JP2018021242A - 無方向性電磁鋼板、無方向性電磁鋼板の製造方法及びモータコアの製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】コスト性及び絶縁被膜の密着性を維持しつつ、鉄損及び強度の更なる向上を実現すること。【解決手段】本発明の無方向性電磁鋼板は、質量％で、Ｃ：０．００１０％〜０．００５０％、Ｓｉ：２．５％〜４．０％、Ａｌ：０．１％〜２．０％、Ｍｎ：０．０５％〜２．０％、Ｐ：０．００５％〜０．１５％、Ｓ：０．０００１％〜０．００３０％、Ｔｉ：０．０００５〜０．００３０％、Ｎ：０．００１０〜０．００３０％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、地鉄の板厚が０．１０ｍｍ以上０．３５ｍｍ以下であり、地鉄中の平均結晶粒径が５０μｍ以下であり、地鉄表面からの深さ方向でのＡｌ濃度について式（１）に示す関係式を満足する鋼板と、鋼板の表面に位置する絶縁被膜とを備え、絶縁被膜の付着量が４００ｍｇ／ｍ２以上１２００ｍｇ／ｍ２以下であり、絶縁被膜中の２価及び３価のＦｅの含有量が１０ｍｇ／ｍ２以上２５０ｍｇ／ｍ２以下である。【選択図】図３

Description

本発明は、無方向性電磁鋼板、無方向性電磁鋼板の製造方法及びモータコアの製造方法に関する。

昨今、地球環境問題が注目されており、省エネルギーへの取り組みに対する要求は、一段と高まってきており、なかでも電気機器の高効率化は、近年強く要望されている。このため、モータ又は変圧器等の鉄心材料として広く使用されている無方向性電磁鋼板においても、磁気特性の向上に対する要請が更に強まっている。近年、モータの高効率化が進展する電気自動車やハイブリッド自動車用のモータ、及び、コンプレッサ用モータにおいては、その傾向が顕著である。

上記のような各種モータのモータコアは、固定子であるステータ、及び、回転子であるロータから構成される。かかるモータコアを製造する際には、無方向性電磁鋼板をモータコアの形状に打ち抜いて積層した後に、コア焼鈍（「歪取り焼鈍」とも呼ばれる。）を実施することで行われる。かかるコア焼鈍は、一般的に、窒素を含んだ雰囲気中で実施されるが、かかるコア焼鈍時に鋼板が窒化してしまい、鉄損が劣化してしまうという問題がある。

鋼板の窒化による鉄損の劣化は、窒化によって鋼板に取り込まれてしまったＮと、鋼中のＡｌとが結合することによってＡｌＮの析出物が生じ、かかる析出物が磁壁移動を阻害することで生じているものと考えられている。そこで、例えば以下の特許文献１では、鋼板の表面にＡｌを濃化させてＡｌ酸化物により鋼板表面を覆うことで、歪取り焼鈍時の鋼板の窒化を防ぎ、鉄損の劣化を抑制する技術が提案されている。

特開平１０−１８３３１０号公報

ここで、上記のような各種の用途に用いられるモータのモータコアは、通常、同一の鋼板から、円形のブランクをロータ用に打ち抜くとともに、円形のブランクを打ち抜いた後の外周から、リング状のブランクをステータ用に打ち抜いている。ここで、モータコアの更なる高出力化及び低損失化を図るに当たって、本発明者らが検討を行った結果、以下のような課題が存在することが明らかとなった。

まず、ステータについては、主にロータ回転時の損失低減に重きが置かれ、各種の検討が行われているが、打ち抜き加工時に歪が入り、損失が増加する。鋼板の損失低減及び加工歪の除去には、歪取り焼鈍が必要となるが、鋼板粒径が板厚に対して大きい場合には、粒界に存在する歪を解消するために、歪取り焼鈍温度を高くする必要があった。

また、ロータについては、主に回転数が大きくなる場合に、回転に伴う遠心力に耐えうるように、機械的強度をより増加させることが重要となる。ここで、鋼板粒径が板厚に対して大きい場合には、鋼板の固溶強化が強度増加の主な手段となるが、鋼板の合金成分を調整することでしか制御することができない。しかしながら、鋼板に固溶強化させるための添加元素の種類と添加量には、鋼板の冷間加工性から限界があり、強度増加は困難であった。

このように、経済性を鑑みて、同一の無方向性電磁鋼板からモータコアのロータ及びステータ用の部材を製造する際に、ステータに求められる低鉄損とロータに求められる高強度とを両立することは困難であった。特に、鋼板の粒径が板厚に対して大きい場合には、歪取り焼鈍の温度をより高温にすることが求められるが、高温とすることで無方向性電磁鋼板の絶縁被膜の密着性も低下してしまう。絶縁被膜が剥離してしまうと、層間短絡が生じてコア鉄損が増大してしまうほか、モータケース内で剥離が生じると異物が動作領域内に存在することとなるため、モータコアが破損してしまう可能性がある。

そこで、本発明は、上記問題に鑑みてなされたものであり、本発明の目的とするところは、コスト性及び絶縁被膜の密着性を維持しつつ、鉄損及び強度の更なる向上を実現することが可能な、無方向性電磁鋼板、無方向性電磁鋼板の製造方法及びモータコアの製造方法を提供することにある。

本発明者らは、上記課題について鋭意検討した結果、モータコアとして加工される前段階の無方向性電磁鋼板において地鉄の平均結晶粒径を所定の値以下としておいた上で、モータコアとして所定の製造プロセスを施すことに想到した。これにより、ステータに求められる低鉄損と、ロータに求められる高強度と、を共に実現することが可能となる。また、かかる無方向性電磁鋼板において、表面の近傍に、母材の部分よりもＡｌ濃度の低い層を意図的に設け、かかる層と絶縁被膜とを反応させることで、歪取り焼鈍温度を高めても歪取り焼鈍後の絶縁被膜密着性を改善できることを知見した。
かかる知見に基づく本発明の要旨は、以下の通りである。

［１］質量％で、Ｃ：０．００１０％〜０．００５０％、Ｓｉ：２．５％〜４．０％、Ａｌ：０．１％〜２．０％、Ｍｎ：０．０５％〜２．０％、Ｐ：０．００５％〜０．１５％、Ｓ：０．０００１％〜０．００３０％、Ｔｉ：０．０００５〜０．００３０％、Ｎ：０．００１０〜０．００３０％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、地鉄の板厚が０．１０ｍｍ以上０．３５ｍｍ以下であり、地鉄中の平均結晶粒径が５０μｍ以下であり、かつ、地鉄表面からの深さ方向でのＡｌ濃度について、以下の式（１）に示す関係式を満足する鋼板と、前記鋼板の表面に位置する絶縁被膜と、を備え、前記絶縁被膜の付着量が、４００ｍｇ／ｍ^２以上１２００ｍｇ／ｍ^２以下であり、前記絶縁被膜中の２価及び３価のＦｅの含有量が、１０ｍｇ／ｍ^２以上２５０ｍｇ／ｍ^２以下である、無方向性電磁鋼板。
［２］残部のＦｅの一部に換えて、更に、Ｓｎ又はＳｂの少なくとも何れかを、それぞれ０．０１質量％以上０．２質量％以下含有する、［１］に記載の無方向性電磁鋼板。
［３］残部のＦｅの一部に換えて、更に、Ｎｉ、Ｃｕ又はＣｒの少なくとも何れかを、それぞれ０．０１質量％以上０．２質量％以下含有する、［１］又は［２］に記載の無方向性電磁鋼板。
［４］残部のＦｅの一部に換えて、更に、０．０００５質量％以上０．００２５質量％以下のＣａ、又は、０．０００５質量％以上０．００５０質量％以下のＲＥＭの少なくとも何れかを含有する、［１］〜［３］の何れか１つに記載の無方向性電磁鋼板。
［５］所定の化学成分を有する鋼塊に対して、熱間圧延、熱延板焼鈍、酸洗、冷間圧延、仕上焼鈍を順に実施することで、無方向性電磁鋼板を製造する方法であって、前記鋼塊は、質量％で、Ｃ：０．００１０％〜０．００５０％、Ｓｉ：２．５％〜４．０％、Ａｌ：０．１％〜２．０％、Ｍｎ：０．０５％〜２．０％、Ｐ：０．００５％〜０．１５％、Ｓ：０．０００１％〜０．００３０％、Ｔｉ：０．０００５〜０．００３０％、Ｎ：０．００１０〜０．００３０％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、前記熱間圧延後にスケールを除去しないままで、焼鈍雰囲気中の露点を−４０℃以上６０℃以下とし、焼鈍温度を９００℃以上１１００℃以下とし、かつ、均熱時間を１秒以上３００秒以下とした前記熱延板焼鈍を実施し、前記酸洗により、酸洗板における地鉄表面からの深さ方向でのＡｌ濃度について、以下の式（２）に示す関係式を満足するように酸洗減量を制御しつつ、内部酸化層を含むスケール層を除去し、前記冷間圧延により、地鉄の最終板厚を０．１０ｍｍ以上０．３５ｍｍ以下とし、前記仕上焼鈍において、仕上焼鈍温度を９５０℃以下とし、前記仕上焼鈍後に、前記地鉄の表面に対し、付着量が４００ｍｇ／ｍ^２以上１２００ｍｇ／ｍ^２以下となるように絶縁被膜を形成する、無方向性電磁鋼板の製造方法。
［６］前記仕上焼鈍後の地鉄の平均結晶粒径が、５０μｍ以下であり、前記絶縁被膜中の２価及び３価のＦｅの含有量が、１０ｍｇ／ｍ^２以上２５０ｍｇ／ｍ^２以下である、［５］に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
［７］前記鋼塊は、残部のＦｅの一部に換えて、更に、Ｓｎ又はＳｂの少なくとも何れかを、それぞれ０．０１質量％以上０．２質量％以下含有する、［５］又は［６］に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
［８］前記鋼塊は、残部のＦｅの一部に換えて、更に、Ｎｉ、Ｃｕ又はＣｒの少なくとも何れかを、それぞれ０．０１質量％以上０．２質量％以下含有する、［５］〜［７］の何れか１つに記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
［９］前記鋼塊は、残部のＦｅの一部に換えて、更に、０．０００５質量％以上０．００２５質量％以下のＣａ、又は、０．０００５質量％以上０．００５０質量％以下のＲＥＭの少なくとも何れかを含有する、［５］〜［８］の何れか１つに記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
［１０］質量％で、Ｃ：０．００１０％〜０．００５０％、Ｓｉ：２．５％〜４．０％、Ａｌ：０．１％〜２．０％、Ｍｎ：０．０５％〜２．０％、Ｐ：０．００５％〜０．１５％、Ｓ：０．０００１％〜０．００３０％、Ｔｉ：０．０００５〜０．００３０％、Ｎ：０．００１０〜０．００３０％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、地鉄の板厚が０．１０ｍｍ以上０．３５ｍｍ以下であり、地鉄中の平均結晶粒径が５０μｍ以下であり、かつ、地鉄表面からの深さ方向でのＡｌ濃度について、以下の式（１）に示す関係式を満足する鋼板と、前記鋼板の表面に位置する絶縁被膜と、を備え、前記絶縁被膜の付着量が、４００ｍｇ／ｍ^２以上１２００ｍｇ／ｍ^２以下であり、かつ、前記絶縁被膜中の２価及び３価のＦｅの含有量が、１０ｍｇ／ｍ^２以上２５０ｍｇ／ｍ^２以下である無方向性電磁鋼板を、コア形状に打ち抜いて積層した後、７０体積％以上窒素を含有した雰囲気中で、７５０℃以上９００℃以下の温度で歪取り焼鈍を実施する、モータコアの製造方法。
［１１］前記無方向性電磁鋼板は、残部のＦｅの一部に換えて、更に、Ｓｎ又はＳｂの少なくとも何れかを、それぞれ０．０１質量％以上０．２質量％以下含有する、［１０］に記載のモータコアの製造方法。
［１２］前記無方向性電磁鋼板は、残部のＦｅの一部に換えて、更に、Ｎｉ、Ｃｕ又はＣｒの少なくとも何れかを、それぞれ０．０１質量％以上０．２質量％以下含有する、［１０］又は［１１］に記載のモータコアの製造方法。
［１３］前記無方向性電磁鋼板は、残部のＦｅの一部に換えて、更に、０．０００５質量％以上０．００２５質量％以下のＣａ、又は、０．０００５質量％以上０．００５０質量％以下のＲＥＭの少なくとも何れかを含有する、［１０］〜［１２］の何れか１つに記載のモータコアの製造方法。

