JP2018012854A - 無方向性電磁鋼板及びその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】低鉄損化及び高磁束密度化の両立を実現できる無方向性電磁鋼板を提供する。
【解決手段】本発明による無方向性電磁鋼板は、質量％で、Ｓｉ：１．７％〜３．３％、Ａｌ：０．１％〜２．０％、Ｍｎ：０．０８％〜１．５％未満、Ｐ：０．０３％超〜０．１３％、Ｓｎ：０．０４％超〜０．１５％、Ｃｕ：０．１２％以下、Ｃ：０．００５％以下、Ｓ：０．００４０％以下、及び、Ｎ：０．００５％以下を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、式（１）を満たす化学組成を有する。上記鋼板の板厚は０．１５ｍｍ〜０．３０ｍｍである。鋼板面内において、式（２）〜式（４）を満たす。
Ｓｉ＋２×Ａｌ−Ｍｎ≧２．０ （１）
Ｂ５０ａｖｅ／Ｂｓ≧０．８１ （２）
Ｂ５０（４５°）／Ｂｓ≧０．７９ （３）
｛４１１｝＜１４８＞方位の集積強度／｛１１１｝＜１１２＞方位の集積強度≧０．６５ （４）
【選択図】図１

Description

本発明は、電磁鋼板及びその製造方法に関し、さらに詳しくは、無方向性電磁鋼板及びその製造方法に関する。

無方向性電磁鋼板は、電気機器の鉄心の素材として利用される。電気機器はたとえば、ハイブリッド自動車、電気自動車、及び燃料電池自動車に搭載される駆動モータや、二輪車及び家庭用コージェネレーションシステムに搭載される小型発電機等である。これらの電気機器では、高いエネルギー効率、小型化及び高出力化が要求される。そのため、電気機器の鉄心として利用される無方向性電磁鋼板には、低い鉄損及び高い磁性密度が要求される。

鉄損を低くするための技術として、Ｓｉ及びＡｌ含有量の増加、鋼板の高純度化、板厚の薄手化、等の技術が採用されている。これらの技術のうち、高周波域での鉄損を最も低減する技術は板厚薄手化である。そのため、上記駆動モータに代表される、低鉄損化の要求の高い用途では、０．３５ｍｍ以下の板厚を有する薄手の無方向性電磁鋼板が利用されている。

一方、高い磁性密度を得るための技術として、再結晶集合組織制御が採用されている。再結晶集合組織制御では、鋼板面内において、磁化容易軸を含む結晶面を増加する。具体的には、再結晶集合組織制御では、鋼板面内において、磁化容易軸を含まない｛１１１｝面を抑制する。そして、板面内において、磁化容易軸を含む｛１１０｝面及び｛１００｝面を増加させる。より具体的には、二方向の磁化容易軸を有する｛１００｝＜００１＞方位（以下、Ｃｕｂｅ方位ともいう）、及び、一方向の磁化容易軸を有する｛１１０｝＜００１＞方位（以下、Ｇｏｓｓ方位ともいう）の集積度を高める。このような再結晶集合組織制御については、いわゆる二方向性電磁鋼板や一方向性電磁鋼板のみならず、無方向性電磁鋼板でも検討されている。

無方向性電磁鋼板において、Ｃｕｂｅ方位及びＧｏｓｓ方位の集積度を高める技術が、特開２０００−１６０２４８号公報（特許文献１）、特開２０００−１６０２４９号公報（特許文献２）、特開平１０−２２６８５４号公報（特許文献３）、特開２００１−１８１８０３号公報（特許文献４）、特開２０１２−３６４５４号公報（特許文献５）、特開２００４−２１８０３６号公報（特許文献６）及び特開２０００−１６０３０３号公報（特許文献７）に提案されている。

特許文献１〜特許文献４の無方向性電磁鋼板では、特殊な熱間圧延条件によりＧｏｓｓ方位の集積度を高める。具体的には、特許文献１及び特許文献２の無方向性電磁鋼板では、特殊な熱間圧延条件により｛５１０｝＜００１＞方位を集積する。そして、集積された｛５１０｝＜００１＞方位を利用して、Ｇｏｓｓ方位を発達させる。特許文献３の無方向性電磁鋼板では、特殊な熱間圧延条件により、Ｇｏｓｓ方位の集積強度がランダム組織の３倍以上となる集合組織が形成される。特許文献４では、熱延鋼板を冷間圧延後、仕上焼鈍前に、窒素分圧５ｖｏｌ％以上の雰囲気下において、８００〜１０００℃で再結晶焼鈍を実施して、無方向性電磁鋼板を製造する。これにより、特許文献４の無方向性電磁鋼板では、Ａｌ含有量が０．０２質量％以下であり、Ｇｏｓｓ方位の方位差が１５°以内である結晶粒の面積率が３０〜７０％となる。

特許文献１〜特許文献４では、特殊な熱間圧延条件により、Ｇｏｓｓ方位の集積度を増加させる。一方、特許文献５〜７では、化学組成を調整することにより、Ｇｏｓｓ方位の集積度を高める。

特許文献５に開示された無方向性電磁鋼板は、Ｐを含有することによりＧｏｓｓ方位を発達させる。具体的には、この文献に開示された無方向性電磁鋼板は、質量％で、Ｓｉ：１．５％以上３．５％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．１％以上２．５％以下およびＭｎ：０．０８％以上２．５％以下を下記式（１）を満足する範囲で含有し、さらに、Ｐ：０．０６％以上０．２０％以下、Ｓ：０．００２０％超０．００６％以下、Ｃ：０．００５％以下およびＮ：０．００５％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有する。ここで、式（１）は次のとおりである。
Ｓｉ＋２×ｓｏｌ．Ａｌ−Ｍｎ≧２．０ （１）

特許文献６に開示された無方向性電磁鋼板は、Ｓｎ及びＳｂを単独又は複合で含有することにより、Ｇｏｓｓ方位の集積度を高める。具体的には、この文献に開示された無方向性電磁鋼板は、質量％で、Ｃ：０．００５％以下、Ｓｉ：１．５％以下、Ａｌ：０．１〜１．０％もしくは０．００４％以下、Ｐ：０．２％以下、Ｍｎ：０．０５〜１．０％、Ｓ：０．０１％以下、Ｎ：０．００５％以下、Ｔｉ＋Ｖ＋Ｚｒ＝０．００１〜０．０１％、ＳｎもしくはＳｂをそれぞれ単独もしくは複合で０．０１〜０．０５％含み、熱延板焼鈍により、冷間圧延前の結晶粒径を３００〜２０００μｍとする。

特許文献７に開示された無方向性電磁鋼板は、Ｓｂ及びＳｎの少なくとも一方を含有する。具体的には、この文献に開示された無方向性電磁鋼板は、重量％で、Ｃ：０．００５％以下、Ｓｉ：１．０〜４．５％、Ｍｎ：０．０５〜１．５％、Ｐ：０．２％以下、Ｎ：０．００５％以下（０を含む）、Ａｌ：０．１〜１．５％、Ｓ：９ｐｐｍ以下（０を含む）、ＳｂとＳｎの少なくとも一方を、Ｓｂ＋Ｓｎで０．００１〜０．０３％含有し、残部が実質的にＦｅであり、板厚が０．１〜０．３ｍｍである。

特許文献８〜１４では、製造条件を制御することにより、無方向性電磁鋼板の磁気特性を高める。

具体的には、特許文献８に開示された無方向性電磁鋼板は、Ｓｉ：７％以下、Ｍｎ：０．０５〜４％、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０５％以下、Ａｌ：３％以下、Ｂ：０〜０．０１％、Ｓｂ及びＳｎのうちの１種又は２種を合計で０〜０．３％含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、板厚中心部の｛１００｝面の集積度がランダム比で３以上である厚さが１ｍｍ以下である。この文献に開示された無方向性電磁鋼板は、熱間圧延中の鋼とロールとの間に十分な潤滑を施して摩擦係数を０．２以下にすることにより製造される。

特許文献９に開示された無方向性電磁鋼板は、Ｃ：０．０１％以下、Ｓｉ：０．０５〜１％、Ｍｎ：０．０１〜１％、Ｐ：０．１５％以下、Ｓ：０．０３５％以下、Ａｌ：０．００３％以下、Ｂ：０〜０．０１％、Ｓｂ及びＳｎのうちの１種または２種を合計で０〜０．３％、全酸素：０．０２％以下、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼であって、鋼中のＭｎとＳの含有量の比率Ｍｎ／Ｓが１０以上、鋼中に存在する酸化物系介在物中のＭｎＯとＳｉＯ₂の重量比ＭｎＯ／ＳｉＯ₂が０．４３以下、板厚中心部の｛１００｝の集積度がランダム比で３以上である。この文献に開示された無方向性電磁鋼板は、熱間圧延中の鋼とロールとの間に十分な潤滑を施して摩擦係数を０．２以下とし、さらに、鋼中のＭｎＯの比率を低くすることにより製造される。

特許文献１０に開示された無方向性電磁鋼板は、Ｃ：０．００５％以下、Ｓｉ：０〜４．０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０〜４．０％、Ｍｎ：０．０５〜４．０％、Ｐ：０．１５％以下、Ｓ：０．０３５％以下、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼であって、鋼板面に平行な｛４１１｝面と｛２１１｝面の集積度の比Ｉ₄₁₁／Ｉ₂₁₁が１以上である。この文献に開示された無方向性電磁鋼板は、熱延鋼板を８０％以上の圧下率で冷間圧延して焼鈍するか、平均結晶粒径が６０μｍ以上で結晶粒径の変動係数が８０％以下である熱延鋼板を８０％以上の圧下率で冷間圧延して製造される。

