …式(1)9.6-8×10-3T≤t(秒)≤15.6-8×10-3T…式(2)。
8.根据权利要求1～7所述高磁通密度低铁损的无方向性电磁钢板的制造方法，其特征在于在进行精退火处理后，还进行2～20％的表皮光轧的步骤。
9.根据权利要求1～8所述高磁通密度低铁损的无方向性电磁钢板的制造方法，其特征在于在精热轧时，作为润滑剂的，将按体积百分比在0.5～20％范围内的润滑油混入热轧用轧辊冷却水中。
10.根据权利要求1～9所述高磁通密度低铁损的无方向性电磁钢板的制造方法，其特征在于，将粗轧后的薄板坯与精热轧之前的前一薄板坯接合，对该薄板坯连续进行精热轧。
全文摘要
一种无方向性电磁钢板的制造方法,该方法包括下述步骤:采用在钢中,按重量百分比计满足下述条件,即1.00%< Si≤7.00%,0.10%≤Mn≤1.50%,C≤0.0050%,N≤0.0050%,S≤0.0050%,其剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成,对其进行精热轧,形成热轧板,进行热轧板退火处理步骤或不进行该步骤,进行1次或夹有中间退火处理的2次以上的冷轧步骤,接着进行精退火处理,或还进行表皮光轧步骤,其特征在于按照精热轧时的热轧用轧辊与钢板之间的平均摩擦系数在0.25以下,或该平均摩擦系数在0.25以下,并且至少1个轧道的最大变形速度在150
文档编号B21B27/10GK1203635SQ9619885
公开日1998年12月30日 申请日期1996年12月5日 优先权日1995年12月5日
发明者川又龙太郎, 久保田猛, 岛津高英 申请人:新日本制铁株式会社