０．１≦Ａｌ（ｘ≦２μｍ）／Ａｌ（ｘ＝１０μｍ）＜１．０ ・・・（１）

ここで、上記式（１）において、
ｘ：地鉄表面からの深さ［μｍ］
Ａｌ（ｘ≦２μｍ）：地鉄表面から深さ２μｍまでのＡｌ濃度の平均値
Ａｌ（ｘ＝１０μｍ）：深さ１０μｍの位置でのＡｌ濃度
を表す。

０．１≦Ａｌ（ｘ≦５μｍ）／Ａｌ（ｘ＝１０μｍ）＜１．０ ・・・（２）

ここで、上記式（２）において、
ｘ：地鉄表面からの深さ［μｍ］
Ａｌ（ｘ≦５μｍ）：地鉄表面から深さ５μｍまでのＡｌ濃度の平均値
Ａｌ（ｘ＝１０μｍ）：深さ１０μｍの位置でのＡｌ濃度
を表す。

以上説明したように本発明によれば、コスト性及び絶縁被膜の密着性を維持しつつ、鉄損及び強度の更なる向上を実現することが可能となる。

本発明の実施形態に係る無方向性電磁鋼板の構造を模式的に示した説明図である。 同実施形態に係る無方向性電磁鋼板の地鉄について説明するための説明図である。 同実施形態に係る地鉄におけるＡｌ濃度の分布について模式的に示した説明図である。 同実施形態に係る無方向性電磁鋼板の製造方法の流れの一例を示した流れ図である。 同実施形態に係る無方向性電磁鋼板の製造方法について説明するための説明図である。 同実施形態に係るモータコアの製造方法の流れの一例を示した流れ図である。 同実施形態に係るモータコアの製造方法の流れの一例を示した流れ図である。

以下に添付図面を参照しながら、本発明の好適な実施の形態について詳細に説明する。なお、本明細書及び図面において、実質的に同一の機能構成を有する構成要素については、同一の符号を付することにより重複説明を省略する。

（無方向性電磁鋼板について）
まず、図１〜図３を参照しながら、本発明の実施形態に係る無方向性電磁鋼板について、詳細に説明する。
図１は、本発明の実施形態に係る無方向性電磁鋼板の構造を模式的に示した説明図である。図２は、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板の地鉄について説明するための説明図である。図３は、本実施形態に係る地鉄におけるＡｌ濃度の分布について模式的に示した説明図である。

本実施形態に係る無方向性電磁鋼板１０は、図１に模式的に示したように、所定の化学成分を含有しており、かつ、表面近傍においてＡｌが偏在している地鉄１１と、地鉄１１の表面に設けられた絶縁被膜１３と、を有している。

以下では、まず、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板１０の地鉄１１について、詳細に説明する。

＜地鉄の化学組成について＞
本実施形態に係る無方向性電磁鋼板１０の地鉄１１は、質量％で、Ｃ：０．００１０％〜０．００５０％、Ｓｉ：２．５％〜４．０％、Ａｌ：０．１％〜２．０％、Ｍｎ：０．０５％〜２．０％、Ｐ：０．００５％〜０．１５％、Ｓ：０．０００１％〜０．００３０％、Ｔｉ：０．０００５％〜０．００３０％、Ｎ：０．００１０％〜０．００３０％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる。

また、本実施形態に係る地鉄１１は、残部のＦｅの一部に換えて、更に、Ｓｎ又はＳｂの少なくとも何れかを、それぞれ０．０１質量％以上０．２質量％以下含有していてもよく、Ｎｉ、Ｃｕ又はＣｒの少なくとも何れかを、それぞれ０．０１質量％以上０．２質量％以下含有していてもよく、Ｃａ又はＲＥＭの少なくとも何れかを、それぞれ０．０００５質量％以上０．００５０質量％以下含有していていてもよい。

以下では、本実施形態に係る地鉄１１の化学組成が上記のように規定される理由について、詳細に説明する。なお、以下では、特に断りの無い限り、「％」は「質量％」を表すものとする。

［Ｃ：０．００１０％〜０．００５０％］
Ｃ（炭素）は、鉄損劣化を引き起こす元素である。Ｃの含有量が０．００５０％を超える場合には、無方向性電磁鋼板において鉄損劣化が生じ、良好な磁気特性を得ることができない。従って、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板では、Ｃの含有量を、０．００５０％以下とする。一方、Ｃの含有量が０．００１０％未満となる場合には、無方向性電磁鋼板において磁束密度が低下し、良好な磁気特性を得ることができない。従って、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板では、Ｃの含有量を、０．００１０％以上とする。本実施形態に係る無方向性電磁鋼板において、Ｃの含有量は、好ましくは、０．００１０％以上０．００４０％以下であり、更に好ましくは、０．００１５％以上０．００３０％以下である。

［Ｓｉ：２．５％〜４．０％］
Ｓｉ（ケイ素）は、鋼の電気抵抗を上昇させて渦電流損を低減させ、高周波鉄損を改善する元素である。また、Ｓｉは、固溶強化能が大きいため、無方向性電磁鋼板の高強度化にも有効な元素である。かかる効果を十分に発揮させるためには、２．５％以上のＳｉを含有させることが必要である。一方、Ｓｉの含有量が４．０％を超える場合には、加工性が著しく劣化し、冷間圧延を実施することが困難となる。従って、Ｓｉの含有量は、４．０％以下とする。Ｓｉの含有量は、好ましくは、２．７％以上３．７％以下であり、更に好ましくは、３．０％以上３．５％以下である。

［Ａｌ：０．１％〜２．０％］
Ａｌ（アルミニウム）は、無方向性電磁鋼板の電気抵抗を上昇させることで渦電流損を低減し、高周波鉄損を改善するために有効な元素である。Ａｌの含有量が０．１％未満である場合には、電気抵抗上昇の効果が小さく、また、ＡｌＮが電磁鋼板中に微細に析出するため、結晶粒が微細となることで鉄損低減に悪影響を及ぼす。そのため、Ａｌの含有量は、０．１％以上とする。一方、Ａｌの含有量が２．０％を超える場合には、無方向性電磁鋼板の磁束密度が著しく低下する。従って、Ａｌの含有量は、２．０％以下とする。Ａｌの含有量は、好ましくは、０．２５％以上１．５％以下であり、更に好ましくは、０．３％以上１．２％以下である。

［Ｍｎ：０．０５％〜２．０％］
Ｍｎ（マンガン）は、鋼の電気抵抗を上昇させて渦電流損を低減し、高周波鉄損を改善するために有効な元素である。かかる効果を十分に発揮させるためには、０．０５％以上のＭｎを含有させることが必要である。一方、Ｍｎの含有量が２．０％超過となる場合、磁束密度の低下が顕著となる。従って、Ｍｎの含有量は、２．０％以下とする。Ｍｎの含有量は、好ましくは、０．２％以上１．５％以下であり、更に好ましくは、０．５％以上１．３％以下である。

