JP2018178196A - 無方向性電磁鋼板及びその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】磁気特性に優れ、かつ、打ち抜き加工時の寸法精度が高い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、Ｃ：０．００１〜０．００５％、Ｓｉ：０．５〜２．０％、Ｍｎ：０．１〜１．５％、Ｐ：０．１０％未満、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．００１〜２．０％、及び、Ｎ：０．００１〜０．００５％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなる化学組成のうち、相変態を有する化学組成である。無方向性電磁鋼板の板厚をｔと定義したとき、無方向性電磁鋼板の表面からｔ／１０位置での｛１１１｝＜１１２＞方位の集積度Ｉ（ｓ）が６．０未満であり、無方向性電磁鋼板の表面からｔ／２深さ位置での｛１００｝＜０１２＞方位の集積度Ｉ（ｃｂ）が４．０以上であり、無方向性電磁鋼板の表面からｔ／１０深さ位置での｛１００｝＜０１２＞方位の集合度Ｉ（ｓｂ）の集積度Ｉ（ｃｂ）に対する比が０．８〜１．２である。【選択図】図１

Description

本発明は、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、電機機器の鉄心の素材として利用される。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、電機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。

従来、無方向性電磁鋼板の鉄損を低くするため、次の技術が採用されている。
・無方向性電磁鋼板にＳｉ及びＡｌ等を含有する。
・無方向性電磁鋼板の結晶粒径を制御する。
・無方向性電磁鋼板の板厚を薄くする。

一方、無方向性電磁鋼板の磁性密度を高めるため、集合組織の制御が利用されている。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の集積度を増加させる。具体的には、鋼板面内に磁化容易軸を含まない｛１１１｝面への集積を抑制し、磁化容易軸を含む｛１１０｝面及び｛１００｝面への集積を増加させる。

磁化容易軸を含む｛１１０｝面及び｛１００｝面への集積を増加させるため、熱間圧延工程及び冷間圧延工程での圧延変形に伴う結晶回転が制御される。また、無方向性電磁鋼板において、特に冷間圧延の温度を常温（室温、２５℃程度）より高い温度で実施する、いわゆる「温間圧延」が実施されることがある。

無方向性電磁鋼板の製造において、磁気特性を高めるために、熱間圧延後に温間圧延を実施する技術が、特許文献１〜特許文献５に提案されている。

特許文献１に開示された無方向性電磁鋼板の製造方法では、無方向性電磁鋼板のＡｌ含有量を質量％で０．０２％以下とする。また、最終冷間圧延工程において、最終パスを除く少なくとも１パスを１００〜３００℃の温間圧延とする。さらに、最終パスを１００℃以下、１０〜３０％で圧延する。これにより、無方向性電磁鋼板の鉄損Ｗ_15/50が向上する、と特許文献１には記載されている。

特許文献２に開示された無方向性電磁鋼板の製造方法では、質量％でＣｕ：０．２％以上、４．０％以下、Ｎｉ：０．５％以上、５．０％以下を含有する鋼素材に対して、最終の冷間圧延工程において圧延温度が１００〜３００℃以上の温間圧延を１パス以上実施し、その際の温間圧延の累積圧下率を４５％以上とする。これにより、強度と鉄損とのバランスに優れた無方向性電磁鋼板が製造できる、と特許文献２には記載されている。

特許文献３に開示された無方向性電磁鋼板の製造方法では、熱延仕上げ温度をＡ_ｒ３変態点未満７００℃以上とする。製造された熱延鋼板に対して脱スケールを実施した後、冷間圧延において付与する全ひずみを対数ひずみに換算して、そのうちの５０％以上を１００℃〜４００℃の温間で圧延し、７００℃〜９５０℃で３分以下の仕上げ焼鈍を行う。これにより、磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板が製造できる、と特許文献３には記載されている。

特許文献１〜３で実施される温間圧延では、冷間圧延よりも圧延温度が高い。そのため、鋼中の転位のすべり挙動の変化に起因して、結晶方位が変化することがある。これは、鋼中に含有する元素と転位との相互作用が温度に依存し、この温度依存性により、結晶方位が変化すると考えられる。

このような元素と転位との相互作用に注目して温間圧延の条件を制御する技術が、特許文献４及び特許文献５に提案されている。特許文献４に開示された電磁鋼板製造法では、固溶（Ｃ＋Ｎ）が１０ｐｐｍ以上である鋼を、２００〜５００℃の温度範囲において２０％以上の圧下率で圧延し、そのあと再結晶焼鈍をおこない、集合組織の（１１０）〔００１〕方位成分を発達させる。特許文献５に開示された無方向性電磁鋼板の製造方法では、鋼中のＰ、Ｓ及びＳｅを、Ｐ＋１００×Ｓ＋３００×Ｓｅ≦０．５となるように抑制し、熱延板焼鈍をＡｃ_３点以上の温度域で行う。

一方、無方向性電磁鋼板は、打ち抜き加工等により、モータ用の鉄心に加工される。そのため、無方向性電磁鋼板には、「打ち抜き寸法精度」も要求される。特に、無方向性電磁鋼板が打ち抜きポンチによりダイに押し込まれる際に形成される、打ち抜きモータ鉄心外径寸法の最大値と最小値の差を抑制することが求められる。つまり、打ち抜き加工時における弾性ひずみ発生の抑制（塑性ひずみの導入促進）が求められる。

このような打ち抜き寸法精度改善を含む、打ち抜き加工性の向上に関する技術が、特許文献６〜８に提案されている。

特許文献６に開示された無方向性電磁鋼板では、Ｓｉおよび／またはＡｌを合計で０．０３％〜０．５％に制御してＰを０．１０％〜０．２６％添加し平均粒径を３０〜８０μｍに制御する、あるいはＳｉおよび／またはＡｌを合計で０．５％超〜２．５％に制御してＰを０．１０〜０．２６％添加することで降伏応力を増加して打ち抜き寸法精度を高めている。

特許文献７、８に開示された無方向性電磁鋼板では、板厚（ｍｍ）と降伏応力ＹＰ（Ｎ／ｍ^２）の積が０．６５以上になるように制御し、打ち抜き寸法精度を高めている。特許文献６〜８に提案された技術では、無方向性電磁鋼板の降伏応力を高くして、打ち抜き寸法精度を高めている。

また、磁気特性の中でも特に高周波特性に関しては、表層の｛１１１｝方位を含めた集合組織についての特別な考慮が必要であることが、特許文献９〜１２に示されている。

特許第３８８８０３３号公報 特開２００５−１２０４３１号公報 特許第２８７０８１８号公報 特開昭５８−８４９２４号公報 特開２００６−１０４５３０号公報 国際公開第２００３／００２７７７号 特開２００３−１９７４１４号公報 特開２００４−１５２７９１号公報 特開平７−１５０３１０号公報 特開平８−１３４６０６号公報 特開２００１−１５８９４８号公報 国際公開第２０１６／１４８０１０号

上述の特許文献では、磁気特性と打ち抜き加工性、特に打ち抜き寸法精度を改善する提案がされている。しかしながら、他の方法による磁気特性と打ち抜き寸法精度の向上も求められている。

本発明の目的は、磁気特性に優れ、かつ、打ち抜き加工時の打ち抜き寸法精度を改善可能な無方向性電磁鋼板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、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．００１〜０．００５％、Ｓｉ：０．５〜２．０％、Ｍｎ：０．１〜１．５％、Ｐ：０．１０％未満、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．００１〜２．０％、及び、Ｎ：０．００１〜０．００５％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、相変態を有する。無方向性電磁鋼板の板厚とｔと定義したとき、無方向性電磁鋼板の表面からｔ／１０深さ位置での｛１１１｝＜１１２＞方位の集積度Ｉ（ｓａ）が６．０未満であり、無方向性電磁鋼板の表面からｔ／２深さ位置での｛１００｝＜０１２＞方位の集積度Ｉ（ｃｂ）が４．０以上であり、無方向性電磁鋼板の表面からｔ／１０深さ位置での｛１００｝＜０１２＞方位の集積度Ｉ（ｓｂ）の集積度Ｉ（ｃｂ）に対する比が０．８０〜１．２０である。

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仕上げ温度をＡｒ₁点（℃）〜１０００℃で熱延鋼板を製造する熱間圧延工程と、熱延鋼板に対して、少なくとも１パス目の圧延で温間圧延を実施し、２パス目以降の圧延で温間圧延又は冷間圧延を実施して、０．１０〜０．５０ｍｍの薄鋼板を製造する仕上げ圧延工程と、薄鋼板に対して仕上げ焼鈍を実施する仕上げ焼鈍工程とを備える。仕上げ圧延工程では、１パス目の圧延において、圧延スタンドのロールと熱延鋼板との摩擦係数を０．１０超〜０．３０とし、圧延温度をＴ（℃）、ひずみ速度をイプシロンドット（εドット）（ｓ^-1）、圧下率をｒ（％）と定義したとき、式（１）〜式（３）を満たす条件で熱延鋼板に対して温間圧延を実施する。そして、仕上げ圧延工程での累積圧下率を７５〜９５％とする。