特許文献１１に開示された無方向性電磁鋼板は、Ｃ：０．０４０％以下、Ｓｉ：０．０５〜４．０％、Ｍｎ：３．０％以下、Ａｌ：３．５％以下、Ｓ：０．０５５％以下、Ｐ：０．２５％以下、Ｎ：０．０４０％以下、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、（｛４１１｝＜１４８＞方位の集積強度）／（｛４１１｝＜０１１＞方位の集積強度）≧４．０、かつ（｛４１１｝＜１４８＞方位の集積強度）≧４．０を満たす。この文献に開示された無方向性電磁鋼板は、次の製造工程により製造される。表層部に未再結晶組織を含む熱延鋼板を冷間圧延する。さらに、熱間圧延における８５０℃以下の温度域での圧延において、圧下による累積歪みＨと、各パスの出側温度Ｔ（℃）と、最終パスを除く圧延パスにおいては圧延後次の圧延のパス開始までの時間ｔ（秒）、又は、最終パスの場合は最終パス圧延後水冷開始までの時間（秒）の関係が、Ｔ＜８５０−Ｈ×１０−ｔ×１０を満たす。これにより、上記集積強度の関係が満たされ、圧延方向から４５°方向の磁気特性が優れた無方向性電磁鋼板が製造される。

特許文献１２に開示された無方向性電磁鋼板は次の製造方法により製造される。０．１％≦Ｓｉ≦２．０％、Ａｌ≦１．０％、かつ、０．１％≦Ｓｉ＋２Ａｌ≦２．０％を満たし、Ｃ≦０．００４％、Ｓ≦０．００３％、Ｎ≦０．００３％、Ｐ≦０．０９％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなるスラブに対して、熱間圧延において粗圧延及び仕上げ圧延を施し熱延鋼板とする。熱延板を酸洗した後、１回の冷間圧延を実施して冷延鋼板とする。冷延鋼板に対して仕上げ焼鈍を実施する。上記製造工程において、仕上げ圧延のスラブ加熱温度ＳＴは７００〜１１５０℃であり、仕上げ熱延開始温度Ｆ０Ｔは６５０〜８５０℃であり、仕上熱延終了温度ＦＴは５５０〜８００℃である。この文献に開示された製造方法では、低コストで高磁束密度の無方向性電磁鋼板を製造できる。

特許文献１３に開示された無方向性電磁鋼板は、次の製造方法により製造される。０．１％≦Ｓｉ≦２．０％、Ａｌ≦１．０％、かつ、０．１％≦Ｓｉ＋２Ａｌ≦２．０％を満たし、Ｃ≦０．００４％、Ｓ≦０．００３％、Ｎ≦０．００３％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなるスラブに対して、熱間圧延において粗圧延及び仕上げ圧延を施し熱延鋼板とする。熱延板を酸洗した後、１回の冷間圧延を実施して冷延鋼板とする。冷延鋼板に対して仕上げ焼鈍を実施する。上記製造工程において、仕上げ圧延のスラブ加熱温度ＳＴは７００〜１１５０℃であり、仕上げ熱延開始温度Ｆ０Ｔは６５０〜８５０℃であり、仕上熱延終了温度ＦＴは５５０〜８００℃である。この文献に開示された製造方法では、低コストで高磁束密度の無方向性電磁鋼板を製造できる。

特許文献１４に開示された無方向性電磁鋼板は、Ｃ：０．００５ｍａｓｓ％以下、Ｓｉ：２〜４ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．０３〜３ｍａｓｓ％、Ｐ：０．０３〜０．２ｍａｓｓ％、Ｓ：０．００５ｍａｓｓ％以下、Ａｌ：０．０１ｍａｓｓ％以下およびＮ：０．００５ｍａｓｓ％以下を含有し、さらに、ＣａをＳに対する原子比（（Ｃａ（ｍａｓｓ％）／４０）／（Ｓ（ｍａｓｓ％）／３２））で０．５〜３．５の範囲で含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる化学組成を有し、板厚が０．１０〜０．２０ｍｍで、磁束密度Ｂ５０が１．７０Ｔ以上、かつ、鉄損Ｗ１０／４００が１２Ｗ／ｋｇ以下である。この文献に開示された無方向性電磁鋼板は、次の製造方法で製造される。上記化学組成を有する鋼スラブを熱間圧延し、冷間圧延し、仕上焼鈍する。冷間圧延の圧下率を８５％以上とし、冷延板の最終板厚を０．１０〜０．２０ｍｍとする。仕上焼鈍における７４０℃までを平均昇温速度１００℃／秒以上で急速加熱する。

特開２０００−１６０２４８号公報 特開２０００−１６０２４９号公報 特開平１０−２２６８５４号公報 特開２００１−１８１８０３号公報 特開２０１２−３６４５４号公報 特開２００４−２１８０３６号公報 特開２０００−１６０３０３号公報 特開平１１−１８９８５０号公報 特開平１１−２２９０９６号公報 特開平１１−３１０８５７号公報 特開２００６−４５６１３号公報 特開２０１０−１５５７号公報 特開２０１１−１１１６５８号公報 特開２０１４−１７３０９９号公報

ところで、低鉄損化を目的として鋼板の板厚を薄くするには、冷延圧下率を増加するのが好ましい。しかしながら、冷延圧下率を増加すれば、高磁束密度化に好ましくない結晶方位が発達する。したがって、低鉄損化を目的とした板厚薄手化は、高磁束密度化を目的とした再結晶集合組織制御と両立しにくい。つまり、無方向性電磁鋼板において、低鉄損化と高磁束密度化は両立しにくい。

また、特許文献１〜特許文献３に開示された無方向性電磁鋼板では、これらの特許文献の実施例に開示されるとおり、熱間圧延での仕上げ厚が０．８ｍｍと薄い。このような熱延板での板厚薄手化は、大きな負荷に耐えうる設備が必要であり、製造コストを高める。熱延板の板厚薄手化はさらに、生産性を低下する。そのため、これらの特許文献の製造方法を実操業に適用しにくい場合がある。また、特許文献４に開示された無方向性電磁鋼板では、一方向性電磁鋼板と同様に、二次再結晶焼鈍を実施する。したがって、二次再結晶焼鈍を実施しない通常の無方向性電磁鋼板と比較して、製造コストが高くなる。

特許文献５〜特許文献７の無方向性電磁鋼板では、特殊な製造工程は必須ではない。しかしながら、特許文献５に開示された無方向性電磁鋼板は、Ｐを多量に含有する。そのため、低鉄損化を目的として特許文献５の鋼にＳｉを多量に含有した場合や、高磁束密度化を目的として冷間圧延前の粒径を粗大化した場合、冷間圧延時の加工性が低下して割れが発生する場合がある。中間焼鈍を挟む２回の冷間圧延を実施する場合、冷間圧延時の割れを抑制できる。しかしながら、製造工程が増加するため、製造コストが高くなる。

特許文献６に開示された無方向性電磁鋼板では、上述のとおり、冷間圧延前の結晶粒を粗大化して磁束密度を高める。しかしながら、低鉄損化を目的として特許文献６の鋼板を薄くすれば、冷間圧延において割れが発生する場合がある。

特許文献７に開示された無方向性電磁鋼板では、上述のとおり、表層の窒素含有量を抑制して鉄損を低下する。しかしながら、高磁束密度化についての検討がされていない。そのため、特許文献７に開示された無方向性電磁鋼板では、低鉄損であっても磁束密度が十分に高くない場合がある。

特許文献８及び９に開示された無方向性電磁鋼板では、熱間圧延にて高めた｛１００｝が無方向性電磁鋼板に残存する。しかしながら、低鉄損化を目的とした板厚薄手化を実現するためには、熱延板の板厚を薄くしなければならない。このような熱延板での板厚薄手化は、大きな負荷に耐えうる設備が必要であり、製造コストを高める。さらに、生産性も低下する。特許文献９ではさらに、Ｓｉ含有量が低い。そのため、低鉄損化しにくい可能性がある。

特許文献１０に開示された無方向性電磁鋼板は、熱延鋼板を８０％以上の圧下率で冷間圧延して焼鈍するか、平均結晶粒径が６０μｍ以上で結晶粒径の変動係数が８０％以下である熱延鋼板を８０％以上の圧下率で冷間圧延して製造される。しかしながら、この文献の化学組成の鋼板の板厚を板厚薄手化により０．１５〜０．３０ｍｍとする場合、冷間圧延時の圧下率を高めても、低鉄損化しにくい場合がある。

特許文献１１に開示された無方向性電磁鋼板では、冷間圧延前に未再結晶組織を残存させることにより、文献に開示された集合組織を得る。しかしながら、未再結晶組織を残存させた場合には製品の表面性状が低下する場合がある。

特許文献１２及び１３に開示された無方向性電磁鋼板は、｛４１１｝面、｛１１１｝面および｛１００｝面の強度を制御することにより製造される。これらの結晶面の強度は、熱間圧延時のスラブ加熱温度、仕上熱延開始及び終了温度によって制御される。しかしながら、Ｓｉ含有量とＡｌ含有量との関係、及び、実施例に示されるとおり、これらの文献は、フェライトからオーステナイトへ変態する鋼の集合組織制御技術を開示するものである。したがって、これらの文献の集合組織制御技術を、フェライトからオーステナイトへの変態が生じない鋼に適用するのは困難である。

特許文献１４に開示された無方向性電磁鋼板は、仕上焼鈍時に急速加熱することにより製造される。しかしながら、この文献に開示された鋼のＡｌ含有量は低い。そのため、低鉄損化を目的として電気抵抗を高めるためにＳｉ含有量を高めた場合、冷間圧延時に割れが発生する可能性がある。