［Ｐ：０．００５％〜０．１５％］
Ｐ（リン）は、固溶強化能が大きく、加えて磁気特性の向上に有利な｛１００｝集合組織を増加させる効果も有するため、高強度と高磁束密度とを両立するうえで極めて有効な元素である。更に、｛１００｝集合組織の増加は、無方向性電磁鋼板の板面内における機械特性の異方性を低減することにも寄与するため、Ｐは、無方向性電磁鋼板の打ち抜き加工時の寸法精度を改善する効果も有する。このような強度、磁気特性、及び、寸法精度を改善する効果を得るためには、Ｐの含有量を０．００５％以上とすることが必要である。一方、Ｐの含有量が０．１５％を超える場合には、無方向性電磁鋼板の延性が著しく低下する。従って、Ｐの含有量は、０．１５％以下とする。Ｐの含有量は、好ましくは、０．０１％以上０．１０％以下であり、更に好ましくは、０．０４％以上０．０８％以下である。

［Ｓ：０．０００１％〜０．００３０％］
Ｓ（硫黄）は、ＭｎＳの微細析出物を形成することで鉄損を増加させ、無方向性電磁鋼板の磁気特性を劣化させる元素である。そのため、Ｓの含有量は、０．００３０％以下とする必要がある。一方、Ｓの含有量を０．０００１％よりも低減させようとすると、いたずらにコストアップを招くのみである。従って、Ｓの含有量は、０．０００１％以上とする。Ｓの含有量は、好ましくは、０．０００３％以上０．００２０％以下であり、更に好ましくは、０．０００５％以上０．００１０％以下である。

［Ｎ：０．００１０％〜０．００３０％］
Ｎ（窒素）は、磁気時効を引き起こして鉄損を増加させ、無方向性電磁鋼板の磁気特性を劣化させる元素である。そのため、Ｎの含有量は、０．００３０％以下とする必要がある。一方、Ｎの含有量を０．０００１％よりも低減させようとすると、いたずらにコストアップを招くのみである。従って、Ｎの含有量は、０．０００１％以上とする。Ｎの含有量は、好ましくは、０．００１０％以上０．００２５％以下であり、更に好ましくは、０．００１０％以上０．００２０％以下である。

［Ｔｉ：０．０００５％〜０．００３０％］
Ｔｉ（チタン）は、Ｃ、Ｎ、Ｍｎ等と結合して介在物を形成し、歪取り焼鈍中の結晶粒の成長を阻害して磁気特性を劣化させる元素である。従って、Ｔｉの含有量は、０．００３０％以下とする。一方、Ｔｉの含有量を０．０００５％よりも低減させようとすると、いたずらにコストアップを招くのみである。従って、Ｔｉの含有量は、０．０００５％以上とする。Ｔｉの含有量は、好ましくは、０．０００５％以上０．００１５％以下であり、更に好ましくは、０．０００５％以上０．００２０％以下である。

［Ｓｎ：０．０１％〜０．２％］
［Ｓｂ：０．０１％〜０．２％］
Ｓｎ（スズ）及びＳｂ（アンチモン）は、表面に偏析し焼鈍中の酸化を抑制することで、低い鉄損を確保するのに有用な任意添加元素である。従って、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板では、かかる効果を得るために、Ｓｎ又はＳｂの少なくとも何れか一方を、任意添加元素として地鉄中に含有させてもよい。かかる効果を十分に発揮させるためには、Ｓｎ又はＳｂの含有量を、それぞれ０．０１％以上とすることが好ましい。一方、Ｓｎ又はＳｂの含有量がそれぞれ０．２％を超える場合には、地鉄の延性が低下して冷間圧延が困難となる可能性がある。従って、Ｓｎ又はＳｂの含有量は、それぞれ０．２％以下とすることが好ましい。Ｓｎ又はＳｂを地鉄中に含有させる場合に、Ｓｎ又はＳｂの含有量は、より好ましくは、それぞれ０．０３％以上０．１０％以下である。

［Ｎｉ：０．０１％〜０．２％］
［Ｃｕ：０．０１％〜０．２％］
［Ｃｒ：０．０１％〜０．２％］
Ｎｉ（ニッケル）、Ｃｕ（銅）、及び、Ｃｒ（クロム）は、比抵抗を高めて鉄損を低減させるのに有効な任意添加元素である。従って、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板では、かかる効果を得るために、Ｎｉ、Ｃｕ又はＣｒの少なくとも何れか一方を、任意添加元素として地鉄中に含有させてもよい。かかる効果を十分に発揮させるためには、Ｎｉ、Ｃｕ又はＣｒの含有量を、それぞれ０．０１％以上とすることが好ましい。一方、Ｎｉ、Ｃｕ又はＣｒの含有量がそれぞれ０．２％を超える場合には、磁束密度が劣化する可能性がある。従って、Ｎｉ、Ｃｕ又はＣｒの含有量は、それぞれ０．２％以下とすることが好ましい。Ｎｉ、Ｃｕ又はＣｒを地鉄中に含有させる場合に、Ｎｉ、Ｃｕ又はＣｒの含有量は、より好ましくは、それぞれ０．０３％以上０．１０％以下である。

［Ｃａ：０．０００５％〜０．００２５％］
［ＲＥＭ：０．０００５％〜０．００５０％］
Ｃａ（カルシウム）及びＲＥＭ（Ｒａｒｅ Ｅａｒｔｈ Ｍｅｔａｌ：希土類元素）は、それぞれ、仕上焼鈍時における結晶粒成長を促進させるのに有効な任意添加元素である。従って、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板では、かかる効果を得るために、Ｃａ又はＲＥＭの少なくとも何れか一方を、任意添加元素として地鉄中に含有させてもよい。かかる効果を十分に発揮させるためには、Ｃａ又はＲＥＭの含有量を、それぞれ０．０００５％以上とすることが好ましい。一方、Ｃａの含有量が０．００２５％を超える場合、又はＲＥＭの含有量が０．００５０％を超える場合には、効果が飽和してしまい、コストアップを招くだけである。従って、Ｃａの含有量は、０．００２５％以下とすることが好ましく、ＲＥＭの含有量は、０．００５０％以下とすることが好ましい。Ｃａ又はＲＥＭを地鉄中に含有させる場合に、Ｃａの含有量は、より好ましくは、０．００１０％以上０．００２５％以下であり、ＲＥＭの含有量は、より好ましくは、０．００１０％以上０．００３０％以下である。

なお、上記の元素の他に、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｖ、Ａｓ、Ｂなどの元素が０．０００１％〜０．００５０％の範囲で含まれていても、本発明を損なうものではない。

以上、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板における地鉄の化学成分について、詳細に説明した。
なお、無方向性電磁鋼板における地鉄の化学成分を、事後的に測定する場合には、公知の各種測定法を利用することが可能であり、例えば、ＩＣＰ−ＭＳ（誘導結合プラズマ質量分析）法等を適宜利用すればよい。

＜地鉄の平均結晶粒径について＞
本実施形態に係る無方向性電磁鋼板の地鉄１１は、金属組織の平均結晶粒径が５０μｍ以下となっている。地鉄１１の平均結晶粒径を５０μｍ以下とすることで、ロータコアに求められる高強度と、歪取り焼鈍により達成できるステータに求められる低鉄損とを共に実現することが可能となる。

すなわち、ロータコアを製造する際には、無方向性電磁鋼板１０を打ち抜いて所定の形状を有するロータ用ブランクとし、得られたロータ用ブランクを積層・接合することで、ロータコアが製造される。ここで、仕上げ焼鈍を経た後の地鉄１１の平均結晶粒径を５０μｍ以下とすることで、製造されるロータコアの機械的強度を、従来の機械的強度よりも更に増強することが可能となる。

また、ステータコアを製造する際には、ロータコアと同様に、無方向性電磁鋼板１０を打ち抜いて所定の形状を有するステータ用ブランクとし、得られたステータ用ブランクを積層・接合した上で歪取り焼鈍が行われる。この際、ロータコアブランクを打ち抜いた同一の鋼板の外周部からステータコアブランクを打ち抜くことが、よりコスト的に好ましい。ここで、無方向性電磁鋼板１０の地鉄１１の平均結晶粒径を５０μｍ以下とすることで、歪取り焼鈍における焼鈍温度を高くしなくとも、打ち抜き加工の際に生じた加工歪を十分に除去することが可能となる。また、地鉄１１に平均結晶粒径が５０μｍ以下である再結晶組織が存在することで、歪取り焼鈍時における焼鈍温度を高くしなくとも、かかる再結晶組織の粒成長が生じ、ステータコアの鉄損を更に低減することが可能となる。

ここで、地鉄１１の平均結晶粒径が５０μｍを超える場合には、モータコアを製造する際に実施される歪取り焼鈍の焼鈍温度をより高く設定することが求められステータコアの鉄損低減が困難となるとともに、ロータコアの機械的強度を向上させることが困難となる。一方、地鉄１１の平均結晶粒径が１０μｍ未満である場合には、磁気特性が悪くなり、かつ、ステータコアの歪取り焼鈍時に再結晶組織の粒成長が不均一となって、磁気特性の改善代が小さくなるため、好ましくない。そのため、地鉄１１の平均結晶粒径は、１０μｍ以上であることが好ましい。地鉄１１の平均結晶粒径は、好ましくは、１０μｍ〜５０μｍであり、更に好ましくは、１５μｍ〜４０μｍである。

なお、地鉄１１の平均結晶粒径の測定方法は、特に限定されるものではなく、公知の方法により測定することが可能である。例えば、鋼板断面を研磨し、その後ナイタール腐食により粒界をエッチングした上で、得られた試験片を、光学顕微鏡又はＳＥＭ（Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ：走査型電子顕微鏡）により観察し、一般的に知られている線分法等により、地鉄１１の平均結晶粒径を測定することが可能である。