本発明による無方向性電磁鋼板は、磁気特性に優れ、かつ、打ち抜き加工時の打ち抜き寸法精度を改善できる。

図１は、本発明の化学組成を満たす無方向性電磁鋼板において、表層での｛１１１｝＜１１２＞方位の集積度Ｉ（ｓａ）と、表層での｛１００｝＜０１２＞方位の集積度Ｉ（ｓｂ）の板厚中心層での｛１００｝＜０１２＞方位の集積度Ｉ（ｃｂ）に対する集積度比ＲＡ＝Ｉ（ｓｂ）／Ｉ（ｃｂ）と、打ち抜き寸法精度との関係を示す図である。 図２は、本発明の化学組成を満たす無方向性電磁鋼板において、板厚中心層での｛１００｝＜０１２＞方位の集積度Ｉ（ｃｂ）と、ＲＡ＝Ｉ（ｓｂ）／Ｉ（ｃｂ）、磁束密度Ｂ_５０（Ｔ）との関係を示す図である。 図３は、線膨張測定試験を説明するための模式図である。 図４は、本発明の化学組成を満たす無方向性電磁鋼板の製造工程における１パス目の温間圧延での初期ひずみ速度（ｓ^-1）及び初期圧延温度（℃）と、集積度Ｉ（ｓａ）、Ｉ（ｃｂ）及びＲＡ＝Ｉ（ｓｂ）／Ｉ（ｃｂ）との関係を示す図である。 図５は、実施例における打ち抜き寸法差測定試験を説明するための模式図である。

以下、本発明について詳細に説明する。

本発明者らは、優れた磁気特性を有し、かつ、打ち抜き加工時の打ち抜き寸法精度を改善する無方向性電磁鋼板について調査及び検討を行った。その結果、相変態を有する化学組成の無方向性電磁鋼板において、次の要件を満たすことにより、打ち抜き寸法精度が改善することを見出した。

（Ｉ）相変態を有する無方向性電磁鋼板の板厚をｔと定義した場合、圧延面からｔ／１０深さ位置（以下、表層という）での｛１１１｝＜１１２＞方位の集積度Ｉ（ｓａ）を６．０未満とする。さらに、表層での｛１００｝＜０１２＞方位の集積度Ｉ（ｓｂ）の、圧延面からｔ／２深さ位置（以下、板厚中心層という）での｛１００｝＜０１２＞方位の集積度Ｉ（ｃｂ）に対する比を、集積度比ＲＡ＝Ｉ（ｓｂ）／Ｉ（ｃｂ）と定義した場合、集積度比ＲＡを０．８０〜１．２０とする。この場合、打ち抜き時の打ち抜き寸法精度を改善できる。

図１は、本発明の化学組成を満たす無方向性電磁鋼板において、表層での｛１１１｝＜１１２＞方位の集積度Ｉ（ｓａ）と、集積度比ＲＡ（＝Ｉ（ｓｂ）／Ｉ（ｃｂ））と、打ち抜き寸法精度の指標であるうち抜き寸法差（μｍ）との関係を示す図である。後述するとおり、打ち抜き寸法差が小さいほど、打ち抜き寸法精度に優れる。

図１を参照して、表層での｛１１１｝＜１１２＞方位の集積度Ｉ（ｓａ）が６．０以上の場合（図１中の×印）、集積度比ＲＡが変動しても、打ち抜き寸法精度はそれほど変化しない。一方、表層での｛１１１｝＜１１２＞方位の集積度Ｉ（ｓａ）が６．０未満の場合（図１中の○印）、集積度比ＲＡの増加とともに、打ち抜き寸法差が小さくなる。そして、集積度比ＲＡが０．８〜１．２の範囲において、打ち抜き寸法差が１０μｍ以下となる。一方、集積度比ＲＡが１．０付近よりも増加するにともない、打ち抜き寸法精度は大きくなる。

要するに、集積度Ｉ（ｓａ）が６．０未満の場合、打ち抜き寸法差は、集積度比ＲＡ＝１．０近傍に変曲点を有する下に凸の曲線となる。そして、集積度比ＲＡが０．８〜１．２の範囲において、打ち抜き寸法差は１０μｍ以下となり、打ち抜き寸法精度を顕著に改善できる。

なお、集積度比ＲＡが変動したときの磁気特性への影響は小さい。図２は、本発明の化学組成を有する無方向性電磁鋼板における、板厚中心層の｛１００｝＜０１２＞方位の集積度Ｉ（ｃｂ）と、磁束密度Ｂ_５０（Ｔ）との関係を示す図である。図２に示すとおり、磁束密度Ｂ_５０は、板厚中心層の｛１００｝＜０１２＞方位の集積度Ｉ（ｃｂ）の増加に応じて高くなるものの、集積度比ＲＡ（＝Ｉ（ｓｂ）／Ｉ（ｃｂ））の変動の影響をほとんど受けない。そして、集積度Ｉ（ｃｂ）が４．０以上であれば、磁束密度Ｂ_５０（Ｔ）が１．８０以上となり、優れた磁気特性が得られる。

以上の知見に基づいて、相変態を有する化学組成の無方向性電磁鋼板において、板厚をｔと定義した場合、表層での｛１１１｝＜１１２＞方位の集積度Ｉ（ｓａ）が６．０未満であり、板厚中心層での｛１００｝＜０１２＞方位の集積度Ｉ（ｃｂ）が４．０以上であり、集積度比ＲＡ（＝Ｉ（ｓｂ）／Ｉ（ｃｂ））が０．８０〜１．２０であれば、磁気特性を維持しつつ、打ち抜き加工時の打ち抜き寸法精度を改善できる。ここでいう化学組成は、具体的には、質量％で、Ｃ：０．００１〜０．００５％、Ｓｉ：０．５〜２．０％、Ｍｎ：０．１〜１．５％、Ｐ：０．１０％未満、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．００１〜２．０％、及び、Ｎ：０．００１〜０．００５％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなる化学組成のうち、相変態を有する化学組成に限定する。

ここで、本明細書において、「相変態を有する化学組成」とは、２５〜１２００℃において、フェライト相及びオーステナイト相の二相が共存する、又は、オーステナイト単相である温度が存在する化学組成を指す。相変態の有無については、次の線膨張率測定試験により判断する。線膨張率測定試験では、直径１０ｍｍ×長さ２０ｍｍの丸棒状の試験片を、Ａｒ雰囲気で４℃／分で２５〜１２００℃の範囲で昇温し、線膨張率αを測定する。図３は、線膨張測定試験での温度と線膨張率との関係を示す図である。図３を参照して、２５〜１２００℃において、線膨張率αと温度Ｔの勾配ｄα／ｄＴが正から負に転じた温度（Ａｃ₁点）が存在する場合、その試験片において、フェライトからオーステナイトへの相変態が開始し、相変態が生じたことが分かる。したがって、線膨張率測定試験において、勾配ｄα／ｄＴが正から負に転じれば、その化学組成を有する鋼が相変態を有すると判断する。

上述のように相変態を有する化学組成の無方向性電磁鋼板でのみ、表層の集合組織と板厚中心層の集合組織とを規定することにより、打ち抜き寸法精度が顕著に改善されるメカニズムについては明確ではないが、以下の３つの要因が考えられる。

１つ目の要因として、結晶方位による降伏応力の差が挙げられる。｛１１１｝方位は｛１００｝方位より降伏応力が高い。そのため、打ち抜き加工時の剪断面近傍領域において、剪断面から鋼板内部にいたる塑性変形は狭い領域に制限されてしまう。その結果、加工中から加工後の除荷過程での弾性変形量が大きくなり、打ち抜き寸法精度が劣化しやすい。特に表層では、熱延鋼板の集合組織が｛１１０｝＜００１＞となる。そのため、冷間圧延後仕上げ焼鈍すれば、｛１１１｝＜１１２＞方位が発達しやすくなり、表層の降伏応力が上昇する。その結果、打ち抜き寸法精度が劣化する。

２つ目の要因として、表層と板厚中心層での集合組織が異なれば、塑性変形領域の割合が板厚方向で変動するため、打ち抜き寸法精度が劣化することを挙げられる。特に｛１００｝方位は加工硬化しやすい。そのため、板厚方向の集積度の変化が打ち抜き寸法精度に強く影響を及ぼす。

３つ目の要因として、相変態を有さない鋼板と、相変態を有する鋼板とでは、熱間圧延工程での相変態に起因して熱間圧延後の集合組織が異なることが挙げられる。相変態を有さない鋼板では、熱間圧延後に｛１００｝＜０１２＞や｛４１１｝＜１４８＞、｛１１０｝＜００１＞方位の集積度が高い集合組織が得られる。これに対し相変態を有する鋼板では｛１００｝＜０１１＞や｛１１０｝＜００１＞方位の集積度が高い集合組織が得られる。

このような熱間圧延後の集合組織の違いにより、温間圧延でのすべり変形挙動が変化する。そのため、再結晶時において、相変態を有さない鋼板では無方向性電磁鋼板の板厚方向において、｛１００｝＜０１２＞方位の集積度分布が不均一になるのに対し、相変態を有する鋼板では、無方向性電磁鋼板の板厚方向において、｛１００｝＜０１２＞方位の集積度分布が均一になると考えられる。

本発明の無方向性電磁鋼板では、表層では｛１１１｝＜１１２＞方位の集積度Ｉ（ｓａ）を弱め、表層及び板厚中心層の｛１００｝＜０１２＞方位の集積度の差を小さくする。つまり、本発明の無方向性電磁鋼板では、この組合せを実現することにより、いわゆるスプリングバックのような、塑性変形域での変形応力を除荷した場合の弾性変形の戻りが小さくなる。その結果、打ち抜き寸法精度が顕著に改善されると考えられる。