本発明の目的は、冷間圧延時の割れの発生を抑制しつつ、低鉄損化及び高磁束密度化の両立を実現できる無方向性電磁鋼板及びその製造方法を提供することである。

本発明による無方向性電磁鋼板は、質量％で、Ｓｉ：１．７％〜３．３％、Ａｌ：０．１％〜２．０％、Ｍｎ：０．０８％〜１．５％未満、Ｐ：０．０３％超〜０．１３％、Ｓｎ：０．０４％超〜０．１５％、Ｃｕ：０．１２％以下、Ｃ：０．００５％以下、Ｓ：０．００４０％以下、Ｎ：０．００５％以下、Ｃａ：０〜０．０３％、Ｍｇ：０〜０．０２％、及び、希土類元素：０〜０．１％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、式（１）を満たす化学組成を有する。上記鋼板の板厚は０．１５ｍｍ〜０．３０ｍｍである。鋼板面内において、式（２）〜式（４）を満たす。
Ｓｉ＋２×Ａｌ−Ｍｎ≧２．０ （１）
Ｂ５０ａｖｅ／Ｂｓ≧０．８１ （２）
Ｂ５０（４５°）／Ｂｓ≧０．７９ （３）
｛４１１｝＜１４８＞方位の集積強度／｛１１１｝＜１１２＞方位の集積強度≧０．６５ （４）
ここで、式（１）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。式（２）中のＢ５０ａｖｅは、式（５）で定義される。
Ｂ５０ａｖｅ＝［Ｂ５０（０°）＋２×｛（Ｂ５０（２２．５°）＋Ｂ５０（４５°）＋Ｂ５０（６７．５°）｝＋Ｂ５０（９０°）］／８、Ｂ５０（０°） （５）
式（３）及び式（５）において、Ｂ５０（Ｘ）は、磁化力が５０００（Ａ／ｍ）の場合における、圧延方向に対してＸ°方向での磁束密度（Ｔ）を意味する。

本発明による無方向性電磁鋼板の製造方法は、上述の化学組成を有する素材に対して熱間圧延を実施して熱延鋼板を製造する工程と、熱延鋼板に対して連続焼鈍を実施する連続焼鈍工程と、連続焼鈍された熱延鋼板に対して冷間圧延を実施して、板厚が０．１５ｍｍ〜０．３０ｍｍの冷延鋼板を製造する工程と、冷延鋼板に対して仕上焼鈍を実施する仕上焼鈍工程とを備える。連続焼鈍工程では、最高到達温度を９５０℃〜１０５０℃とし、９５０℃以上の温度域での保持時間ｔ１を１０秒〜１８０秒とし、保持時間ｔ１経過後、９５０℃未満〜９２０℃の温度域での保持時間ｔ２を２．５秒未満、９２０℃未満〜８００℃の温度域での保持時間ｔ３を１５秒〜１３０秒とし、その後、室温まで冷却する。仕上焼鈍工程では、仕上焼鈍温度を９５０℃〜１０５０℃とし、仕上焼鈍温度での保持時間ｔ４を１０秒〜１２０秒とする。

本発明による無方向性電磁鋼板は、冷間圧延時の割れの発生を抑制しつつ、低鉄損化及び高磁束密度化の両立を実現できる。また、本発明による製造方法は、冷間圧延時の割れの発生を抑制しつつ、低鉄損化及び高磁束密度化を両立できる無方向性電磁鋼板を製造できる。

図１は、Ｓｎ含有鋼及びＳｎ非含有鋼における、Ｐ含有量と、磁束密度Ｂ５０との関係を示す図である。

上述のとおり、板厚を薄くすれば（板厚薄手化）、低鉄損化を実現できる。しかしながら、板厚薄手化は、磁束密度を低下する。そこで、本発明者らは、板厚が０．１５ｍｍ〜０．３０ｍｍと薄い無方向性電磁鋼板において、磁束密度を高める方法について調査及び検討を行った。その結果、次の知見を得た。

無方向性電磁鋼板が適量のＰを含有すれば、磁束密度が増加する。そして、無方向性電磁鋼板がＰとともにＳｎを複合的に含有すればさらに、磁束密度が増加する。製造工程中の熱延板焼鈍において、後述する２段階連続焼鈍を実施すればさらに、磁束密度が高まる。以下、これらの点について詳述する。

図１は、Ｐ及びＳｎを含有する鋼板（Ｓｎ含有鋼という）とＰを含有するもののＳｎを含有しない鋼板（Ｓｎ非含有鋼という）とにおける、Ｐ含有量と磁束密度との関係を示す図である。図１は次の方法により得られた。

質量％でＳｉ：２．５％、Ａｌ：１．１％、Ｍｎ：０．２％を含有し、さらに、Ｐを０．０１〜０．１２％の範囲で含有する鋼Ａ〜鋼Ｅ（Ｓｎ非含有鋼）を真空溶解炉にて溶製した。鋼Ａ〜鋼ＥのＰ含有量はそれぞれ異なっていた。同様に、質量％でＳｉ：２．５％、Ａｌ：１．１％、Ｍｎ：０．２％、Ｐ：０．０１〜０．１２％を含有し、さらに、Ｓｎ：０．０５％を含有する鋼Ｆ〜鋼Ｊ（Ｓｎ含有鋼）を真空溶解炉にて溶製した。鋼Ｆ〜鋼ＪのＰ含有量はそれぞれ異なっていた。鋼Ａ〜鋼Ｊではいずれも、Ｃ含有量が０．００２〜０．００３％、Ｓ含有量が０．００２〜０．００３％、Ｎ含有量が０．００１５〜０．００２０％の範囲内であった。

各鋼Ａ〜鋼Ｊのインゴットを複数製造後、インゴットを熱間圧延して、板厚２．０ｍｍの熱延鋼板を製造した。製造された熱延鋼板に対して、連続焼鈍を模擬した熱処理を実施した。具体的には、熱延鋼板を１０００℃で９０秒保持した。その後、冷却速度２０℃／秒で室温まで冷却した。冷却時において、９５０℃未満〜９２０℃の温度域での保持時間は１．５秒であり、９２０℃未満〜８００℃の温度域での保持時間は６秒であった。なお、９５０℃以上での保持時間は９５秒であった。以下、このような熱処理を通常連続焼鈍処理という。

上記通常連続焼鈍処理を実施した後、熱延鋼板を冷間圧延して、厚さ０．１５ｍｍの冷延鋼板を製造した。冷延鋼板に対して仕上焼鈍処理を実施した。仕上焼鈍温度は１０００℃であり、仕上焼鈍温度での保持時間は１５秒であった。以上の製造工程により、鋼Ａ〜Ｊの無方向性電磁鋼板を製造した。

通常連続焼鈍処理により製造された各鋼Ａ〜Ｊの無方向性電磁鋼板から５５ｍｍ×５５ｍｍの単板試験片を採取した。単板試験片を用いて、後述の測定方法により、圧延方向の磁束密度Ｂ５０（０°）、圧延方向に対して９０°の方向の磁束密度Ｂ５０（９０°）を測定した。そして、測定された磁束密度Ｂ５０（０°）及びＢ５０（９０°）の平均磁束密度Ｂ５０_0-90を求めた。

さらに、鋼Ａ〜鋼Ｊを用いて、通常連続焼鈍処理とは異なる連続焼鈍処理を実施して、無方向性電磁鋼板を製造した。厚さ２．０ｍｍの各鋼Ａ〜鋼Ｊの熱延鋼板に対して、次の熱処理を実施した。初めに、熱延鋼板を１０００℃で９０秒保持した。その後、冷却速度２０℃／秒で８００℃まで冷却した。このとき、９５０℃以上での保持時間は９５秒であり、９５０℃未満〜９２０℃での保持時間は１．５秒であった。８００℃に到達した後さらに、８００℃で６０秒保持した。したがって、９２０℃未満〜８００℃での保持時間は６６秒であった。８００℃での保持時間経過後、冷却速度２０℃／秒で室温まで冷却した。以下、このように、９５０℃以上の温度域で所定時間保持した後、９２０℃未満〜８００℃の温度域でさらに所定時間保持する熱処理を２段階連続焼鈍処理という。

２段階連続焼鈍処理後の熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板を製造した。冷延鋼板に対して、仕上焼鈍温度１０００℃、保持時間１５秒で仕上焼鈍処理を実施し、無方向性電磁鋼板を製造した。

２段階連続焼鈍処理により製造された無方向性電磁鋼板に対しても、通常連続焼鈍処理により製造された場合と同じ方法で平均磁束密度Ｂ５０_0-90を求めた。得られた平均磁束密度Ｂ５０_0-90をプロットして、図１を得た。

図１中の「○」印は、通常連続焼鈍処理されたＳｎ非含有鋼（鋼Ａ〜Ｅ）の平均磁束密度Ｂ５０_0-90である。「□」印は、２段階連続焼鈍処理されたＳｎ非含有鋼の平均磁束密度Ｂ５０_0-90である。「●」印は、通常連続焼鈍処理されたＳｎ含有鋼（鋼Ｆ〜Ｊ）の平均磁束密度Ｂ５０_0-90である。「■」印は、２段階連続焼鈍処理されたＳｎ含有鋼（鋼Ｆ〜Ｊ）の平均磁束密度Ｂ５０_0-90である。

図１を参照して、いずれの鋼においても、Ｐ含有量の増加とともに、磁束密度が高くなる。さらに、ＰとともにＳｎを含有すれば（図１中●印、■印）、Ｓｎを含有しない場合（図１中○印、□印）よりも、磁束密度が高くなる。さらに、２段階連続焼鈍処理された鋼（たとえば■印）は、通常連続焼鈍処理された鋼（たとえば●印）よりも、磁束密度が高くなる。

２段階連続焼鈍処理されたＳｎ含有鋼（鋼Ｆ〜Ｊ）では、鋼板面内において、次の式（４）が満たされる。
｛４１１｝＜１４８＞方位の集積強度／｛１１１｝＜１１２＞方位の集積強度≧０．６５ （４）

集積強度比Ｆ４＝｛４１１｝＜１４８＞方位の集積強度／｛１１１｝＜１１２＞方位の集積強度と定義する。｛４１１｝＜１４８＞方位及び｛１１１｝＜１１２＞方位は共に、磁束密度の異方性が小さい方位である。しかしながら、｛４１１｝＜１４８＞方位は磁気特性向上に有利な方位であるのに対して、｛１１１｝＜１１２＞方位は磁気特性に悪影響を及ぼす方位である。これは、｛４１１｝＜１４８＞が面内に磁化容易軸に近い方向を含むのに対し、｛１１１｝＜１１２＞が面内に磁化容易軸を含まないことに起因する。