＜地鉄の板厚について＞
本実施形態に係る無方向性電磁鋼板１０における地鉄１１の板厚（図１における厚みｔ）は、高周波鉄損を低減するために０．３５ｍｍ以下とする必要がある。一方、地鉄１１の板厚ｔが０．１０ｍｍ未満である場合には、板厚が薄いために焼鈍ラインの通板が困難となる可能性がある。従って、無方向性電磁鋼板１０における地鉄１１の板厚ｔは、０．１０ｍｍ以上０．３５ｍｍ以下とする。無方向性電磁鋼板１０における地鉄１１の板厚ｔは、好ましくは、０．１５ｍｍ以上０．３０ｍｍ以下である。

＜Ａｌの深さ方向分布について＞
続いて、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板１０の地鉄１１におけるＡｌの深さ方向分布について、説明する。
先だって簡単に言及したように、モータコアを製造する際には、無方向性電磁鋼板から打ち抜かれたブランクを積層・接合した上で製造され、必要に応じて歪取り焼鈍が行われる。ここで、歪取り焼鈍は、非酸化雰囲気として窒素中で行われることが多いが、その際に地鉄の窒化の進行と窒化に伴うＡｌＮの析出とによって、鉄損の劣化が生じてしまう。不活性雰囲気に、窒素ではなくアルゴンやヘリウムを用いることで、窒化は抑制することができるが、コストがかかる。従って、歪取り焼鈍に窒素を主たる雰囲気として用いることは、工業的に不可欠である。ここで、本発明者らは、Ｎが結合する相手となるＡｌが少なければＡｌＮの析出が抑制でき、鉄損の劣化を抑制できるとの知見を得た。

窒化によるＮ濃度の増加は、地鉄１１の表面付近に限られる。そのため、Ｎが固溶してくる地鉄１１の表面近傍のＡｌ濃度を低減することができれば、ＡｌＮの析出を抑制することができる。また、Ｎと親和性の高いＡｌの地鉄最表面に存在する量を低減することができれば、Ｎ分子が分解して原子として地鉄中に溶け込む反応自体を抑制することも可能となる。本発明者らは、かかる知見に基づき、地鉄１１の表面近傍でＡｌの分布を偏在させる（より詳細には、地鉄１１の表面近傍に、Ａｌ濃度の相対的に少ない脱Ａｌ層を形成させる）ことで、歪取り焼鈍時の鉄損劣化を抑制して、良好な磁気特性を得ることができる旨に想到した。

図２は、本実施形態に係る地鉄１１の表面近傍を、模式的に示したものである。なお、以下では、便宜的に、地鉄１１の表面から厚み方向（深さ方向）の中心へと向かう方向にｘ軸正方向を設定し、かかる座標軸を用いて説明を行うものとする。

本実施形態に係る無方向性電磁鋼板１０の地鉄１１は、図２に模式的に示したように、母材部１０１と、脱Ａｌ層１０３と、を有している。

母材部１０１は、地鉄１１の内部において、Ａｌがほぼ均一に分布している部分であり、母材部１０１のＡｌ濃度は、地鉄１１が有しているＡｌ含有量とほぼ等しい値となっている。また、脱Ａｌ層１０３は、地鉄１１の表面側に位置している層であり、脱Ａｌ層１０３のＡｌ濃度は、母材部１０１のＡｌ濃度よりも相対的に低い値となっている。

具体的には、地鉄１１の表面をｘ軸の原点（すなわち、ｘ＝０μｍの位置）とした場合に、脱Ａｌ層１０３では、以下の式（１０１）の関係が成立している。以下の式（１０１）のような関係が成立することで、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板１０では、歪取り焼鈍時の鉄損劣化を抑制して、良好な磁気特性を得ることが可能となる。

０．１≦Ａｌ（ｘ≦２μｍ）／Ａｌ（ｘ＝１０μｍ）＜１．０ ・・・式（１０１）

ここで、上記の式（１０１）において、
ｘ：地鉄１１の表面からの深さ［μｍ］
Ａｌ（ｘ≦２μｍ）：地鉄表面から深さ２μｍまでのＡｌ濃度の平均値［質量％］
Ａｌ（ｘ＝１０μｍ）：深さ１０μｍの位置でのＡｌ濃度［質量％］
を表す。

図３に模式的に示したように、地鉄１１中に脱Ａｌ層１０３が存在せず、Ａｌの深さ方向（ｘ方向）の分布が均一である場合には、Ａｌ濃度は、Ａｌ（ｘ＝１０）の値（換言すれば、地鉄１１全体の平均Ａｌ濃度の値）でほぼ一定となるはずである。また、上記特許文献１のようなＡｌ濃化層を形成する技術では、図３において破線で示したように、地鉄の表面近傍のＡｌ濃度は、地鉄１１全体の平均Ａｌ濃度の値よりも高くなっている。しかしながら、本実施形態に係る地鉄１１では、上記特許文献１とは逆の状態が実現されている。

すなわち、本実施形態に係る地鉄１１では、脱Ａｌ層１０３が形成されることで、図３において実線で示したように、地鉄表面（ｘ＝０μｍ）から深さ２μｍ（ｘ＝２μｍ）の位置までの平均のＡｌ濃度は、深さ１０μｍの位置（ｘ＝１０μｍ）でのＡｌ濃度よりも小さくなっている。従って、上記式（１０１）の最右辺に示したような不等式が成立している。かかる状態が実現されるということは、脱Ａｌ層１０３のＡｌ濃度が母材部１０１の平均Ａｌ濃度よりも相対的に低くなっていることを意味している。

一方、脱Ａｌ層１０３のＡｌ濃度が低くなりすぎ、Ａｌ（ｘ≦２μｍ）／Ａｌ（ｘ＝１０μｍ）で表される濃度比が０．１未満となる場合には、地鉄１１の表面近傍のＡｌ含有量が低くなりすぎ、特に表層付近の比抵抗が低下するため、高周波鉄損で重要となる渦電流損が劣化してしまう。従って、Ａｌ（ｘ≦２μｍ）／Ａｌ（ｘ＝１０μｍ）で表される濃度比は、上記式（１０１）の最左辺の不等式に示したように、０．１以上とする。

なお、本実施形態に係る地鉄１１において、Ａｌ（ｘ≦２μｍ）／Ａｌ（ｘ＝１０μｍ）で表される濃度比は、好ましくは０．２以上０．９以下であり、更に好ましくは、０．５以上０．７以下である。

ここで、上記のような深さ方向に沿った地鉄１１のＡｌ濃度は、グロー放電発光分析装置（Ｇｌｏｗ Ｄｉｓｃｈａｒｇｅ Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ：ＧＤＳ）を用いて、地鉄１１の表面からの深さ方向に沿ってＡｌ濃度を測定することで、特定することができる。ＧＤＳの測定条件については、特に規定するものではないが、例えば、分析する材料に応じて、直流モード、高周波モード、更にパルスモード等が用意されているが、主に伝導体である地鉄を分析する本実施形態の範囲では、どのようなモードでも大差はない。そのため、スパッタ痕が均一となり、かつ、深さが１０μｍ以上分析できる測定時間を条件として設定し、適宜分析すればよい。

なお、以上説明したような、Ａｌが深さ方向に偏在している地鉄１１の実現方法については、以下で改めて詳細に説明する。

本実施形態に係る無方向性電磁鋼板１０では、地鉄１３の表層に上記のような脱Ａｌ層１０３が存在することで、絶縁被膜１３を設ける際に、脱Ａｌ層１０３に含まれるＦｅが酸化されやすくなり、絶縁被膜１３に向け、Ｆｅが拡散しやすくなる。これにより、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板１０では、絶縁被膜１３中に２価及び３価のＦｅが所定量存在するようになる。本実施形態に係る無方向性電磁鋼板１０では、絶縁被膜１３中に２価及び３価のＦｅが所定量存在することで、歪取り焼鈍時における酸素等の透過を抑制することが可能となり、歪取り焼鈍後の絶縁被膜１３の密着性を向上させることが可能となる。

以上、図２及び図３を参照しながら、本実施形態に係る地鉄１１におけるＡｌの深さ方向分布について、詳細に説明した。

＜絶縁被膜について＞
再び図１に戻って、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板１０が備える絶縁被膜１３について、詳細に説明する。

無方向性電磁鋼板はコアブランクを打ち抜いたのち積層され使用されるため、地鉄１１の表面に絶縁被膜１３を設けることで、板間の渦電流を低減することができ、コアとして渦電流損を低減することが可能となる。

ここで、本実施形態に係る絶縁被膜１３は、無方向性電磁鋼板の絶縁被膜として用いられるものであれば、特に限定されるものではなく、公知の絶縁被膜を用いることが可能である。このような絶縁被膜として、例えば、無機物を主体とし、更に有機物を含んだ複合絶縁被膜を挙げることができる。ここで、複合絶縁被膜とは、例えば、クロム酸金属塩、リン酸金属塩、又は、コロイダルシリカ、Ｚｒ化合物、Ｔｉ化合物等の無機物の少なくとも何れかを主体とし、微細な有機樹脂の粒子が分散している絶縁被膜である。特に、近年ニーズの高まっている製造時の環境負荷低減の観点からは、リン酸金属塩やＺｒあるいはＴｉのカップリング剤、又は、これらの炭酸塩やアンモニウム塩を出発物質として用いた絶縁被膜が好ましく用いられる。