上述の表層及び板厚中心層の集合組織を実現する製造方法の一例を本発明者らは検討した。その結果、相変態を有する化学組成の熱延鋼板を圧延して無方向性電磁鋼板を製造するときに、少なくとも１パス目の圧延で温間圧延を実施し、２パス目以降の圧延で温間圧延又は冷間圧延を実施する（仕上げ圧延工程）。さらに、１パス目の温間圧延において、圧延スタンドのロールと非圧延材である熱延鋼板との摩擦係数を０．１０超〜０．３０とし、さらに、圧延温度をＴ（℃）、ひずみ速度をεドット（ｓ^-1）、圧下率をｒ（％）と定義したとき、式（１）〜式（３）を満たす条件で圧延を実施し、さらに、仕上げ圧延工程での累積圧下率を７５〜９５％とすることにより、上述の集合組織を有する無方向性電磁鋼板を製造できることを見出した。

以上の知見に基づいて完成した本発明の無方向性電磁鋼板は、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．００１〜０．００５％、Ｓｉ：０．５〜２．０％、Ｍｎ：０．１〜１．５％、Ｐ：０．１０％未満、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．００１〜２．０％、及び、Ｎ：０．００１〜０．００５％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなる化学組成のうち、相変態を有する化学組成であって、無方向性電磁鋼板の板厚をｔと定義したとき、無方向性電磁鋼板の表面からｔ／１０深さ位置での｛１１１｝＜１１２＞方位の集積度Ｉ（ｓａ）が６．０未満であり、表面からｔ／２深さ位置での｛１００｝＜０１２＞方位の集積度Ｉ（ｃｂ）が４．０以上であり、無方向性電磁鋼板の表面からｔ／１０深さ位置での｛１００｝＜１１２＞方位の集積度Ｉ（ｓｂ）の集積度Ｉ（ｃｂ）に対する比が０．８〜１．２である。

上記化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｔｉ：０．０１％以下、Ｖ：０．０１％以下、及び、Ｎｂ：０．０１５％以下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。この場合、上記化学組成は、式（Ａ）を満たす。

上記化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｓｎ：０．２％以下、Ｃｕ：０．１％以下、Ｎｉ：０．１％以下、Ｃｒ：０．２％以下、及び、Ｂ：０．００１％以下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仕上げ温度をＡｒ₁点（℃）〜１０００℃で熱延鋼板を製造する熱間圧延工程と、熱延鋼板に対して、少なくとも１パス目の圧延で温間圧延を実施し、２パス目以降の圧延で温間圧延又は冷間圧延を実施して、０．１０〜０．５０ｍｍの板厚を有する薄鋼板を製造する仕上げ圧延工程と、薄鋼板に対して最高到達温度を８００℃〜Ａｃ_１点とした仕上げ焼鈍を実施する仕上げ焼鈍工程とを備える。仕上げ圧延工程では、１パス目の圧延において、１パス目の圧延を実施する圧延スタンドのロールと熱延鋼板対との摩擦係数を０．１０超〜０．３０とし、さらに圧延温度をＴ（℃）、ひずみ速度をεドット（ｓ^-1）、圧下率をｒ（％）と定義したとき、式（１）〜式（３）を満たす条件で熱延鋼板に対して温間圧延を実施する。そして、仕上げ圧延工程での累積圧下率を７５〜９５％とする。

上記冷間圧延では、たとえば、圧延温度を１００℃未満とする。

上記仕上げ圧延工程では、各々が一対のワークロールを有し、一列に並んだ複数の圧延スタンドを含むタンデム圧延機を用いてもよい。この場合、１パス目の圧延を実施する圧延スタンドにて温間圧延を実施し、１パス目の圧延を実施する圧延スタンドの下流に配列された複数の圧延スタンドにて２パス目以降の圧延を冷間圧延で実施する。

以下、本発明による無方向性電磁鋼板について詳述する。

［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。なお、無方向性電磁鋼板の化学組成における「％」は、特に断りがない限り、質量％を意味する。

Ｃ：０．００１〜０．００５％
炭素（Ｃ）は鋼中に固溶Ｃとして存在し、温間圧延時の動的ひずみ時効による集合組織を改善する。これにより、無方向性電磁鋼板の磁束密度が高まる。Ｃ含有量が０．００１％未満であれば、この効果が得られない。一方、Ｃ含有量が０．００５％を超えれば、鋼中に微細な炭化物が析出して磁気特性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．００１〜０．００５％である。Ｃ含有量の好ましい下限は０．００１５％であり、さらに好ましくは０．００２％である。Ｃ含有量の好ましい上限は０．００４％であり、さらに好ましくは０．００３％である。

Ｓｉ：０．５〜２．０％
シリコン（Ｓｉ）は、鋼板の固有抵抗を高め、渦電流損を低減する。Ｓｉはさらに、ヒステリシス損を低減する。Ｓｉ含有量が０．５％未満であれば、これらの効果が得られない。一方、Ｓｉ含有量が２．０％を超えれば、相変態を有さない場合があり、本発明の効果が得られない場合がある。したがって、Ｓｉ含有量は０．５〜２．０％である。Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．７％であり、さらに好ましくは１．０％である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は１．８％であり、さらに好ましくは１．５％である。

Ｍｎ：０．１〜１．５％
マンガン（Ｍｎ）は、鋼の固有抵抗を高めると同時に、相変態させやすくする。相変態が発生しなければ、本発明の効果が得られない場合がある。Ｍｎはさらに、硫化物を粗大化して無害化する。Ｍｎ含有量が０．１％未満であれば、これらの効果が得られない。一方、Ｍｎ含有量が１．５％を超えれば、鋼の磁束密度が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は０．１〜１．５％である。Ｍｎ含有量のこのましい下限は０．２％であり、さらに好ましくは０．５％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は１．２％であり、さらに好ましくは１．０％である。

Ｐ：０．１０％未満
リン（Ｐ）は不純物である。Ｐは鋼の加工性を低下し、冷間圧延時に鋼板に割れを発生させ得る。したがって、Ｐ含有量は０．１０％未満である。Ｐ含有量はなるべく低い方が好ましい。Ｐ含有量の下限は特に制限されない。脱リンのコスト及び生産性の観点から、Ｐ含有量の好ましい下限は０．０１％である。

Ｓ：０．００５％以下
硫黄（Ｓ）は不純物である。Ｓは、ＭｎＳを生成して鉄損を増加する。したがって、Ｓ含有量は０．００５％以下である。Ｓ含有量はなるべく低い方が好ましい。Ｓ含有量の下限は特に制限されない。脱硫のコスト及び生産性の観点から、Ｓ含有量の好ましい下限は０．００１％である。

Ａｌ：０．００１〜２．０％
アルミニウム（Ａｌ）は、鋼を脱酸する。Ａｌはさらに、窒化物を粗大化して無害化する。Ａｌはさらに、Ｓｉと同様に鋼の固有抵抗を増加させて鉄損を低減する。Ａｌ含有量が０．００１％未満であれば、これらの効果が得られない。一方、Ａｌ含有量が２．０％を超えれば、相変態を有さなくなる場合があり、本発明の効果が得られない場合がある。したがって、Ａｌ含有量は０．００１〜２．０％である。Ａｌ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．１％である。Ａｌ含有量の好ましい上限は１．０％であり、さらに好ましくは０．５％である。

Ｎ：０．００１〜０．００５％
窒素（Ｎ）はＣと同様に、鋼中に固溶Ｎとして存在し、温間圧延時の動的ひずみ時効による集合組織を改善する。これにより、無方向性電磁鋼板の磁束密度が高まる。Ｎ含有量が０．００１％未満であれば、この効果が得られない。一方、Ｎ含有量が０．００５％を超えれば、微細なＡｌＮが析出して、磁気特性が低下する。したがって、Ｎ含有量は０．００１〜０．００５％である。Ｎ含有量の好ましい下限は０．００１５％であり、さらに好ましくは０．００２％である。Ｎ含有量の好ましい上限は０．００４％であり、さらに好ましくは０．００３％である。

本発明による無方向性電磁鋼板の化学組成の残部は、Ｆｅ及び不純物からなる。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際に、原料としての鉱石、スクラップ、または製造環境などから混入されるものである。これらの不純物の含有量は、本実施形態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。本明細書において、Ｔｉ含有量が０．００４％以下の場合、Ｔｉ含有量は不純物レベルと解釈される。同様に、Ｖ含有量が０．００４％以下の場合、Ｖ含有量は不純物レベルと解釈される。Ｎｂ含有量が０．００４％以下の場合、Ｎｂ含有量は不純物レベルと解釈される。つまり、上記不純物中において、Ｔｉ含有量、Ｖ含有量及びＮｂ含有量は次のとおりである。
Ｔｉ：０．００４％以下、
Ｖ：０．００４％以下、
Ｎｂ：０．００４％以下

［任意元素］
本発明の無方向性電磁鋼板の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｔｉ、Ｖ及びＮｂ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。さらに，これらの元素を含有する場合、化学組成は式（Ａ）を満足する。
ここで、式（Ａ）中の元素記号には、無方向性電磁鋼板中のその元素の含有量（質量％）が代入される。