Ｆ４が０．６５以上である場合、鋼板面内において、磁気特性向上に有利である｛１１１｝＜１４８＞の割合が高く、磁気特性向上に不利な｛１１１｝＜１１２＞の割合が低い。そのため、磁束密度の異方性が抑制されつつ、磁束密度を高めることができる。鋼板がＰとともにＳｎを適量含有し、熱延鋼板に対して上述の２段階連続焼鈍処理を実施する。この場合、Ｐ及びＳｎが粒界に適切に偏析する。その後、冷間圧延及び仕上焼鈍を実施することにより、式（４）を満たす集合組織を有する無方向性電磁鋼板が得られる。

以上より、低鉄損化を目的として無方向性電磁鋼板の板厚を薄手化して０．１５ｍｍ〜０．３０ｍｍとした場合、無方向性電磁鋼板がＰとともにＳｎを複合含有し、さらに、２段階連続焼鈍処理により、鋼板面内において、式（４）を満たす組織を有することにより、低鉄損化及び高磁束密度化を両立できる。

Ｐ及びＳｎを複合含有させ、２段階連続焼鈍処理を実施することにより磁束密度が高まる理由については明確ではない。しかしながら、次の理由が考えられる。ＳｎもＰと同様に粒界に偏析する。Ｐ及びＳｎを含有した鋼板に対して、２段階連続焼鈍処理を実施すれば、Ｐ及びＳｎが適切に粒界に偏析する。偏析したこれらの元素は、粒界での変形拘束力を変化させ、不均一変形を助長する。このＰ及びＳｎの粒界偏析に起因した不均一変形により、磁束密度を高めるのに好ましい結晶方位の再結晶が促進される。その結果、式（４）を満たす組織が形成されると考えられる。また、粒界に偏析したＰ及びＳｎだけでなく、粒内に固溶するＰ及びＳｎも上記不均一変形に寄与すると考えられる。

本発明では、熱延板焼鈍処理として箱焼鈍を採用せずに、連続焼鈍を採用する。箱焼鈍では連続焼鈍と比較してＰ及びＳｎの粒界偏析が顕著となる。本発明では連続焼鈍（２段階連続焼鈍）を採用する。そのため、Ｐ及びＳｎの粒界偏析が適切に抑えられ、冷間加工時の割れの発生が抑制される。なお、本発明では連続焼鈍を採用することにより、箱焼鈍の場合よりも鋼板中のＰが粒界に偏析しにくい。しかしながら、本発明では、ＰとともにＳｎを含有することにより、十分な磁束密度を得ることができる。

上述のとおり、Ｐ及びＳｎを複合的に含有することにより、鋼板の磁束密度が高まる。しかしながら、上述のとおり、ＰとＳｎとは粒界に偏析する。この偏析により冷間加工性が低下し、冷間圧延時に鋼板が割れやすくなる可能性がある。

この点に関して本発明者が調査及び検討した結果、さらに次の知見を得た。Ｐ及びＳｎはいずれも冷間加工性を低下させる。そのため、Ｐ及びＳｎを複合的に含有した場合、冷間加工性に及ぼす表面性状の影響が顕著になる。これは、表面性状の低い部分が冷間加工時の割れの起点になりやすいことに起因しており、鋼板の表面性状を改善すれば、冷間加工性が改善され、冷間圧延時の割れの発生が抑制される。本発明の無方向性電磁鋼板の化学組成において、Ｃｕ含有量を抑制すれば、鋼板の表面性状が改善される。その結果、冷間加工時における割れの発生を抑制できる。

以上の知見に基づいて完成した本発明による無方向性電磁鋼板は、質量％で、Ｓｉ：１．７％〜３．３％、Ａｌ：０．１％〜２．０％、Ｍｎ：０．０８％〜１．５％未満、Ｐ：０．０３％超〜０．１３％、Ｓｎ：０．０４％超〜０．１５％、Ｃｕ：０．１２％以下、Ｃ：０．００５％以下、Ｓ：０．００４０％以下、Ｎ：０．００５％以下、Ｃａ：０〜０．０３％、Ｍｇ：０〜０．０２％、及び、希土類元素：０〜０．１％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、式（１）を満たす化学組成を有する。上記無方向性電磁鋼板の板厚は０．１５ｍｍ〜０．３０ｍｍであり、鋼板面内において、式（２）〜式（４）を満たす。
Ｓｉ＋２×Ａｌ−Ｍｎ≧２．０ （１）
Ｂ５０ａｖｅ／Ｂｓ≧０．８１ （２）
Ｂ５０（４５°）／Ｂｓ≧０．７９ （３）
｛４１１｝＜１４８＞方位の集積強度／｛１１１｝＜１１２＞方位の集積強度≧０．６５ （４）
ここで、式（１）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。式（２）中のＢ５０ａｖｅは、式（５）で定義される。
Ｂ５０ａｖｅ＝［Ｂ５０（０°）＋２×｛（Ｂ５０（２２．５°）＋Ｂ５０（４５°）＋Ｂ５０（６７．５°）｝＋Ｂ５０（９０°）］／８、Ｂ５０（０°） （５）
式（３）及び式（５）において、Ｂ５０（Ｘ）は、磁化力が５０００（Ａ／ｍ）の場合における、圧延方向に対してＸ°方向での磁束密度（Ｔ）を意味する。

上記化学組成は、Ｃａ：０．０００１〜０．０３％、Ｍｇ：０．０００１〜０．０２％、及び、希土類元素：０．０００１〜０．１％からなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。

本発明による無方向性電磁鋼板の製造方法は、上述の化学組成を有する素材に対して熱間圧延を実施して熱延鋼板を製造する工程と、熱延鋼板に対して連続焼鈍を実施する連続焼鈍工程と、連続焼鈍された熱延鋼板に対して冷間圧延を実施して、板厚が０．１５ｍｍ〜０．３０ｍｍの冷延鋼板を製造する工程と、冷延鋼板に対して仕上焼鈍を実施する仕上焼鈍工程とを備え、連続焼鈍工程では、最高到達温度を９５０℃〜１０５０℃とし、９５０℃以上の温度域での保持時間ｔ１を１０秒〜１８０秒とし、保持時間ｔ１経過後の冷却において、９５０℃未満〜９２０℃の温度域での保持時間ｔ２を２．５秒未満、９２０℃未満〜８００℃の温度域での保持時間ｔ３を１５秒〜１３０秒とし、その後さらに、室温まで冷却し、仕上焼鈍工程では、仕上焼鈍温度を９５０℃〜１０５０℃とし、仕上焼鈍温度での保持時間ｔ４を１０秒〜１２０秒とする。

以下、本発明による無方向性電磁鋼板について詳述する。元素に関する「％」は、特に断りがない限り、質量％を意味する。

［化学組成］
本発明による無方向性電磁鋼板の化学組成は、次の元素を含有する。

Ｓｉ：１．７％〜３．３％
シリコン（Ｓｉ）は鋼の電気抵抗を高め、鉄損を低減する。Ｓｉ含有量が１．７％未満であれば、この効果が得られない。一方、Ｓｉ含有量が３．３％を超えれば、鋼の磁束密度が低下する。Ｓｉ含有量が３．３％を超えればさらに、冷間加工性が低下し、冷間圧延時に鋼板に割れが発生する場合がある。したがって、Ｓｉ含有量は１．７〜３．３％である。Ｓｉ含有量の好ましい下限は１．９％であり、さらに好ましくは２．1％である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は３．２％であり、さらに好ましくは３．１％である。

Ａｌ：０．１％〜２．０％
アルミニウム（Ａｌ）は鋼の電気抵抗を高め、鉄損を低減する。Ａｌ含有量が０．１％未満であれば、上記効果が得られない。Ａｌ含有量が０．１％未満であればさらに、Ａｌ窒化物が微細に生成する。微細なＡｌ窒化物は、磁壁の移動を阻害したり、製造工程中における粒成長を阻害する。この場合、磁束密度が低下する。一方、Ａｌ含有量が２．０％を超えれば、磁束密度が低下する。したがって、Ａｌ含有量は０．１〜２．０％である。Ａｌ含有量の好ましい下限は０．２％であり、さらに好ましくは０．９％である。Ａｌ含有量の好ましい上限は１．８％であり、さらに好ましくは１．４％である。

Ｍｎ：０．０８％〜１．５％未満
マンガン（Ｍｎ）は鋼の電気抵抗を高め、鉄損を低減する。Ｍｎ含有量が０．０８％未満であれば、上記効果が得られない。Ｍｎ含有量が０．０８％未満であればさらに、Ｍｎ硫化物が微細に生成する。微細なＭｎ硫化物は、磁壁の移動を阻害したり、製造工程中における粒成長を阻害する。この場合、磁束密度が低下する。一方、Ｍｎ含有量が１．５％以上であれば、オーステナイト変態が生じやすくなり、磁束密度が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は０．０８〜１．５％未満である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．１０％であり、さらに好ましくは０．１１％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は１．４％であり、さらに好ましくは１．３％である。

Ｐ：０．０３％超〜０．１３％
リン（Ｐ）は鋼の磁束密度を高め、かつ、磁束密度の異方性を低減する。Ｐ含有量が０．０３％以下であれば、上記効果が得られない。一方、Ｐ含有量が０．１３％を超えれば、鋼の冷間加工性が低下し、冷間圧延時に鋼板が破断する可能性がある。したがって、Ｐ含有量は０．０３％超〜０．１３％である。Ｐ含有量の好ましい下限は０．０４％である。Ｐ含有量の好ましい上限は０．１０％未満である。