ここで、上記のような絶縁被膜１３の付着量は、片面あたり４００ｍｇ／ｍ^２以上１２００ｍｇ／ｍ^２以下とする。片面あたりの付着量が４００ｍｇ／ｍ^２未満である場合には、絶縁被膜が薄くなるため、歪取り焼鈍中に被膜を通して酸素等が透過し、被膜密着性を劣化させることがある。また、無方向性電磁鋼板１０が所望の形状に打ち抜かれて積層された際に、積層された鋼板の間を十分に絶縁することが困難となるため、好ましくない。一方、片面あたりの付着量が１２００ｍｇ／ｍ^２を超える場合には、占積率が低下するとともに、歪取り焼鈍後の被膜密着性が劣化するため、好ましくない。片面あたりの絶縁被膜１３の付着量を、片面あたり４００ｍｇ／ｍ^２以上１２００ｍｇ／ｍ^２以下とすることで、上記のような特性を実現しつつ、絶縁被膜１３の歪取り焼鈍後の密着性を担保することが可能となる。片面あたりの絶縁被膜１３の付着量は、好ましくは、６００ｍｇ／ｍ^２以上１２００ｍｇ／ｍ^２以下であり、より好ましくは、８００ｍｇ／ｍ^２以上１０００ｍｇ／ｍ^２以下である。

また、本実施形態に係る絶縁被膜１３では、絶縁被膜１３中の２価及び３価のＦｅの含有量が、金属Ｆｅ換算で、１０ｍｇ／ｍ^２以上２５０ｍｇ／ｍ^２以下となっている。２価及び３価のＦｅの含有量が１０ｍｇ／ｍ^２未満である場合には、モータコアを製造する際に実施される歪取り焼鈍において雰囲気中に不可避的に存在する酸素等の透過を十分に抑制することができず、絶縁被膜１３の密着性を向上させることが困難となるとともに、歪取り焼鈍での焼鈍温度を上昇させることが困難となる。一方、２価及び３価のＦｅの含有量が２５０ｍｇ／ｍ^２を超える場合には、通常の絶縁被膜を焼付時間が長時間必要であり、コスト的に不利である。絶縁被膜１３中の２価及び３価のＦｅの含有量は、好ましくは、金属Ｆｅ換算で、５０ｍｇ／ｍ^２以上２００ｍｇ／ｍ^２以下である。

なお、かかる絶縁被膜１３の付着量を、事後的に測定する場合には、公知の各種測定法を利用することが可能であり、例えば、水酸化ナトリウム水溶液浸漬前後の重量差を測定する方法や、検量線法を用いた蛍光Ｘ線法等を適宜利用すればよい。また、絶縁被膜１３中の２価及び３価のＦｅの含有量は、公知の各種測定法を利用して測定することが可能であり、例えば、水酸化ナトリウム水溶液浸漬により被膜を溶解させ、その水溶液に含まれるＦｅ成分のＩＣＰ（Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ Ｃｏｕｐｌｅｄ Ｐｌａｓｍａ：誘導結像プラズマ）発光分光測定（水酸化ナトリウムを用いる場合、鋼板中のＦｅは溶解しないため、Ｆｅ２価とＦｅ３価の合計量が定量できる。）や、かかるＩＣＰ発光分光測定にメスバウワー分光法を組み合わせることで、Ｆｅ２価の含有量とＦｅ３価の含有量とを互いに分離して定量することができる。

＜無方向性電磁鋼板の磁気特性の測定方法について＞
本実施形態に係る無方向性電磁鋼板１０は、上記のような構造を有することで、優れた磁気特性を示すものとなる。ここで、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板１０の示す各種の磁気特性は、ＪＩＳ Ｃ２５５０に規定されたエプスタイン法や、ＪＩＳ Ｃ２５５６に規定された単板磁気特性測定法（Ｓｉｎｇｌｅ Ｓｈｅｅｔ Ｔｅｓｔｅｒ：ＳＳＴ）に則して、測定することが可能である。

以上、図１〜図３を参照しながら、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板１０について、詳細に説明した。

（無方向性電磁鋼板の製造方法について）
続いて、図４及び図５を参照しながら、以上説明したような本実施形態に係る無方向性電磁鋼板１０の製造方法について、詳細に説明する。
図４は、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板の製造方法の流れの一例を示した流れ図であり、図５は、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板の製造方法について説明するための説明図である。

本実施形態に係る無方向性電磁鋼板１０の製造方法では、以上説明したような所定の化学成分を有する鋼塊に対して、まず、熱間圧延、熱延板焼鈍、酸洗、冷間圧延、仕上焼鈍を順に実施する。その後、絶縁被膜１３を地鉄１１の表面に形成するために、上記仕上焼鈍の後に絶縁被膜の形成が行われる。以下、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板１０の製造方法で実施される各工程について、詳細に説明する。

＜熱間圧延工程＞
本実施形態に係る無方向性電磁鋼板１０の製造方法では、まず、上記の化学組成を有する鋼塊（スラブ）を加熱し、加熱された鋼塊について熱間圧延を行って、熱延板を得る（ステップＳ１０１）。ここで、熱間圧延に供する際の鋼塊の加熱温度については、特に規定するものではないが、例えば、１０５０℃以上１２００℃以下とすることが好ましい。また、熱間圧延後の熱延板の板厚についても、特に規定するものではないが、地鉄の最終板厚を考慮して、例えば、１．５ｍｍ〜３．０ｍｍ程度とすることが好ましい。

鋼塊に対して以上のような熱間圧延が施されることで、図５の左上の図に示したように、地鉄１１の表面には、Ｆｅの酸化物を主体とするスケールが生成される。また、かかる熱間圧延工程では、Ａｌは、地鉄内でほぼ均一に分散しているものと考えられる。

＜熱延板焼鈍工程＞
上記熱間圧延の後には、熱延板焼鈍が実施される（ステップＳ１０３）。ここで、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板の製造方法では、熱間圧延によって地鉄の表面に形成されたスケールを除去しないままで、熱延板焼鈍が実施される。以下で説明するように、熱間圧延によって生じたスケールを除去せずに焼鈍を実施することで、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板１０に特徴的な脱Ａｌ層１０３を形成することが可能となる。

具体的には、焼鈍雰囲気中の露点を−４０℃以上６０℃以下とし、焼鈍温度を９００℃以上１１００℃以下とし、かつ、均熱時間を１秒以上３００秒以下として、スケールが付着したままの熱延板に対して、焼鈍を実施する。

露点が−４０℃未満である場合には、酸化源が表層スケールのみとなるために十分な脱Ａｌ層１０３を形成できない可能性があるため、好ましくない。一方、露点が６０℃を超える場合には、地鉄のＦｅの酸化が進むことで、酸洗減による歩留まり悪化が生じることに加え、以下で説明するようなＡｌ濃化層及び脱Ａｌ層がＦｅの酸化で消失してしまう可能性があるため、好ましくない。焼鈍雰囲気中の露点は、好ましくは、−３０℃以上４０℃以下であり、より好ましくは、−２０℃以上３０℃以下である。

また、焼鈍温度が９００℃未満である場合、又は、均熱時間が１秒未満である場合には、焼鈍によって地鉄の結晶粒が十分に粗大化せずに良好な磁気特性が得られないため、好ましくない。一方、焼鈍温度が１１００℃を超える場合、又は、均熱時間が３００秒を超える場合には、後段の冷間圧延工程において地鉄が破断してしまう可能性が生じるため、好ましくない。焼鈍温度は、好ましくは、９３０℃以上１０７０℃以下であり、より好ましくは、９５０℃以上１０５０℃以下である。また、均熱時間は、好ましくは、１０秒以上１５０秒以下であり、より好ましくは、３０秒以上９０秒以下である。

なお、熱延板焼鈍における冷却過程では、８００℃〜５００℃までの温度域での冷却速度を、２０℃／秒〜１００℃／秒とすることが好ましい。冷却速度をかかる範囲内とすることで、より良好な磁気特性を得ることが可能となる。

本実施形態に係る熱延板焼鈍工程では、図５上段中央の図に示したように、熱間圧延で生成したスケールを付着させたままで、焼鈍が実施される。熱延板表面のスケール、及び、焼鈍時の雰囲気の双方により、地鉄中に含まれるＡｌはスケール方向に拡散しつつ酸化される。その結果、地鉄の表面付近には、Ａｌ酸化物を含むＡｌ濃化層が形成されるとともに、かかるＡｌ濃化層の数μｍ内層側（地鉄の厚み方向中心側）には、脱Ａｌ層が形成される。

かかる熱延板焼鈍時には、Ａｌ濃化層と脱Ａｌ層との双方が形成されるが、本実施形態に係る製造方法では、従来と比較してＡｌがより酸化されやすい状況下でＡｌ濃化層が形成されていくため、Ａｌ濃化層へのＡｌの供給元である脱Ａｌ層のＡｌ濃度は、従来と比較してより一層低くなる。これにより、図３に模式的に示したようなＡｌの濃度分布を有する脱Ａｌ層が形成される。一方、熱間圧延で生成したスケールを除去した上で、上記のような焼鈍条件で熱延板を焼鈍したとしても、地鉄中の表層近傍のＡｌは十分に酸化されず、本実施形態に係る脱Ａｌ層を形成することはできない。

＜酸洗工程＞
上記熱延板焼鈍の後には、酸洗が実施される（ステップＳ１０５）。本実施形態に係る酸洗工程では、酸洗板における地鉄表面からの深さ方向でのＡｌ濃度について、上記式（１）に示す関係式を満足するように酸洗減量を制御しつつ、内部酸化層（すなわち、Ａｌ濃化層）を含むスケール層が除去される。

すなわち、図５右上の図に示したように、本実施形態に係る酸洗工程では、スケールと、地鉄の最表層に位置する内部酸化層であるＡｌ濃化層と、を除去して、脱Ａｌ層が最表層となるように酸洗を制御する。この際、酸洗中や酸洗後の鋼板について、ＧＤＳにより深さ方向のＡｌ濃度を随時測定し、最終的に得られる無方向性電磁鋼板１０が上記式（１０１）に示す関係式を満足するように、酸洗減量を制御する。なお、酸洗減量は、例えば、酸洗に用いる酸の濃度、酸洗に用いる促進剤の濃度、酸洗液の温度の少なくとも何れかを変更することで、制御することが可能である。