Ｔｉ：０．０１％以下
Ｖ：０．０１％以下
Ｎｂ：０．０１５％以下
チタン（Ｔｉ）、バナジウム（Ｖ）及びニオブ（Ｎｂ）は任意元素である。これらの元素は炭窒化物を形成して、Ｃ及びＮを固定する。冷間圧延前にこれらの炭窒化物が存在すれば、固溶Ｃ、固溶Ｎによる動的ひずみ時効が得られない。Ｔｉ含有量が０．０１％以下、Ｖ含有量が０．０１％以下、Ｎｂ含有量が０．０１５％以下であり、さらに、Ｔｉ、Ｖ及びＮｂの合計含有量が式（Ａ）を満たせば、固溶Ｃ及び固溶Ｎによる動的ひずみ時効を抑制できる。

本発明の無方向性電磁鋼板の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｓｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ及びＢ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。

Ｓｎ：０．２％以下
スズ（Ｓｎ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｓｎは鋼板の集合組織を改善し、磁束密度を高める。Ｓｎはさらに、仕上げ焼鈍時の窒化を抑制し、磁気特性の低下を抑制する。一方、Ｓｎ含有量が０．２％を超えれば、鋼板の加工性を低下して、冷間圧延時に鋼板に割れを発生させ得る。したがって、Ｓｎ含有量は０．２％以下とする。Ｓｎ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％である。Ｓｎ含有量の好ましい上限は０．１５％であり、さらに好ましくは０．１％である。

Ｃｕ：０．１％以下
銅（Ｃｕ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。過剰に含有される場合、Ｃｕは、飽和磁束密度を下げ、磁束密度Ｂ_５０を下げる。Ｃｕはさらに、ＣｕＳを形成して鉄損を劣化する。Ｃｕはさらに、Ｎｉとともに含有されると鋼板表面に内部酸化層が形成されやすく、その結果、高周波鉄損が劣化する。したがって、Ｃｕ含有量は０．１％以下である。Ｃｕ含有量の下限値は、特に制限はないが、鉄スクラップから混入される観点から、０．０１％以上であるのが好ましい。

Ｎｉ：０．１％以下
ニッケル（Ｎｉ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｎｉは磁束密度Ｂ_５０を高め、さらに、鋼板強度を高める。しかしながら、Ｎｉ含有量が高すぎれば、原料コストが高くなる。Ｎｉはさらに、Ｃｕとともに含有されると、鋼板表面に内部酸化層が形成されやすく、その結果、高周波鉄損が劣化する。したがって、Ｎｉ含有量は０．１％以下である。Ｎｉ含有量の下限値は、特に制限はないが、磁束密度Ｂ_５０及び鋼板強度の観点から、０．０１％以上であるのが好ましい。

Ｃｒ：０．２％以下
クロム（Ｃｒ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。過剰に含有される場合、Ｃｒは飽和磁束密度を下げ、磁束密度Ｂ_５０を低下させる。したがって、Ｃｒ含有量は０．２％以下である。Ｃｒ含有量の下限値は特に制限はないが、鉄スクラップから混入される観点から、０．０１％以上であるのが好ましい。

Ｂ：０．００１％以下
ボロン（Ｂ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。過剰に含有される場合、Ｂは、飽和磁束密度を下げ、磁束密度Ｂ_５０を低下させる。したがって、Ｂ含有量は０．００１％以下である。Ｂ含有量の下限値は、特に制限はないが、鉄スクラップから混入される観点から、０．０００１％以上であるのが好ましい。

［集合組織］
本発明の無方向性電磁鋼板の板厚をｔ（ｍｍ）と定義したとき、無方向性電磁鋼板の集合組織は、下記（特徴Ａ）及び（特徴Ｂ）を有する。
（Ｉ）鋼板表面からｔ／１０深さ位置（表層）での集合組織において、｛１１１｝＜１１２＞方位の集積度Ｉ（ｓａ）が６．０未満である。
（ＩＩ）鋼板表面からｔ／２深さ位置（板厚中心層）での集合組織において、｛１００｝＜０１２＞方位の集積度Ｉ（ｃｂ）が４．０以上である。
（ＩＩＩ）鋼板の表面からｔ／１０深さ位置での｛１００｝＜０１２＞方位の集積度Ｉ（ｓｂ）の、表面からｔ／２深さ位置での｛１００｝＜０１２＞方位の集積度Ｉ（ｃｂ）に対する比（集積度比ＲＡ＝Ｉ（ｓｂ）／Ｉ（ｃｂ））が０．８０〜１．２０である。

［Ｉ：表層の集合組織について］
表層での｛１１１｝＜１１２＞方位の集積度Ｉ（ｓａ）が低ければ、無方向性電磁鋼板の表層の降伏応力が低下し、剪断面から鋼板内部へ塑性変形領域が拡がる。その結果、後述の集積度比ＲＡとの組み合わせにより、打ち抜き加工時の打ち抜き寸法精度を改善できる。集積度Ｉ（ｓａ）が６．０未満であれば、この効果が有効に得られる。集積度Ｉ（ｓａ）の好ましい上限値は４．０であり、さらに好ましくは２．０である。

［ＩＩ：板厚中心層の集合組織について］
板厚中心層での｛１００｝＜０１２＞方位の集積度Ｉ（ｃｂ）が低ければ、無方向性電磁鋼板の磁束密度Ｂ_５０が低下する。集積度Ｉ（ｃｂ）が４．０以上であれば磁束密度が向上する。集積度Ｉ（ｃｂ）の好ましい上限値は４．５であり、さらに好ましくは５．０である。

［ＩＩＩ：表層及び板厚中心層の集積度比ＲＡについて］
｛１００｝＜０１２＞方位の表層と板厚中心層の集積度比ＲＡは、上述の｛１１１｝＜１１２＞方位との相互作用により、打ち抜き加工時の打ち抜き寸法精度を改善する。集積度比ＲＡ＝Ｉ（ｓｂ）／Ｉ（ｃｂ）が０．８０〜１．２０であれば、この効果が有効に得られる。集積度比ＲＡの好ましい範囲は０．８５〜１．１５であり、さらに好ましくは０．９０〜１．１０である。

［集積度の測定方法］
Ｉ（ｓａ）、Ｉ（ｓｂ）及びＩ（ｃｂ）は次の方法で測定できる。無方向性電磁鋼板を圧延方向に垂直な断面で切断し、板厚ｔの粗試料片を複数採取する。粗試料片に対して化学研磨を実施して、板厚を表面からｔ／１０減厚したＩ（ｓａ）及びＩ（ｓｂ）測定用試験片を作製する。また、粗試験片に対して化学研磨を実施して、板厚を表面からｔ／２減厚したＩ（ｃｂ）測定用試験片を作製する。

作製された各測定用試験片に対して、Ｘ線回折装置により、｛２００｝面、｛１１０｝面、｛２１１｝面の極点図を測定し、結晶方位分布関数ＯＤＦ（Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ Ｄｅｔｅｒｍｉｎａｔｉｏｎ Ｆｕｎｃｔｉｏｎ）を作成する。作成されたＯＤＦを用いて、集積度Ｉ（ｓａ）、Ｉ（ｓｂ）及びＩ（ｃｂ）を求める。｛１１１｝＜１１２＞方位とは、ＯＤＦにおけるφ_２＝４５°断面のφ_１＝５５°、及びΦ＝３０°の集積度を示す。｛１００｝＜０１２＞方位とは、ＯＤＦにおけるφ_２＝４５°断面のφ_１＝２０°かつΦ＝０°の集積度を示す。

［無方向性電磁鋼板の製造方法］
本発明の無方向性電磁鋼板の製造方法の一例を説明する。本発明の無方向性電磁鋼板の製造方法は、スラブを熱間圧延して熱延鋼板を製造する工程（熱間圧延工程）と、少なくとも１パス目の圧延で温間圧延を実施し、２パス目以降の圧延で温間圧延又は冷間圧延を実施して、さらに、１パス目の温間圧延を特定条件で実施して薄鋼板を製造する工程（仕上げ圧延工程）と、薄鋼板に対して仕上げ焼鈍を実施して再結晶させる工程（仕上げ焼鈍工程）とを含む。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、スラブを熱間圧延して熱延鋼板を製造する。スラブは、上述の化学組成を有する。スラブは周知の方法で製造される。たとえば、上述の化学組成の溶湯を用いて、連続鋳造法によりスラブを製造する。上述の化学組成の溶湯を用いて、造塊法によりインゴットを製造し、インゴットを分塊圧延してスラブを製造してもよい。連続鋳造法により製造されたスラブに対して分塊圧延を実施してもよい。

準備されたスラブに対して、熱間圧延を実施する。熱間圧延時のスラブ加熱温度は特に限定されない。コスト及び熱間圧延性の観点から、好ましくは、スラブ加熱温度は１０００℃〜１３００℃である。スラブ加熱温度のさらに好ましい下限は１０５０℃である。スラブ加熱温度のさらに好ましい上限は１２５０℃である。

本発明の製造方法では、熱間圧延工程での仕上げ温度はオーステナイト単相または，フェライト相とオーステナイト相の２相域からフェライト単相に変態が終了する温度Ａｒ_１（℃）以上〜１０００℃である。ここで、仕上げ温度とは、熱間圧延工程で最終の圧下を行う圧延スタンド出側での鋼板温度を意味する。