Ｓｎ：０．０４％超〜０．１５％
スズ（Ｓｎ）は鋼板の磁束密度を高める。Ｓｎが単独で含有される場合、ＳｎがＧｏｓｓ方位及びその近傍方位を発達させ、磁束密度の異方性を増加させる。しかしながら、Ｓｎが上記範囲のＰとともに含有されれば、磁束密度を高めつつ、磁束密度の異方性を低減できる。Ｓｎ含有量が０．０４％以下であれば、上記効果が得られない。一方、Ｓｎ含有量が高すぎれば、冷間圧延時に割れを生じる場合もある。また、製造工程中において粒成長が抑制され、磁束密度が低くなる。熱延板焼鈍を箱焼鈍で実施した場合、粒成長が顕著に抑制され磁束密度が低くなる。本発明では上述のとおり、熱延板焼鈍を連続焼鈍で実施することにより、箱焼鈍よりも粒成長を促進できる。そのため、Ｓｎ含有量の上限は０．１５％まで許容される。したがって、Ｓｎ含有量は０．０４％超〜０．１５％である。磁束密度をさらに高めるためのＳｎ含有量の好ましい下限は０．０５％超である。Ｓｎ含有量の好ましい上限は０．１４％であり、さらに好ましくは０．１３％である。

Ｃｕ：０．１２％以下
銅（Ｃｕ）は不純物である。Ｃｕは無方向性電磁鋼板の表面性状を低下する。本発明の無方向性電磁鋼板は上述のとおり、Ｐ及びＳｎを含有する。この場合、鋼板の表面性状は、冷間加工性に顕著な影響を与える。Ｃｕ含有量が０．１２％を超えれば、表面性状が低下し、冷間圧延時に割れが発生しやすくなり、本発明のＰ，Ｓｎによる磁束密度向上の効果がを得られない。したがって、Ｃｕ含有量は０．１２％以下である。Ｃｕ含有量の好ましい上限は０．１１％であり、さらに好ましくは０．１０％である。Ｃｕ含有量は低い方が好ましい。

Ｃ：０．００５％以下
炭素（Ｃ）は不純物である。Ｃは微細な炭化物を形成する。微細な炭化物は、磁壁の移動を阻害したり、製造工程中における粒成長を阻害する。そのため、磁束密度が低下するとともに鉄損が増加する。したがって、Ｃ含有量は０．００５％以下である。Ｃ含有量はなるべく低い方が好ましい。

Ｓ：０．００４０％以下
硫黄（Ｓ）は不純物である。Ｓは微細な硫化物を形成する。微細な硫化物は、磁壁の移動を阻害したり、製造工程中における粒成長を阻害する。そのため、磁束密度が低下するとともに鉄損が増加する。したがって、Ｓ含有量は０．００４０％以下である。Ｓ含有量の好ましい上限は０．００３０％であり、さらに好ましくは０．００２０％である。Ｓ含有量はなるべく低い方が好ましい。

Ｎ：０．００５％以下
窒素（Ｎ）は不純物である。Ｎは微細な窒化物を形成する。微細な窒化物は、磁壁の移動を阻害したり、製造工程中における粒成長を阻害する。そのため、磁束密度が低下するとともに鉄損が増加する。したがって、Ｎ含有量は０．００５％以下である。Ｎ含有量はなるべく低い方が好ましい。

本発明による無方向性電磁鋼板の化学組成の残部はＦｅ及び不純物である。ここで、不純物とは、無方向性電磁鋼板を工業的に製造するときに、原料としての鉱石、スクラップ、又は製造環境等から混入されるものであって、本発明の無方向性電磁鋼板に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。

上述の不純物以外の他の不純物はたとえば、Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｚｒである。これらの元素はいずれも、粒成長を抑制する場合がある。上記各元素の好ましい含有量はいずれも、０．０１％以下である。

［任意元素について］
本発明による無方向性電磁鋼板はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｃａ、Ｍｇ及び希土類元素（ＲＥＭ）からなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。

Ｃａ：０〜０．０３％、
Ｍｇ：０〜０．０２％、
ＲＥＭ：０〜０．１％
カルシウム（Ｃａ）、マグネシウム（Ｍｇ）及びＲＥＭはいずれも任意元素であり、含有されなくてもよい。これらの元素はいずれも、硫化物の形態を制御して磁束密度をさらに高める。これらの元素のいずれか１種以上が少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。一方、Ｃａ含有量、Ｍｇ含有量及びＲＥＭ含有量が高くとも効果は飽和するため、コストが増加して好ましくない。したがって、Ｃａ含有量は０〜０．０３％であり、Ｍｇ含有量は０〜０．０２％であり、ＲＥＭ含有量は０〜０．１％である。Ｃａ含有量の好ましい下限は０．００１％である。Ｍｇ含有量の好ましい下限は０．０００１％である。ＲＥＭ含有量の好ましい下限は０．０００１％である。

本明細書におけるＲＥＭは、Ｓｃ、Ｙ、及び、ランタノイド（原子番号５７番のＬａ〜７１番のＬｕ）の少なくとも１種以上を含有し、ＲＥＭ含有量は、これらの元素の合計含有量を意味する。

［式（１）について］
上記化学組成はさらに、式（１）を満たす。
Ｓｉ＋２×Ａｌ−Ｍｎ≧２．０ （１）
Ｆ１＝Ｓｉ＋２×Ａｌ−Ｍｎと定義する。Ｆ１はフェライト−オーステナイト変態の指標である。Ｆ１が２．０未満の場合、後述する仕上焼鈍処理において、フェライト域での焼鈍が困難となる。この場合、鉄損が高くなる。Ｆ１が２．０以上の場合、フェライト域での焼鈍が可能となる。そのため、無方向性電磁鋼板の鉄損を低く抑えることができる。

［板厚］
本発明による無方向性電磁鋼板の板厚は、０．１５〜０．３０ｍｍである。通常、板厚が薄くなれば、鉄損は低くなるものの、磁束密度が低くなる。しかしながら、本発明による無方向性電磁鋼板では、上述の化学組成及び後述の集合組織を有するため、板厚薄手化に伴う磁束密度低下を抑制できる。本発明の無方向性電磁鋼板の板厚の下限が０．１５ｍｍ以上であれば、低鉄損化及び高磁束密度化の両立が可能である。一方、板厚が０．３０ｍｍを超えれば、鉄損が過剰に増加する。したがって、板厚は０．１５〜０．３０ｍｍである。板厚の好ましい上限は０．２５ｍｍであり、さらに好ましくは０．２０ｍｍである。

本発明の無方向性電磁鋼板の板厚は次の方法で求める。鋼板のエッジから板幅中央に向かって３０ｍｍ以上離れた任意の点で板厚を測定する。板幅が６０ｍｍ未満の場合、鋼板の板幅中央の任意の点で板厚を測定する。測定には、精度０．００１ｍｍのマイクロメータを用いる。

［磁気特性］
本発明による無方向性電磁鋼板では、次の式（２）及び式（３）に規定された磁気特性を満たす。
Ｂ５０ａｖｅ／Ｂｓ≧０．８１ （２）
Ｂ５０（４５°）／Ｂｓ≧０．７９ （３）

［式（２）について］
式（２）において、Ｂ５０ａｖｅは、磁化力が５０００（Ａ／ｍ）の場合における、圧延方向に対して０°、２２．５°、４５°、６７．５°、及び９０°の方向での磁束密度（Ｔ）の平均値を意味する。

磁化力が５０００（Ａ／ｍ）の場合における圧延方向に対してＸ°方向での磁束密度をＢ５０（Ｘ°）と定義する。この場合、平均磁束密度Ｂ５０ａｖｅは次の式で定義される。
Ｂ５０ａｖｅ＝［Ｂ５０（０°）＋２×｛Ｂ５０（２２．５°）＋Ｂ５０（４５°）＋Ｂ５０（６７．５°）｝＋Ｂ５０（９０°）］／８
Ｂｓは飽和磁束密度（Ｔ）である。

Ｆ２＝Ｂ５０ａｖｅ／Ｂｓと定義する。磁束密度は、鋼板の集合組織だけでなく、飽和磁束密度Ｂｓにも依存する。Ｆ２は、飽和磁束密度に対する平均磁束密度の比であり、飽和磁束密度で規格化された磁束密度の指標である。

本発明の無方向性電磁鋼板はＦ２が０．８１以上であり、高い磁束密度を有する。Ｆ２の好ましい下限は０．８２である。

［式（３）について］
Ｆ３＝Ｂ５０（４５°）／Ｂｓと定義する。鋼板面内において、圧延方向から４５〜６７．５°方向の磁束密度は低くなりやすい。本発明では、Ｆ３が０．７９以上と高いため、高い磁束密度を得つつ、磁束密度の異方性を抑制できる。Ｆ３の好ましい下限は０．８０である。

［集合組織］
本発明の無方向性電磁鋼板では、鋼板面内において、式（４）を満たす。
｛４１１｝＜１４８＞方位の集積強度／｛１１１｝＜１１２＞方位の集積強度≧０．６５ （４）

集積強度比Ｆ４＝｛４１１｝＜１４８＞方位の集積強度／｛１１１｝＜１１２＞方位の集積強度と定義する。｛４１１｝＜１４８＞方位及び｛１１１｝＜１１２＞方位は共に、磁束密度の異方性が小さい方位である。しかしながら、｛４１１｝＜１４８＞方位は磁気特性向上に有利な方位であるのに対して、｛１１１｝＜１１２＞方位は磁気特性に悪影響を及ぼす方位である。これは、｛４１１｝＜１４８＞が面内に磁化容易軸に近い方向を含むのに対し、｛１１１｝＜１１２＞が面内に磁化容易軸を含まないことに起因する。

集積強度比Ｆ４が０．６５以上である場合、鋼板面内において、磁気特性向上に有利である｛４１１｝＜１４８＞の割合が高まる。そのため、平均磁束密度Ｂ５０ａｖｅが高まり、式（２）が満たされる。さらに、磁束密度の異方性が抑制され、式（３）が満たされる。Ｆ４の好ましい下限は０．８０であり、さらに好ましくは１．０である。

｛４１１｝＜１４８＞方位の集積強度と、｛１１１｝＜１１２＞方位の集積強度とは、次の方法で測定できる。無方向性電磁鋼板の板厚の１／４位置（鋼板表面から板厚方向に１／４位置）において、Ｘ線回折法により極点図を測定する。具体的には、無方向性電磁鋼板を板厚１／４位置まで弗酸と過酸化水素水により化学研磨によって減肉し、Ｘ線回折法により｛１１０｝、｛２００｝、｛２１１｝及び｛３１０｝極点図を測定する。その後、得られた極点図から級数展開法にて解析した結晶方位分布関数（ＯＤＦ）を用いる。展開次数は、例えば２２次とすればよい。