具体的には、以下の式（１０３）に示す関係式を満足するように、酸洗減量を制御することが好ましい。以下の式（１０３）に示す関係式を満足するように酸洗減量を制御することで、最終的に得られる無方向性電磁鋼板１０では、上記式（１０１）に示す関係式を満足するようになる。

０．１≦Ａｌ（ｘ≦５μｍ）／Ａｌ（ｘ＝１０μｍ）＜１．０ ・・・式（１０３）

ここで、上記の式（１０３）において、
ｘ：地鉄１１の表面からの深さ［μｍ］
Ａｌ（ｘ≦５μｍ）：地鉄表面から深さ５μｍまでのＡｌ濃度の平均値［質量％］
Ａｌ（ｘ＝１０μｍ）：深さ１０μｍの位置でのＡｌ濃度［質量％］
を表す。

＜冷間圧延工程＞
上記酸洗の後には、冷間圧延が実施される（ステップＳ１０７）。かかる冷間圧延では、地鉄の最終板厚が０．１０ｍｍ以上０．３５ｍｍ以下となるような圧下率で、スケール及びＡｌ濃化層の除去された酸洗板が圧延される。図５右下の図に示したように、かかる冷間圧延により、母材部の金属組織は、冷間圧延によって得られる冷延組織となる。

＜仕上焼鈍工程＞
上記冷間圧延の後には、仕上焼鈍が実施される（ステップＳ１０９）。本実施形態に係る無方向性電磁鋼板の製造方法においては、熱延板焼鈍工程において脱Ａｌ層が形成され、その後の工程では、脱Ａｌ層の形成されている状態を維持しているが、仕上焼鈍工程において、仕上焼鈍温度が９５０℃を超える場合には、母材部から脱Ａｌ層へとＡｌが拡散して、脱Ａｌ層が消失してしまう可能性が高くなる。従って、かかる仕上焼鈍では、仕上焼鈍温度を９５０℃以下とする。仕上焼鈍温度を９５０℃以下とする仕上焼鈍を実施することで、母材部及び脱Ａｌ層の組織に、ステータコアの製造に際して実施される歪取り焼鈍において好適に再結晶組織の粒成長を生じさせることが可能な、平均結晶粒径が５０μｍ以下という微細な再結晶組織が生成される。一方、仕上焼鈍温度が７５０℃未満となる場合には、焼鈍時間が長くなりすぎて、生産性を低下させてしまう可能性が高い。従って、かかる仕上焼鈍において、仕上焼鈍温度は、７５０℃以上であることが好ましい。仕上焼鈍温度は、より好ましくは、７７５℃以上９００℃以下である。

ここで、仕上焼鈍を実施する焼鈍時間は、上記仕上焼鈍温度に応じて適宜設定すればよいが、例えば、１秒〜１５０秒とすることができる。焼鈍時間が１秒未満である場合には、十分な仕上焼鈍を行うことができず、母材部に適切に再結晶組織を生じさせることが困難となることがある。一方、焼鈍時間が１５０秒を超える場合には、焼鈍時間が長くなりすぎて、生産性を低下させてしまう可能性が高い。焼鈍時間は、より好ましくは、５秒〜１００秒である。

なお、仕上焼鈍における９５０℃以下７００℃以上の温度域での加熱速度は、１０℃／ｓ〜８００℃／ｓとすることが好ましい。加熱速度を１０℃／ｓ〜８００℃／ｓとすることで、無方向性電磁鋼板の磁気特性を更に良好なものとすることが可能となるからであり、加熱速度を８００℃／ｓを超えて上げたとしても、磁気特性の向上効果が飽和するからである。仕上焼鈍における９５０℃以下７００℃以上の温度域での加熱速度は、より好ましくは、１００℃／ｓ〜４００℃／ｓである。

また、９００℃以下５００℃以上の温度域での冷却速度は、１０℃／ｓ〜１００℃／ｓとすることが好ましい。冷却速度を１０℃／ｓ〜１００℃／ｓとすることで、無方向性電磁鋼板の磁気特性を更に良好なものとすることが可能となるからであり、冷却速度を１００℃／ｓを超えて上げたとしても、磁気特性の向上効果が飽和するからである。仕上焼鈍における９００℃以下５００℃以上の温度域での冷却速度は、より好ましくは、２０℃／ｓ〜７０℃／ｓである。

＜絶縁被膜形成工程＞
上記仕上焼鈍の後に、絶縁被膜の形成工程が実施される（ステップＳ１１１）。ここで、絶縁被膜の形成工程については、特に限定されるものではなく、上記のような公知の絶縁被膜処理液を用いて、公知の方法により処理液の塗布及び乾燥を行えばよい。

この際に、乾燥後の絶縁被膜の付着量が、片面あたり４００ｍｇ／ｍ^２以上１２００ｍｇ／ｍ^２以下となるように、絶縁被膜処理液の付着量を制御する。かかる付着量の制御についても、特に限定されるものではなく、固形分濃度が適切に調整された絶縁被膜処理液を用いて、公知の方法により塗布及び乾燥を行えばよい。

絶縁被膜処理液を塗布し、当該絶縁被膜処理液の溶媒に応じた温度まで鋼板を加熱することで、地鉄における脱Ａｌ層が存在することにより絶縁被膜処理液及び／又は固形分が互いに反応して、所定量の２価及び３価のＦｅが、絶縁被膜中へと導入されやすくなる。

なお、絶縁被膜が形成される地鉄の表面は、処理液を塗布する前に、脱Ａｌ層の状態、厚み等に大きな影響を与えない程度に、アルカリなどによる脱脂処理や、塩酸、硫酸、リン酸などによる酸洗処理など、任意の前処理を施してもよいし、これら前処理を施さずに仕上焼鈍後のままの表面であってもよい。

以上、図４及び図５を参照しながら、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板の製造方法について、詳細に説明した。

（モータコアの製造方法について）
続いて、図６Ａ及び図６Ｂを参照しながら、以上説明したような本実施形態に係る無方向性電磁鋼板を用いた、モータコアの製造方法について、簡単に説明する。
図６Ａ及び図６Ｂは、本実施形態に係るモータコアの製造方法の流れの一例を示した流れ図である。

まず、図６Ａを参照しながら、本実施形態に係るモータコアの製造方法のうち、ロータコアの製造方法について説明する。
本実施形態に係るロータコアの製造方法では、まず、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板１０を、コア形状に打ち抜いた後に積層して（ステップＳ２０１）、所望のロータコアの形状を形成する。すなわち、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板１０からロータ用ブランクが打ち抜かれた後、ロータ用ブランクが積層・接合されることで、ロータコアの形状が形成される。

ロータコアは、仕上げ焼鈍後の平均結晶粒径を小さくしているために、コア形状としたままで強度が高いため、そのまま好ましく使用ができる。

次に、図６Ｂを参照しながら、本実施形態に係るモータコアの製造方法のうち、ステータコアの製造方法について説明する。
本実施形態に係るステータコアの製造方法では、まず、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板１０を、コア形状に打ち抜いた後に積層して（ステップＳ２１１）、所望のステータコアの形状を形成する。すなわち、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板１０からステータ用ブランクが打ち抜かれた後、ステータ用ブランクが積層・接合されることで、ステータコアの形状が形成される。

続いて、ステータコア形状に積層された無方向性電磁鋼板に対して、歪取り焼鈍（コア焼鈍）を実施する（ステップＳ２１３）。かかる歪取り焼鈍は、７０体積％以上窒素を含有した雰囲気中で実施される。また、歪取り焼鈍の焼鈍温度は、７５０℃以上９００℃以下である。かかる焼鈍条件で歪取り焼鈍を実施することで、先だって説明したように、無方向性電磁鋼板１０に蓄積されている歪が解放されるとともに、無方向性電磁鋼板１０の母材部中に存在する再結晶組織から粒成長が進行する。その結果、望ましい磁気特性を示すステータコアを実現することが可能となる。

ここで、雰囲気中の窒素の割合が７０体積％未満である場合には、残留する酸素による鋼板の酸化が生じ、また、酸素以外の混入物（例えば、アルゴンやヘリウム）を使用する場合にはコストが高くなって、好ましくない。雰囲気中の窒素の割合は、より好ましくは、８０体積％以上であり、更に好ましくは、９０体積％〜１００体積％であり、特に好ましくは、９７体積％〜１００体積％である。なお、窒素以外の雰囲気ガスは、特に規定するものではないが、一般的に、水素、二酸化炭素、一酸化炭素、水蒸気、メタンなどからなる還元性の混合ガスを用いることができる。これらのガスを得るために、プロパンガスや天然ガスを燃焼させて得る方法が、一般的に採用されている。

また、歪取り焼鈍の焼鈍温度が７５０℃未満である場合には、無方向性電磁鋼板１０に蓄積されている歪を十分に解放することができず、好ましくない。一方、歪取り焼鈍の焼鈍温度が９００℃を超える場合には、絶縁被膜の密着性が低下するため、好ましくない。また、歪取り焼鈍の焼鈍温度が９００℃を超える場合には、再結晶組織の粒成長が進みすぎて、ヒステリシス損失は低下するものの、渦電流損が増加するために、かえって全鉄損は増加する。歪取り焼鈍の焼鈍温度は、好ましくは、７７５℃以上８５０℃以下である。

なお、歪取り焼鈍を実施する焼鈍時間は、上記焼鈍温度に応じて適宜設定すればよいが、例えば、１０分〜１８０分とすることができる。焼鈍時間が１０分未満である場合には、十分に歪を解放することが出来ないことがある。一方、焼鈍時間が１８０分を超える場合には、焼鈍時間が長くなりすぎて、生産性を低下させてしまう可能性が高い。焼鈍時間は、より好ましくは、３０分〜１５０分である。なお、かかる焼鈍時間は、歪取り焼鈍の設定温度における保持時間を指す。