仕上げ圧延温度の下限がＡｒ_１点（℃）未満であれば、熱延集合組織において｛１００｝＜０１１＞や｛１１０｝＜００１＞方位の集積度が高い集合組織が得られなくなる。その結果、後続工程の製造条件が適正であっても、仕上げ焼鈍後の鋼板表層における｛１１１｝＜１１２＞方位の集積度Ｉ（ｓａ）が高くなり、打ち抜き寸法精度が低くなる。したがって、仕上げ温度の下限は、Ａｒ₁（℃）未満である。一方、仕上げ温度の上限は操業の観点から１０００℃である。巻き取り温度は、特に限定しないが、操業の観点から６００〜９００℃であることが望ましい。

本発明の製造方法では、熱間圧延工程後であって、仕上げ圧延工程前に、熱延鋼板に対して熱延板焼鈍を実施しても実施しなくてもよい。熱延板焼鈍を実施する場合、たとえば、最高到達温度はＡｃ₁点（℃）以下（Ａｃ₁点：フェライトがオーステナイトに変態し始める温度）であり、保持時間は１〜１８０秒である。熱延板焼鈍はたとえば、連続焼鈍炉により実施される。最高到達温度及び保持時間が上記範囲内であれば、設備への負荷を抑えることができ、生産性も高めることができる。さらに、熱延板焼鈍の最高到達温度がＡｃ_１点以下であれば、冷延前の結晶粒径を粗大化することができ、無方向性電磁鋼板の磁気特性も高まる。一方、熱延板焼鈍温度がＡｃ₁点を超えれば、フェライト単相からフェライト相とオーステナイト相の２相域、又は、オーステナイト単相に相変態し、冷間圧延前の集合組織が変化する。その結果，後続工程の製造条件が適正であっても、仕上げ焼鈍後の鋼板中心層における｛１００｝＜０１２＞方位集積度（Ｉ（ｃｂ））が低くなり、ＲＡ（＝Ｉ（ｓｂ）／Ｉ（ｃｂ））が満足されない。その結果、打ち抜き寸法精度が低下する。さらに、磁気特性が低下し発明の効果が得られない場合がある。したがって、熱延板焼鈍工程を実施する場合、熱延板焼鈍における最高到達温度はＡｃ₁点以下（℃）とする。

［仕上げ圧延工程］
仕上げ圧延工程では、熱延工程により製造された熱延鋼板に対して、少なくとも最初の１パス目の圧延を温間圧延で実施する。そして、２パス目以降の圧延を温間圧延又は冷間圧延で実施して、薄鋼板を製造する。ここで、「パス」とは、一対のワークロールを有する１つの圧延スタンドを鋼板が通過して圧下を受けることを意味する。

仕上げ圧延工程では、一列に並んだ複数の圧延スタンド（各圧延スタンドは一対のワークロールを有する）を含むタンデム圧延機を用いてタンデム圧延を実施して、複数のパスを実施してもよいし、一対のワークロールを有するゼンジミア圧延機等によるリバース圧延を実施して、複数のパスを実施してもよい。生産性の観点から、タンデム圧延機を用いて複数の圧延パスを実施するのが好ましい。

冷間圧延工程を実施する場合、冷間圧延途中で鋼板に対して熱処理を実施してもよい。つまり、本発明における冷間圧延工程では、途中で熱処理を挟んで複数回のパスを実施してもよい。

以下、仕上げ圧延工程での条件について説明する。

[仕上げ圧延工程での累積圧下率]
仕上げ圧延工程での累積圧下率は７５〜９５％である。なお、累積圧下率（％）は次のとおり定義される。
累積圧下率（％）＝（１−仕上げ圧延工程の最終パス後の薄鋼板の板厚／１パス目の温間圧延前の熱延鋼板の板厚）×１００

累積圧下率は、製品板厚上の制約と、｛１００｝方位の集積度を高める点とに基づいて規定される。たとえば、熱延鋼板の板厚が２．０ｍｍであって、無方向性電磁鋼板の最終板厚が０．１０〜０．５０ｍｍである場合、累積圧下率は７５〜９５％となる。さらに、上述のとおり、板厚中心部において｛１００｝＜０１２＞方位の集積度を高めるためには、累積圧下率が高い方が好ましい。以上の観点から、本発明における仕上げ圧延工程での累積圧下率は７５〜９５％である。累積圧下率の好ましい下限は８５％である。累積圧下率の好ましい上限は９２．５％である。

[１パス目の温間圧延工程]
上述のとおり、熱延鋼板に対する１パス目の圧延を、温間圧延で行う。１パス目の温間圧延における条件は次のとおりである。

[１パス目の温間圧延における摩擦係数μ]
１パス目の温間圧延の圧延スタンドのロールと非圧延材である熱延鋼板との摩擦係数μは、鋼板の表層での剪断変形量に影響する因子である。摩擦係数が低すぎれば、鋼板表層において圧延素材の粒界近傍への剪断変形を伴うひずみの蓄積が不十分となる。この場合、｛１１１｝＜１１２＞方位の発生が十分に抑制されず、集積度Ｉ（ｓａ）が６．０以上となる。一方、摩擦係数μが高すぎれば、剪断変形が板厚中心層にまで及ぶ。この場合、表層に比べ板厚中心層での｛１００｝＜０１２＞方位の発生が過剰となり、集積度比ＲＡ＝Ｉ（ｓｂ）／Ｉ（ｃｂ）が０．８０未満となる。１パス目の温間圧延の摩擦係数μが０．１０超〜０．３０であれば、後述の式（１）〜式（３）が満たされることを条件に、表層の｛１１１｝＜１１２＞方位の発生を抑制しつつ、表層と板厚中心層の｛１００｝＜０１２＞方位の集積度を均一化できる。その結果、集積度Ｉ（ｓａ）が６．０未満になり、集積度比ＲＡが０．８０〜１．２０になる。１パス目の温間圧延の摩擦係数μの好ましい範囲は０．１５〜０．２５である。

[式（１）〜式（３）について]
１パス目の温間圧延ではさらに、式（１）〜式（３）を満たす条件で圧延を実施する。
ここで、Ｔ（℃）は１パス目の圧延での圧延温度（単位は℃、以下、初期圧延温度という）であり、より具体的には、１パス目の圧延を実施する圧延スタンド入側での鋼板温度（℃）である。εドット（イプシロンドット）は、１パス目の圧延のひずみ速度（単位はｓ^-1、以下、初期ひずみ速度という）である。ｒは、１パス目の圧延の圧下率（単位は％、以下、初期圧下率という）である。

つまり、仕上げ圧延工程における１パス目の圧延では、式（２）を満たす初期ひずみ速度、式（３）を満たす初期圧下率、及び、式（１）を満たす圧延温度で温間圧延を実施する。

［式（１）について］
初期圧延温度Ｔは、圧延中の粒界近傍での剪断変形の発生程度を制御する因子である。適切な温度範囲で圧延中の鋼板においては、粒界強度と粒内強度の差が適切な状況になり、粒界近傍への剪断ひずみの蓄積が高まる。特に表層近傍において、粒界近傍で剪断成分が大きな変形状態になると、その後の再結晶焼鈍において、｛１１１｝方位の発生が抑制される。

初期圧延温度Ｔ（℃）が式（１）〜式（３）を満たさなければ、鋼板表層の粒界近傍にひずみが蓄積されにくくなる。そのため、表層での｛１１１｝方位の発生が抑制されず、集積度Ｉ（ｓａ）が６．０以上となる。

図４は、本発明の化学組成を満たす無方向性電磁鋼板の製造工程における１パス目の温間圧延での初期ひずみ速度（ｓ^-1）及び初期圧延温度（℃）と、集積度Ｉ（ｓａ）、Ｉ（ｃｂ）及びＲＡ＝Ｉ（ｓｂ）／Ｉ（ｃｂ）との関係を示す図である。図４では、一例として、初期圧下率を３０％としている（式（３）を満たす）。したがって、式（１）の右辺はＴ＝１４９．０×（εドット）^0.09648となる。

図４を参照して、初期ひずみ速度が１０〜１０００（ｓ^-1）の場合、初期圧延温度がＴ＝１４９．０×（εドット）^0.09648の曲線以下あれば、集積度Ｉ（ｓａ）が６．０未満となる。そして、初期圧延温度がＴ＝１４９．０×（εドット）^0.09648の曲線よりも上方であれば、集積度Ｉ（ｓａ）が６．０以上となる。

［式（２）について］
初期ひずみ速度εドット（イプシロンドット）は、初期圧延温度Ｔと関連して、粒界近傍での剪断変形に影響を及ぼす因子である。初期ひずみ速度εドットはさらに、結晶のすべり変形による不均一変形組織の発生頻度を制御する因子である。初期ひずみ速度εドットが高くなれば、変形に対し転位の移動速度が追随できず、変形帯のような不均一変形が発生する。このような不均一変形は、剪断変形が発生しにくく変形が単純な板厚中心層の変形挙動に強く影響し、その後の再結晶焼鈍において、板厚中心層において｛１００｝方位の発生を促進する。

初期ひずみ速度εドットが１０ｓ^-1未満であれば、板厚中心層での不均一変形が十分とならず、表層と板厚中心層の｛１００｝＜０１２＞方位の集積度比ＲＡ（＝Ｉ（ｓｂ）／Ｉ（ｃｂ））が０．８０未満となる。一方、初期ひずみ速度εドットが１０００ｓ^-1を超えれば、鋼板の表層においても不均一変形の影響が大きくなる。この場合、表層においても｛１００｝＜０１２＞方位が増加するため、集積度比ＲＡが１．２０超となる。初期ひずみ速度εドットが式（２）を満たせば、式（１）及び式（３）を満たすことを条件に、表層の｛１１１｝＜１１２＞方位の発生を抑制しつつ、板厚中心層の｛１００｝＜０１２＞方位の発生も促進できる。その結果、集積度比ＲＡが０．８０〜１．２０になる。初期ひずみ速度εドットの好ましい下限は１０ｓ^-1である。初期ひずみ速度εドットの好ましい上限は１００ｓ^-1である。