［製造方法］
上述の無方向性電磁鋼板の製造方法の一例について説明する。無方向性電磁鋼板の製造方法は、熱間圧延工程と、連続焼鈍工程と、冷間圧延工程と、仕上焼鈍工程とを備える。以下、各工程について詳述する。

［熱間圧延工程］
熱間圧延工程では、上記化学組成及び式（１）を満たす素材に対して熱間圧延を実施して熱延鋼板を製造する。

素材はたとえばインゴット又はスラブ（鋼片）である。素材の化学組成は上述の無方向性電磁鋼板の化学組成と同じであり、式（１）を満たす。インゴットは造塊法により製造される。スラブは連続鋳造法により製造されたものであってもよいし、連続鋳造法により製造された鋳片を分塊圧延して製造されたものであってもよい。

準備された素材（インゴット又はスラブ）を加熱炉に装入して加熱する。加熱された素材を加熱炉から抽出し、周知の設備を用いて熱間圧延を実施する。

素材の加熱温度は特に限定されない。熱間圧延性の観点から、素材の好ましい加熱温度は１０００℃〜１３００℃である。加熱温度のさらに好ましい下限は１０５０℃であり、さらに好ましい上限は１２５０℃である。分塊圧延によりスラブを製造した場合であって、分塊圧延後のスラブの温度が十分に高い場合、スラブを加熱炉に装入することなく、熱間圧延を実施してもよい。

熱間圧延の各種条件は特に限定されない。周知の条件を採用すれば足りる。たとえば、仕上げ温度は７００℃〜９５０℃であり、巻取り温度は７５０℃以下である。生産性の観点から、熱間圧延の好ましい仕上げ厚は、１．８〜２．８ｍｍである。仕上げ厚がこの範囲であれば、熱間圧延効率及び酸洗効率が高まる。

［連続焼鈍工程］
製造された熱延鋼板に対して、連続焼鈍処理を実施する（連続焼鈍工程）。本発明では、上述のとおり２段階連続焼鈍処理を実施することにより、磁束密度を高める。

連続焼鈍処理における最高到達温度Ｔｍａｘを９５０〜１０５０℃とする。最高到達温度Ｔｍａｘに達してから、室温まで冷却する。このとき、９５０℃以上の温度域での保持時間ｔ１を１０秒〜１８０秒とする。さらに、９５０℃未満の冷却（温度履歴）において、９５０℃未満〜９２０℃の温度域での保持時間ｔ２を２．５秒未満とし、９２０℃未満〜８００℃の温度域での保持時間ｔ３を１５秒〜１３０秒とする。その後、室温まで冷却する。要するに、本発明の２段階連続焼鈍処理では、９５０℃以上の温度域での保持時間ｔ１と、９２０℃未満〜８００℃の温度域での保持時間ｔ３とにおいて所定時間保持する。以下、２段階焼鈍処理の条件について詳述する。

［最高到達温度Ｔｍａｘ］９５０℃〜１０５０℃
２段階焼鈍処理において、最高到達温度Ｔｍａｘが１０５０℃を超えれば、設備への負荷が大きくなる。したがって、最高到達温度Ｔｍａｘは９５０〜１０５０℃である。

［９５０℃以上の温度域での保持時間ｔ１］１０秒〜１８０秒
焼鈍温度を最高到達温度Ｔｍａｘとした後、熱延鋼板を室温まで冷却する。このとき、９５０℃以上の温度域での保持時間ｔ１を１０〜１８０秒とする。保持時間ｔ１が１８０秒を超えると生産性が低下する。また、保持時間ｔ１が１０秒未満であれば、高い磁束密度が十分に得られない。保持時間ｔ１が１０〜１８０秒であれば、生産性を維持しつつ、高い磁束密度が得られる。

［９５０℃未満の温度履歴］
９５０℃未満の温度履歴において、次の条件にて冷却することにより、磁束密度が高まる。この理由は明確でないが、次の理由が考えられる。次の条件にて焼鈍することにより、Ｐ、Ｓｎの粒界への偏析が進行する。この場合、次工程の冷間圧延、及び仕上焼鈍処理後に、好ましい集合組織が発達する。温度が高い場合、粒界偏析は速く進行する。しかしながら、偏析可能な量（熱力学的な平衡偏析量）が低減する。温度が低い場合、偏析可能な量は増加するものの、粒界偏析の進行に時間がかかる。これらの観点から、９５０℃未満の冷却条件を次のとおりとする。

［９５０℃未満〜９２０℃の温度域での保持時間ｔ２］２．５秒未満
９５０℃未満〜９２０℃の温度域での保持時間ｔ２が２．５秒以上であれば、高い磁束密度が得られにくく、生産性も低下する。さらに、冷間圧延前の粒径が粗大化する。そのため、次工程の冷間圧延時に割れが発生する場合がある。したがって、保持時間ｔ２は２．５秒未満とする。

［９２０℃未満〜８００℃の温度域での保持時間ｔ３］１５秒〜１３０秒
９２０℃未満〜８００℃の温度域での保持時間ｔ３が１５秒未満であれば、高い磁束密度が十分に得られない。一方、保持時間ｔ３が１３０秒を超えれば、生産性が低下する。保持時間ｔ３が１５秒〜１３０秒であれば、生産性を維持しつつ、高い磁束密度が得られる。保持時間の好ましい下限は１８秒であり、さらに好ましくは２０秒である。

９２０℃未満〜８００℃の温度域において保持時間ｔ３経過後、室温まで冷却する。室温までの冷却方法は特に限定されない。

本発明では、上記条件にて連続焼鈍処理（２段階連続焼鈍処理）を実施する。これにより、生産性を維持しつつ、薄手の無方向性電磁鋼板の磁束密度を高めることができる。

偏析を進行させる観点からは箱焼鈍での実施でも可能である。しかしながら、箱焼鈍では生産性が低い。本発明では、生産性を高めるために、連続焼鈍により連続焼鈍を実施する。連続焼鈍では、箱焼鈍と比較して、Ｐの粒界偏析度合いが低いことに起因して磁束密度が低くなる場合がある。しかしながら、本発明ではＰとＳｎとを複合的に含有させることにより、磁束密度を十分に高めることができる。この磁束密度の向上は、粒界偏析だけでなく、粒内に固溶したＰ及びＳｎも寄与している。粒界偏析及びＰ及びＳｎの粒内固溶による磁束密度の向上は、上述の条件に基づく２段階連続焼鈍を実施することにより得られる。

［冷間圧延工程］
連続焼鈍後の熱延鋼板に対して、中間焼鈍を実施することなく、周知の冷間圧延を実施する。冷間圧延により、０．１５〜０．３０ｍｍの冷延鋼板を製造する。

［仕上焼鈍工程］
仕上焼鈍工程では、冷延鋼板に対して仕上焼鈍処理を実施する。仕上焼鈍処理における焼鈍温度（仕上焼鈍温度Ｔ４）は９５０℃〜１０５０℃である。仕上焼鈍温度Ｔ４での保持時間ｔ４は１０秒〜１２０秒である。仕上焼鈍温度Ｔ４が９５０℃未満である場合、又は、保持時間ｔ４が１０秒未満である場合、鉄損が十分に低くならない。一方、仕上焼鈍温度Ｔ４が１０５０℃を超えれば、設備への負荷が大きくなる。保持時間ｔ４が１２０秒を超えれば、生産性が低下する。

仕上焼鈍温度Ｔ４が９５０℃〜１０５０℃であり、保持時間ｔ４が１０〜１２０秒であれば、鉄損が十分に低くなる。さらに、設備負荷を抑え、生産性を維持できる。

以上の工程により、本発明による無方向性電磁鋼板が製造される。

［その他の工程］
上述の製造方法において、仕上焼鈍工程後にコーティング工程を実施してもよい。コーティング工程では、仕上焼鈍後の冷延鋼板の表面に、絶縁コーティングを施す。絶縁コーティングの種類は特に限定されない。絶縁コーティングは有機成分であってもよいし、無機成分であってもよい、絶縁コーティングは、有機成分と無機成分とを含有してもよい。無機成分はたとえば、重クロム酸−ホウ酸系、リン酸系、シリカ系等である。有機成分はたとえば、一般的なアクリル系、アクリルスチレン系、アクリルシリコン系、シリコン系、ポリエステル系、エポキシ系、フッ素系の樹脂である。塗装性を考慮した場合、好ましい樹脂は、エマルジョンタイプの樹脂である。加熱及び／又は加圧することにより接着能を発揮する絶縁コーティングを施してもよい。接着能を有する絶縁コーティングはたとえば、アクリル系、フエノール系、エポキシ系、メラミン系の樹脂である。

以下、実施例を例示して、本発明の具体例を説明する。なお、本発明は、以降に説明する実施例に限定されない。

［実施例１］
表１の化学組成を有する溶鋼を製造した。

上記鋼番号の化学組成において、Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ及びＺの含有量は不純物レベル（０．０１％以下）であった。

溶鋼を用いてスラブを製造した。スラブを加熱炉に装入し、１０５０〜１２５０℃で加熱した。加熱後のスラブに対して熱間圧延を実施して、板厚２．０ｍｍの熱延鋼板を製造した。

熱延鋼板に対して、連続焼鈍を実施した。このとき、いずれの試験番号においても、最高到達温度は１０００℃であった。１０００℃で４０秒保持した後、２０℃／秒の冷却速度で８２０℃になるまで、熱延鋼板を冷却した。このとき、９５０℃以上の保持時間ｔ１は４５秒であり、９５０℃未満〜９２０℃の温度域での保持時間ｔ２は１．５秒であった。８２０℃になった後、８２０℃で９０秒保持した。ことのき、９２０℃未満〜８００℃の温度域での保持時間ｔ３は９６秒であった。保持時間ｔ３経過後、室温まで冷却した。