また、歪取り焼鈍における５００℃以上７５０℃以下の温度域での加熱速度は、１０℃／ｈ〜３００℃／ｈとすることが好ましい。加熱速度を０℃／ｈ〜３００℃／ｈとすることで、磁気特性だけでなく、コアの形状の確保などを含めたステータコアの諸特性を更に良好なものとすることが可能となるからであり、加熱速度を３００℃／ｈを超えて上げたとしても、諸特性の向上効果が飽和するからである。歪取り焼鈍における５００℃以上７５０℃以下の温度域での加熱速度は、より好ましくは、８０℃／ｈ〜１５０℃／ｈである。

また、７５０℃以下５００℃以上の温度域での冷却速度は５０℃／ｈ〜５００℃／ｈとすることが好ましい。冷却速度を５０℃／ｈ〜５００℃／ｈとすることで、モータコアの諸特性を更に良好なものとすることが可能となるからであり、冷却速度を５００℃／ｈを超えたものとしても、冷却ムラが生じることで逆に熱応力による歪が導入され易くなってしまい、鉄損の劣化が生じてしまう可能性がある。歪取り焼鈍における７５０℃以下５００℃以上の温度域での冷却速度は、より好ましくは、８０℃／ｈ〜２００℃／ｈである。

上記のような各工程を経ることで、モータコアを製造することができる。

以上、図６を参照しながら、本実施形態に係るモータコアの製造方法について、簡単に説明した。

以下では、実施例及び比較例を示しながら、本発明に係る無方向性電磁鋼板、無方向性電磁鋼板の製造方法及びモータコアの製造方法について、具体的に説明する。なお、以下に示す実施例は、あくまでも本発明に係る無方向性電磁鋼板、無方向性電磁鋼板の製造方法及びモータコアの製造方法のあくまでも一例であって、本発明に係る無方向性電磁鋼板、無方向性電磁鋼板の製造方法及びモータコアの製造方法が下記の例に限定されるものではない。

（実施例１）
以下の表１に示す成分組成のスラブを実験室で作成し、１１５０℃に加熱した後、仕上温度８５０℃、仕上板厚１．６ｍｍとなるように熱間圧延を施し、６５０℃で巻取って熱延板とした。表面のスケールについては、熱間圧延の巻取り前の冷却以降から熱延板焼鈍までスケール除去工程を経ずに、雰囲気露点１０℃の窒素雰囲気にて１０００℃×５０秒の熱延板焼鈍を施し、塩酸で酸洗した。この際に、酸洗時の塩酸の酸濃度、温度、時間を変更することで、以下の表２に示すような種々のＡｌ(ｘ≦５μｍ)／Ａｌ（ｘ＝１０μｍ）値をとるような酸洗板を作成した。これらの酸洗板は、冷間圧延により板厚０．２０ｍｍの冷延板とした。更に、水素２０％窒素８０％露点０℃の混合雰囲気にて、表２に示すような仕上焼鈍条件で焼鈍した後、リン酸アルミニウムと粒径０．２μのアクリル−スチレン共重合体樹脂エマルジョンからなる絶縁被膜を所定付着量となるよう塗布し、大気中３５０℃で焼付けて、無方向性電磁鋼板とした。なお、熱延板焼鈍時における８００℃〜５００℃までの温度域での冷却速度を、４０℃／秒とし、仕上焼鈍時における９５０℃以下７００℃以上の温度域での加熱速度、及び、９００℃以下５００℃以上の温度域での冷却速度を、それぞれ、１００℃／秒、及び、３０℃／秒とした。得られた試料のそれぞれに対して、以下に示す調査を行い、得られた結果を、表２にあわせて示した。

また、ステータコアの製造を模擬し、表２に示したＮｏ．１〜Ｎｏ．５０の無方向性電磁鋼板について、一部は露点−４０℃の９９．９９％窒素雰囲気で７００℃、７５０℃、８００℃、８５０℃、９００℃、９５０℃到達後、２時間均熱する歪取り焼鈍を施した。得られた試料のそれぞれに対して、以下に示す磁気特性及び被膜密着性に関する調査を行い、得られた結果を、以下の表３に示した。

＜強度（歪取り焼鈍前）＞
ＪＩＳＺ２２４１にしたがって、降伏応力を求めた。得られた降伏応力について、以下のように評価した。降伏応力が４５０ＭＰａ以上であれば、ロータコアとして好ましく使用が可能である。
○：降伏応力４５０ＭＰａ以上
×：降伏応力４５０ＭＰａ未満

＜磁気特性（歪取り焼鈍前・後）＞
単板磁気特性試験機にて、励磁周波数４００Ｈｚ、磁束密度１．０Ｔ（以下Ｗ１０／４００）を測定した。鉄損値は、励磁方向を圧延方向と平行（Ｌ方向）としたときに測定される値と、圧延方向に対して９０°方向（Ｃ方向）としたときに測定される値と、の平均値とした。ここで、歪取り焼鈍後の鉄損値Ｗ１０／４００≦１２．０となるものを、磁気特性に優れるものと評価した。

＜平均結晶粒径（歪取り焼鈍前・後）＞
得られた各試料を断面研磨後、ナイタール腐食させ、線分法により平均結晶粒径を求めた。

＜歪取り焼鈍後の被膜密着性＞
歪取り焼鈍後、試料をφ３０ｍｍの丸棒に巻きつけ、巻きつけた部分の外側の被膜の残存状況を、目視により以下のように判断した。評価○となった試料を、歪取焼鈍後の被膜密着性に優れるものと判断した。
○：剥離面積率２０％以下
△：剥離面積率２０％超５０％以下
×：剥離面積率５０％超

＜脱Ａｌ層（歪取り焼鈍前）＞
２０％水酸化ナトリウム水溶液に対して試料を浸漬して表面の絶縁被膜を除去した後に、ＧＤＳにて表層から１０μｍ深さの領域のＡｌ濃度分布を調べ、式（１０１）及び式（１０３）の数値を求めた。

＜絶縁被膜付着量（歪取り焼鈍前）＞
２０％水酸化ナトリウム水溶液に対して試料を浸漬し、表面の絶縁被膜を除去前後の質量差と試料の面積とから求めた。

＜絶縁被膜中に含まれるＦｅ２価及びＦｅ３価の含有量（歪取り焼鈍前）＞
２０％水酸化ナトリウム水溶液に試料を浸漬し、得られた水溶液についてＩＣＰ分析を行い、含まれるＦｅ量を定量し、面積あたりのＦｅ付着量に換算した。アルカリ水溶液に鋼板からＦｅが溶出せず、かつ、専らアルカリ水溶液にて溶解されるのは、無方向性電磁鋼板の絶縁被膜のみである。そのため、ＩＣＰ分析にて定量されたＦｅ量は、金属Ｆｅ（０価のＦｅ）が含まれないことは明らかである。また、Ｆｅは、２価及び３価の価数で大気中で安定であるため、上記のＦｅ付着量は、２価及び３価のＦｅの合計付着量であると言い換えることができる。

また、絶縁被膜中に含まれるＦｅが２価あるいは３価であることを直接的に確認する方法の一例としては、以下に示す方法が挙げられる。まず、一定面積の絶縁被膜を有する無方向性電磁鋼板の試料を、５％臭素メタノール溶液に浸漬し、溶液に鋼板を溶解させ、溶解しない絶縁被膜を浮き上がらせ、これを捕集する。これら捕集した被膜について以下に示すメスバウワー分光法を用い、Ｆｅ^３＋及びＦｅ^２＋の等の各価数（０価含む）のＦｅの存在比を求めることができる。

具体的には、以下の方法を行う。
捕集した被膜をろ紙の表面に展開し、試料片作成する。線源として^５７Ｃｏ／Ｒｈマトリックスを用い、線源から取り出したγ線を試料展開面に照射し、試料展開面の裏面から放出されるγ線の強度を測定し、純鉄に対するドップラーシフトを求め、Ｆｅ^３＋及びＦｅ^２＋の存在を、それぞれ同定することができる。

以下に示す実施例では、Ｆｅ^３＋及びＦｅ^２＋の存在以外のＦｅの状態を示す結果は認められなかったので、上記の２０％水酸化ナトリウム水溶液を用いて分析定量したＦｅ付着量は、すべてＦｅ^３＋及びＦｅ^２＋によるものであることが改めて確認された。

Ｎｏ．１及びＮｏ．２の試料は、表２から明らかなように、式（１０１）で規定される表面Ａｌ濃度が低いため、表３に示したように歪取り焼鈍後の磁気特性（鉄損）が劣化した。これは、表面Ａｌ濃度の低下に伴い、高周波鉄損で重要となる渦電流損が劣化したためと考えられる。

Ｎｏ．３及びＮｏ．６の試料は、表２から明らかなように、式（１０１）で規定される表面Ａｌ濃度が高く、かつ、結晶粒径が５０μｍを超える大きさとなっているため、強度が低くなっている。また、表３から明らかなように、Ｎｏ．３及びＮｏ．６の試料は、絶縁被膜の密着性も優れた値を示さず、鉄損と強度の双方を共に向上させることができなかった。Ｎｏ．１６〜Ｎｏ．２１の試料は、表２から明らかなように、式（１０１）で規定される表面Ａｌ濃度が高く、かつ、絶縁被膜中のＦｅ２価及びＦｅ３価の含有量が低くなっているために、かかる試料を歪取り焼鈍することで、表３に示したように絶縁被膜の密着性が優れた値を示さなかった。

Ｎｏ．２５及びＮｏ．２９の試料は、表２から明らかなように、無方向性電磁鋼板としては本発明例に該当しており、ロータコアとして使用可能な強度が実現されている。しかしながら、表３から明らかなように、歪取り焼鈍時において焼鈍温度が高すぎたために、絶縁被膜の密着性が劣化し、また、優れた磁気特性も示さなかった。これは、歪取り焼鈍時の焼鈍温度が高すぎたために、再結晶組織が粒成長しすぎて、ヒステリシス損が上昇したためと考えられる。