［式（３）について］
初期圧下率ｒは、初期圧延温度Ｔと関連して、粒界近傍での剪断変形に影響を及ぼす因子である。初期圧下率ｒはまた、結晶のすべり変形による不均一変形組織の発生頻度を制御する因子である。

初期圧下率ｒは特に、鋼板の表層に付与される剪断変形の程度に影響する。そのため、初期圧下率ｒと上述の摩擦係数μとの組み合わせにより、鋼板表層における｛１１１｝＜１１２＞方位と、表層及び板厚中心層における｛１００｝＜０１２＞方位の配分が決定される。

初期圧下率ｒが１０％未満であれば、鋼板の板厚中心層での不均一変形が不十分となり、｛１００｝＜０１２＞方位の発生が十分に促進されない。一方、初期圧下率ｒが５０％を超えれば、鋼板表層にも不均一変形の影響が大きくなる。この場合、表層においても｛１００｝＜０１２＞方位が増加するため、集積度比ＲＡが１．２０超になる。初期圧下率ｒが式（３）を満たせば、式（１）及び式（２）を満たすことを条件に、表層の｛１１１｝＜１１２＞方位の発生を抑制しつつ、板厚中心層の｛１００｝＜０１２＞方位の発生も促進できる。その結果、集積度比ＲＡが０．８０〜１．２０になる。初期圧下率ｒの好ましい上限は３０％であり、さらに好ましくは２０％である。

[パススケジュールについて]
無方向性電磁鋼板の磁気特性向上の観点では，少なくとも１パス目圧延から温間圧延を実施することにより、変形帯のような不均一変形が発生する頻度を十分に高くでき、その結果、板厚中心層において｛１００｝＜０１２＞方位の再結晶を最大化し、集積度比ＲＡを必要な範囲に制御できる。２パス目以降の圧延（初期圧延スタンドの下流側に配置された圧延スタンドでの圧延）では板厚が薄くなっているため、十分な圧延形状比（ロール接触弧長さ／平均板厚）をとることが難しい。このため、本発明にとって必要な変形状態としにくく、発明効果の大幅な向上は期待できない。また圧延工程の後段は、本発明が注目する変形状態とは無関係に、最終的な製品の板厚精度を確保するために圧延形状比を小さくする必要がある。また、板厚精度の観点では十分な潤滑が可能となる冷間圧延が有利という側面もある。

本発明において、そのような小さな圧延形状比で温間圧延または冷間圧延を実施した場合、１パス目で導入した本発明にとって必要な変形状態が一部消失してしまい、再結晶後の鋼板表層に形成される｛１１１｝＜１１２＞方位の集積が増加して発明効果を阻害することにもなる。このため、本発明においては、１パス目圧延の条件で製造法を規定するものである。ただし、２パス目以降も温間圧延とすることは、発明効果が完全に失われるものでなければ、除外するものでないことは言うまでもない。

また、脆性破断の回避の観点からも、圧延形状比が高い１パス目の圧延を温間圧延とすることは有利となる。

さらに、過張力破断回避の観点では、１パスあたりの圧下率を高くする場合、又は１パスあたりのひずみ速度を速くする場合、圧延荷重が増加して張力が大きくなりすぎる場合がある。この場合、圧延中の鋼板が破断する場合がある。調査の結果、過剰な張力は１パス目の圧延を実施する圧延スタンド（初期圧延スタンド）の出側と、２パス目の圧延を実施する圧延スタンドの出側で生じやすい。１パス目の圧延にて温間圧延を実施することは、鋼板に過剰な張力が付与されるのを抑制するためにも好都合である。

温間圧延に用いるワークロールの観点では、温間圧延によるロール寿命は、冷間圧延によるロール寿命よりも低い。温間圧延では冷間圧延よりもワークロールが磨耗しやすく、さらに焼戻しが生じるためである。本発明では、１パス目のみを温間圧延とすることにより、ロール原単位を高めることができる。

以上の理由により、圧延の１パス目を含む前段を温間圧延とし、後段を冷間圧延とすることは本発明の好ましい実施形態となる。この場合、後段の冷間圧延では、圧延温度（鋼板温度）を１００℃未満とする。これにより、磁気特性を高めつつ、板厚変動を小さくするとともに、１パス目の温間圧延で形成された本発明にとって好ましい加工組織状態が破壊される懸念を回避することができる。

タンデム圧延機を用いる場合、少なくとも１パス目の圧延を実施する圧延スタンド、及び、その圧延スタンドと下流に配列される圧延スタンドにて温間圧延を実施し、温間圧延を実施した圧延スタンドの下流に配置された１又は複数の圧延スタンドにて冷間圧延を実施してもよい。

［圧延温度の制御について］
圧延の１パス目を含む前段での温間圧延のために、熱延鋼板を加熱する。温間圧延工程における加熱方法は、電磁誘導加熱、通電加熱、ヒーター加熱、雰囲気ガス中での加熱等を含め、公知の加熱方法を適用できる。

温間圧延後の後段の圧延において、上記のメリットを得るため冷間圧延を適用する際は、温間圧延後、冷間圧延とするパスの前で、冷却ロールなどへの接触や、冷却ガスの吹き付けなど、公知の方法により所要の温度に鋼板を冷却すればよい。

［仕上げ焼鈍工程］
仕上げ圧延工程を実施して製造された冷延鋼板に対して、仕上げ焼鈍を実施して、無方向性電磁鋼板を製造する。仕上げ焼鈍では、最終の板厚に仕上げられた冷延鋼板を焼鈍して再結晶させる。

仕上げ焼鈍の最高到達温度及び保持時間は、仕上げ焼鈍中に相変態を起こさず、かつ仕上げ焼鈍後の無方向性電磁鋼板の平均結晶粒径が５０μｍ以下となる範囲に限定する。相変態を生じない最高到達温度及び保持時間は、無方向性電磁鋼板の化学組成や、熱間圧延工程、仕上げ圧延工程の条件に応じて適宜設定される。最高到達温度及び保持時間の設定は、当業者であれば容易である。仕上げ焼鈍における最高到達温度は８００℃〜Ａｃ_１点（Ａｃ₁点：フェライトがオーステナイトに変態し始める温度）である。最高到達温度の好ましい上限は９００℃である。また、最高到達温度での保持時間は２０〜９０秒である。同じ化学組成、同じ熱間圧延工程条件、及び、同じ仕上げ圧延工程条件により圧延されたサンプル冷延鋼板を用いて、熱処理及び組織観察を行い、事前に仕上げ圧延焼鈍の条件（最高到達温度及び保持時間）を決定してもよい。この場合、平均結晶粒径を５０μｍ以下にする、より適切な条件を決定できる。なお、最高到達温度が８００℃未満であれば、集積度比ＲＡが０．８未満となり、打ち抜き寸法精度が低下する。一方、最高到達温度がＡｃ_１点を超えると、Ｉ（ｃｂ）が得られなくなり、磁束密度Ｂ_５０が低くなり，発明の効果が得られない。

［その他の工程］
上述の製造方法において、仕上げ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、仕上げ焼鈍後の無方向性電磁鋼板の表面に、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。

以上の製造工程により、本発明による無方向性電磁鋼板が製造できる。本発明の無方向性電磁鋼板は、磁気特性に優れる。さらに、打ち抜き加工におけるダレ発生を抑制できる。

以下、実施例を例示して、本発明を具体的に説明する。

表１に示す化学組成のスラブ（鋼片）を製造した。表１中の「−」は、含有量が検出限界未満であったことを示す。

各スラブから、直径１０ｍｍ×長さ２０ｍｍの試料を切り出した。その後、Ａｒ雰囲気で４℃／分で２５〜１２００℃の範囲で昇温し、線膨張率αを測定した。線膨張率αと温度Ｔの勾配ｄα／ｄＴが正から負に転じた温度を、フェライト相からオーステナイト相への相変態が開始したと判断し、Ａｃ_１点と判断した。また、図３に示すとおり、１２００〜２５℃の範囲で４℃／分で冷却し、降温時の線膨張率αを測定した。そして、線膨張率αと温度Ｔの勾配ｄα／ｄＴが負から正に転じた温度をオーステナイト相がすべてフェライト相に変態したと判断し、その温度をＡｒ_１と判断した。これらの結果に基づいて、熱間圧延以降の製造条件の影響を調査した。

スラブを１１５０℃に加熱して、仕上げ温度を９５０℃、９００℃、８５０℃、７００℃とする熱間圧延を実施して、板厚２．０ｍｍとし、８００℃で巻き取り、熱延鋼板を製造した。

熱延鋼板に対して、８５０℃、９５０℃、１０００℃で１分均熱する熱延板焼鈍を実施した。その後、５個の圧延スタンドが一列に配列されたタンデム圧延機を用いて、表２に示す条件として、１パス目の圧延を温間圧延で実施した。さらに、２〜５パス目の圧延を１００℃以下の冷間圧延で実施して、板厚０．５０ｍｍの薄鋼板を製造した。仕上げ圧延工程での累積圧下７５％であった。仕上げ圧延後の薄鋼板に対して、表１に示す仕上げ焼鈍温度（最高到達温度）で１４秒保持した。以上の製造工程により、無方向性電磁鋼板を製造した。