連続焼鈍後の熱延鋼板に対して冷間圧延を実施して、板厚０．１５ｍｍの冷延鋼板を製造した。製造された冷延鋼板に対して、仕上焼鈍を実施した。仕上焼鈍温度Ｔ４は１０００℃であり、保持時間ｔ４は３０秒であった。

以上の製造方法により各鋼番号の無方向性電磁鋼板を製造した。

［評価試験］
各鋼番号の無方向性電磁鋼板に対して、次の評価試験を実施した。

［磁束密度測定及び鉄損測定試験］
各試験番号の無方向性電磁鋼板から、打ち抜き加工により、５５ｍｍ角の単板試験片を作製した。

単板磁気測定器を用いて、上述の方法により、圧延方向からＸ°（Ｘ＝０、２２．５、４５、６７．５、９０）方向の磁束密度Ｂ５０（Ｘ°）を測定した。飽和磁束密度ＢｓはＳｉ、Ｍｎ、Ａｌの含有量（質量％）を用い、次の式で求めた。
Ｂｓ＝２．１５６１−０．０４１３×Ｓｉ−０．０１９８×Ｍｎ−０．０６０４×Ａｌ

さらに、鉄損Ｗ_10/800を次の方法で求めた。単板試験片を、８００Ｈｚにて１．０Ｔに磁化した。磁化された単板試験片の鉄損Ｗ_10/800（Ｗ／ｋｇ）を、上記単板磁気測定器を用いて測定した。得られた結果を表２に示す。

［集積強度比測定試験］
各試験番号の無方向性電磁鋼板を化学研磨により板厚１／４位置まで減肉し、上述の方法により、集積強度比Ｆ４を求めた。得られた結果を表２に示す。

［評価結果］

表１及び表２を参照して、鋼番号１７〜３０の化学組成は適切であり、Ｆ１は式（１）を満たした。さらに、集積強度比Ｆ４が式（４）を満たした。その結果、これらの鋼番号の無方向性電磁鋼板では、Ｆ２が式（２）を満たし、Ｆ３が式（３）を満たした。さらに、鉄損Ｗ_10/800はいずれも２７．０（Ｗ／ｋｇ）以下と低かった。

一方、鋼番号１では、Ｓｉ含有量が低すぎ、Ｆ１が式（１）を満たさなかった。さらに、Ｓｎ含有量が低すぎた。そのため、集積強度比Ｆ４が式（４）を満たさなかった。その結果、Ｆ２が式（２）を満たさず、Ｆ３が式（３）を満たさず、磁束密度が低かった。さらに、鉄損Ｗ_10/800も本発明例（鋼番号１７〜３０）よりも高かった。

鋼番号２では、Ｓｉ含有量が高すぎた。そのため、冷間圧延時に鋼板に割れが発生し、冷間加工性が低かった。割れが発生したため、その後の評価試験は中止した。

鋼番号３では、Ｍｎ含有量が高すぎ、Ｆ１が式（１）を満たさなかった。さらに、Ｓｎ含有量が低すぎた。そのため、集積強度比Ｆ４が式（４）を満たさなかった。その結果、Ｆ２が式（２）を満たさず、Ｆ３が式（３）を満たさず、磁束密度が低かった。さらに、鉄損Ｗ１０／８００も本発明例（鋼番号１７〜３０）よりも高かった。

鋼番号４では、Ａｌ含有量及びＳｎ含有量が低すぎた。そのため、集積強度比Ｆ４が式（４）を満たさなかった。その結果、Ｆ２が式（２）を満たさず、Ｆ３が式（３）を満たさず、磁束密度が低かった。さらに、鉄損Ｗ_10/800も本発明例（鋼番号１７〜３０）よりも高かった。

鋼番号５では、Ａｌ含有量及びＣ含有量が高すぎた。さらに、Ｐ含有量及びＳｎ含有量が低すぎた。そのため、集積強度比Ｆ４が式（４）を満たさなかった。その結果、Ｆ２が式（２）を満たさず、Ｆ３が式（３）を満たさず、磁束密度が低かった。さらに、鉄損Ｗ１０／８００も本発明例（鋼番号１７〜３０）よりも高かった。

鋼番号６では、Ｓｎ含有量が低すぎ、Ｓ含有量が高すぎた。鋼番号７では、Ｓｎ含有量が低すぎ、Ｎ含有量が高すぎた。そのため、集積強度比Ｆ４が式（４）を満たさなかった。その結果、Ｆ２が式（２）を満たさず、Ｆ３が式（３）を満たさず、磁束密度が低かった。さらに、鉄損Ｗ１０／８００も本発明例（鋼番号１７〜３０）よりも高かった。

鋼番号８では、Ｐ含有量が高すぎた。そのため、冷間圧延時に鋼板に割れが発生し、冷間加工性が低かった。割れが発生したため、その後の評価試験は中止した。

鋼番号９では、Ｃｕ含有量が高すぎた。そのため、冷間圧延時に鋼板に割れが発生し、冷間加工性が低かった。割れが発生したため、その後の評価試験は中止した。

鋼番号１０では、Ｐ含有量及びＳｎ含有量が低かった。そのため、集積強度比Ｆ４が式（４）を満たさなかった。そのため、Ｆ２が式（２）を満たさず、Ｆ３が式（３）を満たさず、磁束密度が低かった。

鋼番号１１では、Ｃｕ含有量のみが高すぎた。そのため、冷間圧延時に鋼板に割れが発生し、冷間加工性が低かった。割れが発生したため、その後の評価試験は中止した。

鋼番号１２では、Ｓｎ含有量のみが低すぎた。そのため、集積強度比Ｆ４が式（４）を満たさなかった。そのため、Ｆ２が式（２）を満たさず、Ｆ３が式（３）を満たさず、磁束密度が低かった。

鋼番号１３では、Ｓｎ含有量のみが高すぎた。そのため、冷間圧延時に鋼板に割れが発生し、冷間加工性が低かった。割れが発生したため、その後の評価試験は中止した。

鋼番号１４では、Ｐ含有量のみが低すぎた。そのため、集積強度比Ｆ４が式（４）を満たさなかった。そのため、Ｆ２が式（２）を満たさず、Ｆ３が式（３）を満たさず、磁束密度が低かった。

鋼番号１５では、Ｐ含有量のみが高すぎた。そのため、冷間圧延時に鋼板に割れが発生し、冷間加工性が低かった。割れが発生したため、その後の評価試験は中止した。

鋼番号１６では、Ｆ１が式（１）を満たさなかった。そのため、鉄損Ｗ_10/800が本発明例（鋼番号１７〜３０）よりも高かった。

［実施例２］
表１中の鋼番号１０及び２５の熱延鋼板（板厚２．０ｍｍ）を用いて、種々の条件で連続焼鈍処理を実施して、磁束密度及び鉄損について調査した。

具体的には、表３に示す試験番号２−１〜２−２０の熱延鋼板に対して、条件Ａ〜Ｊの連続焼鈍処理を実施した。条件Ａ〜Ｊの詳細は表４に示すとおりであった。

具体的には、条件Ａでは、最高到達温度Ｔｍａｘを１０００℃とし、最高到達温度Ｔｍａｘで４０秒保持した。その後、鋼板を室温まで冷却した。このとき、９５０℃以上の温度域での保持時間ｔ１は４５秒であった。９５０℃未満〜９２０℃の温度域での保持時間ｔ２は３．０秒であった。９２０℃未満〜８００℃の温度域での保持時間ｔ３は１２秒であった。保持時間ｔ３経過後、室温まで鋼板を冷却した。

条件Ｂでは、最高到達時間Ｔｍａｘを１０００℃とし、最高到達温度Ｔｍａｘで４０秒保持した。その後、鋼板を室温まで冷却した。このとき、保持時間ｔ１を４５秒、保持時間ｔ２を０．８秒、保持時間ｔ３を１１０秒とした。保持時間ｔ３経過後、室温まで鋼板を冷却した。

条件Ｃでは、最高到達時間Ｔｍａｘを９００℃とし、最高到達温度Ｔｍａｘで４０秒保持した。その後、鋼板を室温まで冷却した。Ｔｍａｘが９００℃のため、保持時間ｔ１及び保持時間ｔ２はなく、保持時間ｔ３を５秒とした。保持時間ｔ３経過後、室温まで鋼板を冷却した。

条件Ｄでは、最高到達時間Ｔｍａｘを９５０℃とし、最高到達時間Ｔｍａｘで５秒保持した。その後、鋼板を室温まで冷却した。このとき、保持時間ｔ１を５秒、保持時間ｔ２を２．０秒、保持時間ｔ３を６秒とした。保持時間ｔ３経過後、室温まで鋼板を冷却した。

条件Ｅでは、最高到達時間Ｔｍａｘを１０００℃とし、最高到達時間Ｔｍａｘで４０秒保持した。その後、鋼板を室温まで冷却した。このとき、保持時間ｔ１を４５秒、保持時間ｔ２を０．８秒、保持時間ｔ３を２０秒とした。保持時間ｔ３経過後、室温まで鋼板を冷却した。

条件Ｆでは、最高到達時間Ｔｍａｘを１０００℃とし、最高到達時間Ｔｍａｘで４０秒保持した。その後、鋼板を室温まで冷却した。このとき、保持時間ｔ１を４５秒、保持時間ｔ２を０．８秒、保持時間ｔ３を２６秒とした。保持時間ｔ３経過後、室温まで鋼板を冷却した。

条件Ｇでは、最高到達時間Ｔｍａｘを１０００℃とし、最高到達時間Ｔｍａｘで１秒保持した。その後、鋼板を室温まで冷却した。このとき、保持時間ｔ１を７秒、保持時間ｔ２を０．８秒、保持時間ｔ３を１５秒とした。保持時間ｔ３経過後、室温まで鋼板を冷却した。

条件Ｈでは、最高到達時間Ｔｍａｘを１０００℃とし、最高到達時間Ｔｍａｘで１００秒保持した。その後、鋼板を室温まで冷却した。このとき、保持時間ｔ１を１０５秒、保持時間ｔ２を２０秒、保持時間ｔ３を１５秒とした。保持時間ｔ３経過後、室温まで鋼板を冷却した。