Ｎｏ．３０及びＮｏ．３１の試料は、表２から明らかなように、絶縁被膜の付着量が少なく、かつ、絶縁被膜中のＦｅ２価及び３価の含有量が低くなっている。そのため、表３に示したように、適切な条件で歪取り焼鈍を行っても、絶縁被膜の密着性が劣化し、また、優れた磁気特性も示さなかった。

Ｎｏ．３６の試料は、表２から明らかなように、絶縁被膜中のＦｅ２価及びＦｅ３価の合計含有量が高すぎたために、適切な条件で歪取り焼鈍を行っても、表３に示したように絶縁被膜の密着性が劣化した。

一方、本発明例に該当する無方向性電磁鋼板では、ロータコアとして使用可能な強度が実現されているとともに、適切な条件で歪取り焼鈍を行うことで、ステータコアとしても、優れた磁気特性及び絶縁被膜の密着性を示していることがわかる。

以上、添付図面を参照しながら本発明の好適な実施形態について詳細に説明したが、本発明はかかる例に限定されない。本発明の属する技術の分野における通常の知識を有する者であれば、特許請求の範囲に記載された技術的思想の範疇内において、各種の変更例または修正例に想到し得ることは明らかであり、これらについても、当然に本発明の技術的範囲に属するものと了解される。

１０ 無方向性電磁鋼板
１１ 地鉄
１３ 絶縁被膜
１０１ 母材部
１０３ 脱Ａｌ層

Claims (13)

1. 質量％で、
   Ｃ：０．００１０％〜０．００５０％
   Ｓｉ：２．５％〜４．０％
   Ａｌ：０．１％〜２．０％
   Ｍｎ：０．０５％〜２．０％
   Ｐ：０．００５％〜０．１５％
   Ｓ：０．０００１％〜０．００３０％
   Ｔｉ：０．０００５〜０．００３０％
   Ｎ：０．００１０〜０．００３０％
   を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、地鉄の板厚が０．１０ｍｍ以上０．３５ｍｍ以下であり、地鉄中の平均結晶粒径が５０μｍ以下であり、かつ、地鉄表面からの深さ方向でのＡｌ濃度について、以下の式（１）に示す関係式を満足する鋼板と、
   前記鋼板の表面に位置する絶縁被膜と、
   を備え、
   前記絶縁被膜の付着量が、４００ｍｇ／ｍ^２以上１２００ｍｇ／ｍ^２以下であり、
   前記絶縁被膜中の２価及び３価のＦｅの含有量が、１０ｍｇ／ｍ^２以上２５０ｍｇ／ｍ^２以下である、無方向性電磁鋼板。
   
   ０．１≦Ａｌ（ｘ≦２μｍ）／Ａｌ（ｘ＝１０μｍ）＜１．０ ・・・（１）
   
   ここで、上記式（１）において、
   ｘ：地鉄表面からの深さ［μｍ］
   Ａｌ（ｘ≦２μｍ）：地鉄表面から深さ２μｍまでのＡｌ濃度の平均値
   Ａｌ（ｘ＝１０μｍ）：深さ１０μｍの位置でのＡｌ濃度
   を表す。
2. 残部のＦｅの一部に換えて、更に、Ｓｎ又はＳｂの少なくとも何れかを、それぞれ０．０１質量％以上０．２質量％以下含有する、請求項１に記載の無方向性電磁鋼板。
3. 残部のＦｅの一部に換えて、更に、Ｎｉ、Ｃｕ又はＣｒの少なくとも何れかを、それぞれ０．０１質量％以上０．２質量％以下含有する、請求項１又は２に記載の無方向性電磁鋼板。
4. 残部のＦｅの一部に換えて、更に、０．０００５質量％以上０．００２５質量％以下のＣａ、又は、０．０００５質量％以上０．００５０質量％以下のＲＥＭの少なくとも何れかを含有する、請求項１〜３の何れか１項に記載の無方向性電磁鋼板。
5. 所定の化学成分を有する鋼塊に対して、熱間圧延、熱延板焼鈍、酸洗、冷間圧延、仕上焼鈍を順に実施することで、無方向性電磁鋼板を製造する方法であって、
   前記鋼塊は、質量％で、
   Ｃ：０．００１０％〜０．００５０％
   Ｓｉ：２．５％〜４．０％
   Ａｌ：０．１％〜２．０％
   Ｍｎ：０．０５％〜２．０％
   Ｐ：０．００５％〜０．１５％
   Ｓ：０．０００１％〜０．００３０％
   Ｔｉ：０．０００５〜０．００３０％
   Ｎ：０．００１０〜０．００３０％
   を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、
   前記熱間圧延後にスケールを除去しないままで、焼鈍雰囲気中の露点を−４０℃以上６０℃以下とし、焼鈍温度を９００℃以上１１００℃以下とし、かつ、均熱時間を１秒以上３００秒以下とした前記熱延板焼鈍を実施し、
   前記酸洗により、酸洗板における地鉄表面からの深さ方向でのＡｌ濃度について、以下の式（２）に示す関係式を満足するように酸洗減量を制御しつつ、内部酸化層を含むスケール層を除去し、
   前記冷間圧延により、地鉄の最終板厚を０．１０ｍｍ以上０．３５ｍｍ以下とし、
   前記仕上焼鈍において、仕上焼鈍温度を９５０℃以下とし、
   前記仕上焼鈍後に、前記地鉄の表面に対し、付着量が４００ｍｇ／ｍ^２以上１２００ｍｇ／ｍ^２以下となるように絶縁被膜を形成する、無方向性電磁鋼板の製造方法。
   
   ０．１≦Ａｌ（ｘ≦５μｍ）／Ａｌ（ｘ＝１０μｍ）＜１．０ ・・・（１）
   
   ここで、上記式（２）において、
   ｘ：地鉄表面からの深さ［μｍ］
   Ａｌ（ｘ≦５μｍ）：地鉄表面から深さ２μｍまでのＡｌ濃度の平均値
   Ａｌ（ｘ＝１０μｍ）：深さ１０μｍの位置でのＡｌ濃度
   を表す。
6. 前記仕上焼鈍後の地鉄の平均結晶粒径が、５０μｍ以下であり、
   前記絶縁被膜中の２価及び３価のＦｅの含有量が、１０ｍｇ／ｍ^２以上２５０ｍｇ／ｍ^２以下である、請求項５に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
7. 前記鋼塊は、残部のＦｅの一部に換えて、更に、Ｓｎ又はＳｂの少なくとも何れかを、それぞれ０．０１質量％以上０．２質量％以下含有する、請求項５又は６に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
8. 前記鋼塊は、残部のＦｅの一部に換えて、更に、Ｎｉ、Ｃｕ又はＣｒの少なくとも何れかを、それぞれ０．０１質量％以上０．２質量％以下含有する、請求項５〜７の何れか１項に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
9. 前記鋼塊は、残部のＦｅの一部に換えて、０．０００５質量％以上０．００２５質量％以下のＣａ、又は、０．０００５質量％以上０．００５０質量％以下のＲＥＭの少なくとも何れかを含有する、請求項５〜８の何れか１項に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
10. 質量％で、
    Ｃ：０．００１０％〜０．００５０％
    Ｓｉ：２．５％〜４．０％
    Ａｌ：０．１％〜２．０％
    Ｍｎ：０．０５％〜２．０％
    Ｐ：０．００５％〜０．１５％
    Ｓ：０．０００１％〜０．００３０％
    Ｔｉ：０．０００５〜０．００３０％
    Ｎ：０．００１０〜０．００３０％
    を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、地鉄の板厚が０．１０ｍｍ以上０．３５ｍｍ以下であり、地鉄中の平均結晶粒径が５０μｍ以下であり、かつ、地鉄表面からの深さ方向でのＡｌ濃度について、以下の式（１）に示す関係式を満足する鋼板と、前記鋼板の表面に位置する絶縁被膜と、を備え、前記絶縁被膜の付着量が、４００ｍｇ／ｍ^２以上１２００ｍｇ／ｍ^２以下であり、かつ、前記絶縁被膜中の２価及び３価のＦｅの含有量が、１０ｍｇ／ｍ^２以上２５０ｍｇ／ｍ^２以下である無方向性電磁鋼板を、
    コア形状に打ち抜いて積層した後、７０体積％以上窒素を含有した雰囲気中で、７５０℃以上９００℃以下の温度で歪取り焼鈍を実施する、モータコアの製造方法。
    
    ０．１≦Ａｌ（ｘ≦２μｍ）／Ａｌ（ｘ＝１０μｍ）＜１．０ ・・・（１）
    
    ここで、上記式（１）において、
    ｘ：地鉄表面からの深さ［μｍ］
    Ａｌ（ｘ≦２μｍ）：地鉄表面から深さ２μｍまでのＡｌ濃度の平均値
    Ａｌ（ｘ＝１０μｍ）：深さ１０μｍの位置でのＡｌ濃度
    を表す。
11. 前記無方向性電磁鋼板は、残部のＦｅの一部に換えて、更に、Ｓｎ又はＳｂの少なくとも何れかを、それぞれ０．０１質量％以上０．２質量％以下含有する、請求項１０に記載のモータコアの製造方法。
12. 前記無方向性電磁鋼板は、残部のＦｅの一部に換えて、更に、Ｎｉ、Ｃｕ又はＣｒの少なくとも何れかを、それぞれ０．０１質量％以上０．２質量％以下含有する、請求項１０又は１１に記載のモータコアの製造方法。
13. 前記無方向性電磁鋼板は、残部のＦｅの一部に換えて、更に、０．０００５質量％以上０．００２５質量％以下のＣａ、又は、０．０００５質量％以上０．００５０質量％以下のＲＥＭの少なくとも何れかを含有する、請求項１０〜１２の何れか１項に記載のモータコアの製造方法。
    
    

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