なお、表２中のＴ１は、式（１）の左辺とし、Ｔ２は式（１）の右辺とした。具体的にはＴ２は次のとおりとした。
以上の工程で製造された無方向性電磁鋼板に対して、次の評価を行った。

［集積度測定試験］
上述の測定方法に基づいて、表層での集積度Ｉ（ｓａ）、集積度Ｉ（ｓｂ）と、板厚中心層での集積度Ｉ（ｃｂ）とを求めた。

［磁気特性評価試験］
各試験番号の無方向性電磁鋼板に対して、５５ｍｍ角磁気測定試験により、５０００Ａ／ｍにおける磁束密度Ｂ_５０を測定した。磁束密度Ｂ_５０は、Ｌ方向（圧延方向）及びＣ方向（圧延方向に直交する方向）の平均値として求めた。

［打ち抜き寸法差測定試験］
打ち抜き試験を次の方法で実施した。５５ｍｍ角金型を用いて、打ち抜き加工を実施して、図４（Ａ）及び図４（Ｂ）に示す、５５ｍｍ×５５ｍｍの試験片を作製した。クリアランスは板厚の８％とした。

図４（Ａ）に示すとおり、正方形状の試験片の圧延方向の長さを３箇所（Ｌ１〜Ｌ３）測定した。具体的には、図４（Ａ）を参照して、試験片のうち、圧延方向に平行な左辺から幅方向に５ｍｍ位置における圧延方向長さをＬ１と定義した。同様に、幅方向中央位置における圧延方向長さをＬ２と定義した。圧延方向に平行な右辺から幅方向に５ｍｍ位置における圧延方向長さをＬ３と定義した。

さらに、図４（Ｂ）に示すとおり、正方形状の幅方向の長さを３箇所（Ｃ１〜Ｃ３）測定した。具体的には、図４（Ｂ）を参照して、試験片のうち、幅方向に平行な上辺から圧延方向に５ｍｍ位置における幅方向長さをＣ１と定義した。同様に、圧延方向中央位置における幅方向長さをＣ２と定義した。幅方向に平行な下辺から圧延方向に５ｍｍ位置における幅方向長さをＣ３と定義した。

上述の長さＬ１〜Ｌ３及び長さＣ１〜Ｃ３を測定した。下記式で定義した打ち抜き寸法精度Ａ（μｍ）を評価した。

［結果］
評価結果を表２に示す。表２を参照して、試験番号２〜１１、２０、２６〜２８、３８、３９、５６及び５９では、化学組成が適切であり、製造条件も適切であった。そのため、集積度Ｉ（ｓａ）が６．０未満であり、集積度Ｉ（ｃｂ）が４．０以上であり、集積度比ＲＡ＝Ｉ（ｓｂ）／Ｉ（ｃｂ）が０．８０〜１．２０であった。その結果、打ち抜き寸法差は１０μｍ以下と少なく、打ち抜き加工時の寸法ばらつき発生を十分に抑制できた。また、磁束密度Ｂ_５０が１．８０Ｔ以上であり、優れた磁気特性が得られた。

一方、試験番号１のＳｉ含有量は高すぎた。そのため、試験番号１の無方向性電磁鋼板は相変態しなかった。その結果、集積度Ｉ（ｃｂ）が低く、集積度比ＲＡも低かった。その結果、打ち抜き寸法差は１０μｍを超え、打ち抜き加工時の打ち抜き寸法精度が低かった。さらに、磁束密度Ｂ_５０が１．８０Ｔ未満であり、磁気特性が低かった。

試験番号１２〜１５では初期ひずみ速度が低すぎた。そのため、集積度比ＲＡが０．８０未満であった。その結果、打ち抜き寸法差が１０μｍを超え、打ち抜き寸法精度が低かった。なお、試験番号１５では、初期圧延温度Ｔも高かったため、集積度Ｉ（ｓａ）が６．０以上となり、打ち抜き寸法差が１０μｍを超えた。

試験番号１６では、初期圧延温度Ｔが低すぎ、摩擦係数μも低かった。そのため、集積度Ｉ（ｓａ）が６．０以上となり、集積度Ｉ（ｃｂ）が４．０未満となり、集積度比ＲＡが０．８０未満となった。その結果、打ち抜き寸法差は１０μｍを超え、打ち抜き加工時の打ち抜き寸法精度が低かった。さらに、磁束密度Ｂ_５０が１．８０Ｔ未満であり、磁気特性が低かった。

試験番号１７では、摩擦係数μが低かった。そのため、集積度Ｉ（ｓａ）が６．０以上となった。その結果、打ち抜き寸法差は１０μｍを超え、打ち抜き加工時の打ち抜き寸法精度が低かった。さらに、集積度Ｉ（ｃｂ）が４．０未満となった。そのため、磁束密度Ｂ_５０が１．８０Ｔ未満であり、磁気特性が低かった。

試験番号１８では、初期圧延温度Ｔが高すぎ、摩擦係数μも低かった。そのため、集積度Ｉ（ｓａ）が６．０以上となり、集積度Ｉ（ｃｂ）が４．０未満となり、集積度比ＲＡが０．８０未満となった。その結果、打ち抜き寸法差は１０μｍを超え、打ち抜き加工時の打ち抜き寸法精度が低かった。さらに、集積度Ｉ（ｃｂ）が４．０未満となった。そのため、磁束密度Ｂ_５０が１．８０Ｔ未満であり、磁気特性が低かった。

試験番号１９及び２５では、初期圧延温度Ｔが低すぎた。そのため、集積度Ｉ（ｃｂ）が４．０未満となり、集積度比ＲＡが０．８０未満となった。その結果、磁束密度Ｂ_５０が１．８０Ｔ未満であり、磁気特性が低かった。

試験番号２１及び２９では、初期圧延温度Ｔが高すぎた。そのため、集積度Ｉ（ｓａ）が６．０以上となった。その結果、打ち抜き寸法差は１０μｍを超え、打ち抜き加工時の打ち抜き寸法精度が低かった。

試験番号２２では、初期圧延温度Ｔが低すぎ、摩擦係数μが高すぎた。そのため、集積度比ＲＡが０．８０未満となった。その結果、その結果、打ち抜き寸法差は１０μｍを超え、打ち抜き加工時の打ち抜き寸法精度が低かった。

試験番号２３では、摩擦係数μが高すぎた。そのため、集積度比ＲＡが０．８０未満となった。その結果、打ち抜き寸法差は１０μｍを超え、打ち抜き加工時の打ち抜き寸法精度が低かった。

試験番号２４では、初期圧延温度Ｔが高すぎ、摩擦係数μが高すぎた。そのため、集積度Ｉ（ｓａ）が６．０以上となり、集積度比ＲＡが０．８０未満となった。その結果、その結果、打ち抜き寸法差は１０μｍを超え、打ち抜き加工時の打ち抜き寸法精度が低かった。

試験番号３０では、初期圧延温度Ｔが低すぎ、初期ひずみ速度が高すぎた。そのため、集積度Ｉ（ｃｂ）が４．０未満となった。その結果、磁束密度Ｂ_５０が１．８０Ｔ未満であり、磁気特性が低かった。さらに、集積度比ＲＡが１．２０を超えた。その結果、打ち抜き寸法差は１０μｍを超え、打ち抜き加工時の打ち抜き寸法精度が低かった。

試験番号３１〜３３では、初期ひずみ速度が高すぎた。そのため、集積度比ＲＡが１．２０を超えた。その結果、打ち抜き寸法差は１０μｍを超え、打ち抜き加工時の打ち抜き寸法精度が低かった。

試験番号３４では、初期圧延温度Ｔが高すぎた。そのため、集積度Ｉ（ｓａ）が６．０以上となった。また，ひずみ速度が高すぎ、集積度比ＲＡが１．２０を超えた。その結果、打ち抜き寸法差は１０μｍを超え、打ち抜き加工時の打ち抜き寸法精度が低かった。

試験番号３５では、初期圧下率ｒが低すぎた。そのため、集積度Ｉ（ｃｂ）が４．０未満となった。その結果、磁束密度Ｂ_５０が１．８０Ｔ未満であり、磁気特性が低かった。

試験番号３６では、初期圧下率ｒが高すぎた。そのため、集積度比ＲＡが１．２０を超えた。その結果、打ち抜き寸法差は１０μｍを超え、打ち抜き加工時の打ち抜き寸法精度が低かった。

試験番号３７では、仕上げ焼鈍時の最高到達温度が低すぎた。そのため、集積度Ｉ（ｃｂ）が４．０未満となった。その結果、磁束密度Ｂ_５０が１．８０Ｔ未満であり、磁気特性が低かった。さらに、集積度比ＲＡが０．８未満であった。その結果、打ち抜き寸法差は１０μｍを超え、打ち抜き加工時の打ち抜き寸法精度が低かった。

試験番号４０では、仕上げ焼鈍時の最高到達温度が高すぎた。その結果、相変態して集合組織が変化して、集積度Ｉ（ｃｂ）が４．０未満となった。その結果、磁束密度Ｂ_５０が１．８０Ｔ未満であり、磁気特性が低かった。