条件Ｉでは、最高到達時間Ｔｍａｘを１０００℃とし、最高到達時間Ｔｍａｘで４０秒保持した。その後、鋼板を室温まで冷却した。このとき、保持時間ｔ１を４５秒、保持時間ｔ２を１秒、保持時間ｔ３を５秒とした。保持時間ｔ３経過後、室温まで鋼板を冷却した。

条件Ｊでは、最高到達時間Ｔｍａｘを１０００℃とし、最高到達時間Ｔｍａｘで２００秒保持した。その後、鋼板を室温まで冷却した。このとき、保持時間ｔ１を２０５秒、保持時間ｔ２を０．８秒、保持時間ｔ３を１００秒とした。保持時間ｔ３経過後、室温まで鋼板を冷却した。

上記条件で連続焼鈍処理を実施した後、熱延鋼板を冷間圧延して、表３に示す板厚（０．１５ｍｍ〜０．３５ｍｍ）の冷延鋼板を製造した。冷延鋼板に対して仕上焼鈍処理を実施して、無方向性電磁鋼板を製造した。仕上焼鈍温度Ｔ４及び仕上焼鈍温度Ｔ４での保持時間ｔ４は、表３に示すとおりであった。

製造された無方向性電磁鋼板に対して、実施例１と同じ方法で評価試験を実施して、Ｆ２〜Ｆ４及び鉄損Ｗ_10/800（Ｗ／ｋｇ）を求めた。

［評価結果］
評価結果を表３に示す。表３を参照して、試験番号２−５、２−１１、２−１３、２−１５の鋼板の化学組成は適切であり、連続焼鈍処理の条件（Ｂ、Ｅ及びＦ）も適切であった。そのため、Ｆ４は式（４）を満たした。その結果、Ｆ２は式（２）を満たし、Ｆ３は式（３）を満たし、磁束密度が高かった。さらに、鉄損Ｗ_10/800はいずれも２７．０Ｗ／ｋｇ以下と低かった。

一方、試験番号２−１、２−２、２−３、２−１４及び２−１６の鋼板の化学組成では、Ｐ含有量及びＳｎ含有量が低かった。そのため、Ｆ４が式（４）を満たさず、Ｆ２が式（２）を満たさず、Ｆ３が式（３）を満たさず、磁束密度が低かった。

試験番号２−４及び２−１２では、連続焼鈍処理で利用した条件Ａにおいて、９５０℃未満〜９２０℃の温度域での保持時間ｔ２が長すぎ、かつ、９２０℃未満〜８００℃の温度域での保持時間ｔ３が短すぎた。そのため、Ｆ４が式（４）を満たさなかった。そのため、Ｆ３が式（３）を満たさず、磁束密度に異方性が生じた。

試験番号２−６では、鋼板の板厚が０．３５ｍｍと厚かった。そのため、Ｆ４が式（４）を満たさなかった。その結果、Ｆ３が式（３）を満たさず、磁束密度に異方性が生じた。さらに、鉄損Ｗ_10/800が本発明例（試験番号２−５、２−１１、２−１３、２−１５）と比較して高かった。

試験番号２−７では、連続焼鈍処理で利用した条件Ｃにおいて、最高到達温度が低く、かつ、９２０℃未満〜８００℃の温度域での保持時間ｔ３が短かった。そのため、Ｆ４が式（４）を満たさなかった。その結果、Ｆ２が式（２）を満たさず、Ｆ３が式（３）を満たさず、磁束密度が低かった。さらに、鉄損Ｗ_10/800が本発明例（試験番号２−５、２−１１、２−１３、２−１５）と比較して高かった。

試験番号２−８では、連続焼鈍処理で利用した条件Ｄにおいて、９５０℃以上の温度域での保持時間ｔ１が短すぎ、かつ、９２０℃未満〜８００℃の温度域での保持時間ｔ３も短すぎた。そのため、Ｆ４が式（４）を満たさなかった。その結果、Ｆ２が式（２）を満たさず、Ｆ３が式（３）を満たさず、磁束密度が低かった。さらに、鉄損Ｗ_10/800が本発明例（試験番号２−５、２−１１、２−１３、２−１５）と比較して高かった。

試験番号２−９では、仕上焼鈍温度Ｔ４が低すぎた。そのため、Ｆ４が式（４）を満たさなかった。その結果、Ｆ２が式（２）を満たさず、Ｆ３が式（３）を満たさず、磁束密度が低かった。さらに、鉄損Ｗ_10/800が本発明例（試験番号２−５、２−１１、２−１３、２−１５）と比較して高かった。

試験番号２−１０では、仕上焼鈍温度Ｔ４での保持時間ｔ４が短すぎた。そのため、Ｆ４が式（４）を満たさなかった。その結果、Ｆ２が式（２）を満たさず、Ｆ３が式（３）を満たさず、磁束密度が低かった。さらに、鉄損Ｗ_10/800が本発明例（試験番号２−５、２−１１、２−１３、２−１５）と比較して高かった。

試験番号２−１７では、連続焼鈍処理で利用した条件Ｇにおいて、９５０℃以上の温度域での保持時間ｔ１が短すぎた。そのため、Ｆ４が式（４）を満たさなかった。その結果、Ｆ２が式（２）を満たさず、Ｆ３が式（３）を満たさず、磁束密度が低かった。さらに、鉄損Ｗ_10/800が本発明例（試験番号２−５、２−１１、２−１３、２−１５）と比較して高かった。

試験番号２−１８では、連続焼鈍処理で利用した条件Ｈにおいて、９５０℃未満〜９２０℃の温度域での保持時間ｔ２が長すぎた。そのため、冷間圧延時に鋼板に割れが発生し、冷間加工性が低かった。割れが発生したため、その後の評価試験は中止した。

試験番号２−１９では、連続焼鈍処理で利用した条件Ｉにおいて、９５０℃未満〜８００℃の温度域での保持時間ｔ３が短すぎた。そのため、Ｆ４が式（４）を満たさなかった。その結果、Ｆ３が式（３）を満たさず、磁束密度の異方性が高かった。さらに、鉄損Ｗ_10/800が本発明例（試験番号２−５、２−１１、２−１３、２−１５）と比較して高かった。

試験番号２−２０では、連続焼鈍処理で利用した条件Ｊにおいて、９５０℃以上の温度域での保持時間ｔ1が長すぎた。そのため、冷間圧延時に鋼板に割れが発生し、冷間加工性が低かった。割れが発生したため、その後の評価試験は中止した。

以上、本発明の実施の形態を説明した。しかしながら、上述した実施の形態は本発明を実施するための例示に過ぎない。したがって、本発明は上述した実施の形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施の形態を適宜変更して実施することができる。

Claims (3)

1. 質量％で、
   Ｓｉ：１．７％〜３．３％、
   Ａｌ：０．１％〜２．０％、
   Ｍｎ：０．０８％〜１．５％未満、
   Ｐ：０．０３％超〜０．１３％、
   Ｓｎ：０．０４％超〜０．１５％、
   Ｃｕ：０．１２％以下、
   Ｃ：０．００５％以下、
   Ｓ：０．００４０％以下、
   Ｎ：０．００５％以下、
   Ｃａ：０〜０．０３％、
   Ｍｇ：０〜０．０２％、及び、
   希土類元素：０〜０．１％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、式（１）を満たす化学組成を有し、
   板厚が０．１５ｍｍ〜０．３０ｍｍであり、
   鋼板面内において、式（２）〜式（４）を満たす、無方向性電磁鋼板。
   Ｓｉ＋２×Ａｌ−Ｍｎ≧２．０ （１）
   Ｂ５０ａｖｅ／Ｂｓ≧０．８１ （２）
   Ｂ５０（４５°）／Ｂｓ≧０．７９ （３）
   ｛４１１｝＜１４８＞方位の集積強度／｛１１１｝＜１１２＞方位の集積強度≧０．６５ （４）
   ここで、式（１）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。式（２）中のＢ５０ａｖｅは、式（５）で定義される。
   Ｂ５０ａｖｅ＝［Ｂ５０（０°）＋２×｛（Ｂ５０（２２．５°）＋Ｂ５０（４５°）＋Ｂ５０（６７．５°）｝＋Ｂ５０（９０°）］／８、Ｂ５０（０°） （５）
   式（３）及び式（５）において、Ｂ５０（Ｘ）は、磁化力が５０００（Ａ／ｍ）の場合における、圧延方向に対してＸ°方向での磁束密度（Ｔ）を意味する。
2. 請求項１に記載の無方向性電磁鋼板であって、
   Ｃａ：０．０００１〜０．０３％、
   Ｍｇ：０．０００１〜０．０２％、及び、
   希土類元素：０．０００１〜０．１％からなる群から選択される１種又は２種以上を含有する、無方向性電磁鋼板。
3. 請求項１又は請求項２に記載の化学組成を有する素材に対して熱間圧延を実施して熱延鋼板を製造する工程と、
   前記熱延鋼板に対して連続焼鈍を実施する連続焼鈍工程と、
   前記連続焼鈍された前記熱延鋼板に対して冷間圧延を実施して、板厚が０．１５ｍｍ〜０．３０ｍｍの冷延鋼板を製造する工程と、
   前記冷延鋼板に対して仕上焼鈍を実施する仕上焼鈍工程とを備え、
   前記連続焼鈍工程では、最高到達温度を９５０℃〜１０５０℃とし、９５０℃以上の温度域での保持時間ｔ１を１０秒〜１８０秒とし、保持時間ｔ１経過後、９５０℃未満〜９２０℃の温度域での保持時間ｔ２を２．５秒未満、９２０℃未満〜８００℃の温度域での保持時間ｔ３を１５秒〜１３０秒とし、その後、室温まで冷却し、
   前記仕上焼鈍工程では、仕上焼鈍温度を９５０℃〜１０５０℃とし、前記仕上焼鈍温度での保持時間ｔ４を１０秒〜１２０秒とする、無方向性電磁鋼板の製造方法。

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