試験番号４１〜４８では、Ｓｉ含有量が高すぎ、相変態しない化学組成を有する無方向性電磁鋼板であった。そのため、集積度比ＲＡが０．８０未満であり、打ち抜き寸法差は１０μｍを超え、打ち抜き加工時の打ち抜き寸法精度が低かった。さらに、磁束密度Ｂ_５０が１．８０Ｔ未満であり、磁気特性が低かった。

試験番号４９では、Ｐ含有量が本発明で規定する範囲を超えた鋼について，従来方法で製造した。試験番号４９では、今回請求する圧延条件を満足していない鋼と比べて打ち抜き寸法精度は優位であった。しかしながら、本発明例は、試験番号４９と比較して、磁束密度Ｂ_５０が優位であった。

試験番号５０〜５５では、各元素の範囲は本発明で規定する範囲内にあるものの相変態しない化学組成であった。そのため、集積度Ｉ（ｓa）が６．０を超えた。その結果、集積度比ＲＡが０．８０〜１．２０の範囲内であるにも係らず、打ち抜き寸法差は１０μｍを超え、打ち抜き加工時の打ち抜き寸法精度が低かった。

試験番号５７及び５８では、各元素の範囲は本発明で規定する範囲内にあり、相変態する化学組成であったものの、熱間圧延工程での仕上げ温度がＡｒ₁点（℃）未満であった。そのため、集積度Ｉ（ｓa）が６．０を超えた。その結果、集積度比ＲＡが０．８０〜１．２０の範囲内であるにも拘わらず、打ち抜き寸法差は１０μｍを超え、打ち抜き加工時の打ち抜き寸法精度が低かった。

試験番号６０及び６１では、各元素の範囲は本発明で規定する範囲内にあり、相変態する化学組成であったものの、熱延板焼鈍工程での最高到達温度がＡｃ₁点を超えた。そのため、集積度Ｉ（ｃｂ）が４．０未満であった。その結果、集積度比ＲＡが０．８０未満であり、打ち抜き寸法差は１０μｍを超え、打ち抜き加工時の打ち抜き寸法精度が低かった。さらに、磁束密度Ｂ_５０が１．８０Ｔ未満であり、磁気特性が低かった。

表１に示す鋼Ｂの化学組成を有するスラブ（鋼片）に対して、１１５０℃に加熱して、仕上げ温度を９００℃とする熱間圧延を実施して、板厚２．０ｍｍとし、８００℃で巻き取り、熱延鋼板を製造した。この熱延鋼板に対して８５０℃で１分均熱する熱延板焼鈍を実施した。

熱延板焼鈍後、５個の圧延スタンドが一列に配列されたタンデム圧延機を用いて、仕上げ圧延工程を実施した。具体的には、１パス目の圧延において、初期ひずみ速度を３１ｓ^−１とし、初期圧下率を３０％、摩擦係数μを０．２とした。仕上げ圧延工程での累積圧下率は８５％であった。１パス目〜５パス目までのそれぞれのスタンドでの圧延温度は表３に示すとおりであった。仕上げ圧延後の薄鋼板に対して、仕上げ焼鈍温度（最高到達温度）８５０℃で１４秒保持した。以上の製造工程により、無方向性電磁鋼板を製造した。

なお、各試験番号の鋼板における板厚変動については、５０ｍｍの間隔で、板幅方向に４か所×長さ方向に４か所、計１６か所の板厚を測定した。そして、測定された板厚の最大値と最小値の差の１／２を板厚変動（ｍｍ）と定義した。測定された１６か所の平均を平均板厚（ｍｍ）と定義した。

各試験番号の無方向性電磁鋼板に対して、実施例１と同様の方法で、集積度Ｉ（ｓａ）、集積度Ｉ（ｓｂ）、集積度Ｉ（ｃｂ）、磁束密度Ｂ_５０（Ｔ）、打ち抜き寸法精度（μｍ）を求めた。

［結果］
結果を表３に示す、試験番号１〜５では、化学組成が適切であり、製造条件も適切であった。そのため、集積度Ｉ（ｓａ）が６．０未満であり、集積度Ｉ（ｃｂ）が４．０以上であり、集積度比ＲＡ＝Ｉ（ｓｂ）／Ｉ（ｃｂ）が０．８〜１．２であった。その結果、打ち抜き寸法差は１０μｍ以下と少なく、優れた打ち抜き寸法精度が得られた。磁束密度Ｂ_５０が１．８００Ｔ以上であり、優れた磁気特性が得られた。

一方、試験番号６〜１３では、１パス目の初期圧延温度が低すぎ、式（１）を満たさなかった。そのため、集積度Ｉ（ｃｂ）が低かった。その結果、磁束密度Ｂ_５０が１．８００Ｔ未満であり、磁気特性が低かった。さらに、集積度比ＲＡが０．８未満であったため打ち抜き寸法精度が１０μｍを超えた。

また、試験番号７〜１３は、２〜５パス目のいずれかで圧延温度が１００℃以上の温間圧延を含んだ。そのため、全てが冷間圧延の試験番号６と比較して、板厚変動幅が大きくなった。さらに、１パス目を１５０℃で温間圧延した試験番号１〜５よりも、板厚変動幅が大きくなった。

以上、本発明の好適な実施例について説明したが、本発明はかかる例に限定されない。当業者であれば、特許請求の範囲に記載された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、そ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。

Claims (7)

1. 無方向性電磁鋼板であって、
   化学組成が、
   質量％で、
   Ｃ：０．００１〜０．００５％、
   Ｓｉ：０．５〜２．０％、
   Ｍｎ：０．１〜１．５％、
   Ｐ：０．１０％未満、
   Ｓ：０．００５％以下、
   Ａｌ：０．００１〜２．０％、及び、
   Ｎ：０．００１〜０．００５％、
   を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなる化学組成のうち、相変態を有する化学組成であって、
   前記無方向性電磁鋼板の板厚をｔと定義したとき、
   前記無方向性電磁鋼板の表面からｔ／１０深さ位置での｛１１１｝＜１１２＞方位の集積度Ｉ（ｓａ）が６．０未満であり、
   前記無方向性電磁鋼板の表面からｔ／２深さ位置での｛１００｝＜０１２＞方位の集積度Ｉ（ｃｂ）が４．０以上であり、
   前記無方向性電磁鋼板の表面からｔ／１０深さ位置での｛１００｝＜０１２＞方位の集合度Ｉ（ｓｂ）の前記集積度Ｉ（ｃｂ）に対する比が０．８〜１．２である、無方向性電磁鋼板。
2. 請求項１に記載の無方向性電磁鋼板であって、
   前記化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、
   Ｔｉ：０．０１％以下、
   Ｖ：０．０１％以下、及び、
   Ｎｂ：０．０１５％以下からなる群から選択された１種又は２種以上を含有し、
   前記化学組成は式（Ａ）を満たす、無方向性電磁鋼板。
   
3. 請求項１又は請求項２に記載の無方向性電磁鋼板であって、
   前記化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、
   Ｓｎ：０．２％以下、
   Ｃｕ：０．１％以下、
   Ｎｉ：０．１％以下、
   Ｃｒ：０．２％以下、及び、
   Ｂ：０．００１％以下、
   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。
4. 請求項１〜請求項３のいずれか１項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、仕上げ温度をＡｒ₁点（℃）〜１０００℃で熱延鋼板を製造する熱間圧延工程と、
   前記熱延鋼板に対して、少なくとも１パス目の圧延で温間圧延を実施し、２パス目以降の圧延で温間圧延又は冷間圧延を実施して、０．１０〜０．５０ｍｍの板厚を有する薄鋼板を製造する仕上げ圧延工程と、
   前記薄鋼板に対して、最高到達温度を８００℃〜Ａｃ_１点とした仕上げ焼鈍を実施する仕上げ焼鈍工程とを備え、
   前記仕上げ圧延工程では、
   前記１パス目の圧延において、１パス目の圧延を実施する前記圧延スタンドのロールと前記熱延鋼板との摩擦係数を０．１０超〜０．３０とし、
   圧延温度をＴ（℃）、ひずみ速度をεドット（ｓ^-1）、圧下率をｒ（％）と定義したとき、式（１）〜式（３）を満たす条件で前記熱延鋼板に対して温間圧延を実施し、
   前記仕上げ圧延工程での累積圧下率を７５〜９５％とする、無方向性電磁鋼板の製造方法。
   
5. 請求項４に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法であって、
   前記冷間圧延では、
   前記圧延温度を１００℃未満とする、無方向性電磁鋼板の製造方法。
6. 請求項４又は請求項５に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法であって、
   前記仕上げ圧延工程では、
   各々が一対のワークロールを有し、一列に並んだ複数の圧延スタンドを含むタンデム圧延機を用い、
   少なくとも前記１パス目の圧延を実施する前記圧延スタンド、又は、前記圧延スタンド及びその下流に配列された圧延スタンドにて前記温間圧延を実施し、
   前記温間圧延を実施する前記圧延スタンドの下流に配列された圧延スタンドにて冷間圧延で実施する、無方向性電磁鋼板の製造方法。
7. 請求項４〜請求項６のいずれか１項に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法であってさらに、
   前記熱間圧延工程後、前記仕上げ圧延工程前に、最高到達温度をＡｃ_１点℃以下とする熱延板焼鈍を実施する熱延板焼鈍工程を備える、無方向性電磁鋼板の製造方法。