JP2019178374A - 無方向性電磁鋼板およびその製造方法、並びにモータコアおよびその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】高調波が重畳する励磁条件下での鉄損の悪化が抑制され、かつ耐食性が良好な無方向性電磁鋼板、及びその製造方法、並びに、この無方向性電磁鋼板を利用したモータコアを提供すること。【解決手段】質量％で、Ｃ ：０．００１０〜０．００５０％、Ｓｉ：２．５〜５．０％、Ｍｎ：０．１０〜２．００％、Ｎ ：０．００１０〜０．００５０％、Ａｌ：０〜２．００％、Ｐ ：０．０２００％以下、Ｓ ：０．００５０％以下、並びに残部：Ｆｅおよび不純物を含有する化学組成を有し、鋼板の表面において、円相当直径３０μｍ以下の結晶粒が占める面積率をＳＡ、円相当直径１００μｍ以上の結晶粒が占める面積率をＳＣとしたとき、ＳＡ＜１５％、ＳＣ≧７０％であり、さらに鋼板の表面から深さ２０μｍの断面において、円相当直径１００μｍ以上の結晶粒が占める面積率ＳＤが９０％以上である。【選択図】なし

Description

本発明は、無方向性電磁鋼板およびその製造方法、並びにモータコアおよびその製造方法に関するものである。

近年、特に、回転機、中小型変圧器、電装品等の電気機器の分野において、世界的な電力削減、エネルギー節減、ＣＯ_２排出量削減等に代表される地球環境の保全の動きの中で、モータの高効率化及び小型化の要請はますます強まりつつある。このような社会環境下において、モータのコア材料として使用される無方向性電磁鋼板に対する性能向上は、喫緊の課題である。

例えば、自動車分野では、ハイブリッド駆動自動車（ＨＥＶ：Ｈｙｂｒｉｄ Ｅｌｅｃｔｒｉｃ Ｖｅｈｉｃｌｅ）等の駆動モータのコアとして無方向性電磁鋼板が使用されている。そして、ＨＥＶで使用される駆動モータは、設置スペースの制約および重量減による燃費低減のため小型化の需要が高まっている。

駆動モータの小型化の需要、および自動車に搭載する電池容量には制限があることから、モータにおけるエネルギー損失を低くする必要がある。そのため、無方向性電磁鋼板には、さらなる低鉄損化が求められている。

鉄損を悪化させる要因の一つとして微細な硫化物の析出があるが、硫化物を粗大化させる目的で、ＲＥＭ（Ｎｄ、Ｐｒ、Ｌａ、Ｃｅ等を含む元素群の総称）、Ｃａ、Ｍｇ等の元素を含有させる技術が知られている（特許文献１〜３参照）。

また、高効率化や回転速度制御に対応するため、インバータを用いたＰＷＭ（Pulse Width Modulation）制御によるモータの駆動が普及してきている。このインバータ制御においては、励磁波形にパルス変調に起因する高調波が重畳し鉄損が増加するため、インバータ励磁下での鉄損を改善した電磁鋼板が求められている（特許文献４〜６参照）。

さらに、電磁鋼板は腐食環境下で使用されたり、輸送されたりする。例えば、電磁鋼板は高温多湿の地域で使用されたり、海上輸送されたりする。このため、電磁鋼板には耐錆性が要求される。耐錆性を得るために電磁鋼板の表面に絶縁被膜が形成されている（特許文献７、８参照）。

特公昭５４−３６９６６号公報 特開平３−２１５６２７号公報 特開２００６−１１８０３９号公報 特開２００４−１８３００２号公報 特開２０１１−１６８８２４号公報 ＷＯ２０１７／１１５６５７号公報 特開２００４−６８０３２号公報 ＷＯ２０１６／１０４４０４号公報

仕上げ焼鈍や歪取り焼鈍により結晶粒を粗大化させた際に、鋼板の表層に微細な結晶粒が残存することがある。微細な結晶粒が鉄損に悪影響を及ぼすことは良く知られており、鉄損の観点から結晶粒径を粗大化させることが好ましいことは当業者においては常識とも言える。しかし、鋼板表層の微細な結晶粒が、鋼板の最表層から内部に向かってほぼ結晶粒１〜数個分の厚さ領域に留まるような状況で、この鋼板の表層にのみ残存する微細な結晶粒の影響については、これまで十分な検討がなされていない。
本発明者らが検討したところ、鋼板の表層に存在する微細な結晶粒は、一般的に電磁鋼板の出荷判定などで測定される１．５Ｔ（テスラ）、５０Ｈｚ（ヘルツ）程度の正弦波形で励磁される際の鉄損への悪影響は比較的小さかった。一方、特にインバータモータで大きな問題となる高調波が重畳した励磁波形における鉄損への悪影響が大きくなる場合があることがわかった。
さらに、電磁鋼板の輸送、特に海外への輸出において高温多湿の船倉で長時間保管される際の錆の発生において錆の発生起点となる可能性が示された。

本発明の課題は、鋼板表層に不可避的に生成することがある微細な結晶粒を極力回避し、その分布および形態を適切に制御することで、微細な結晶粒に起因する特性の悪化、具体的には高調波が重畳した励磁波形での鉄損上昇および錆の発生が抑制された無方向性電磁鋼板及びその製造方法、並びに、この無方向性電磁鋼板を利用したモータコア及びその製造方法を提供することである。

上記課題は、以下の手段により解決される。

＜１＞
質量％で、
Ｃ ：０．０００５〜０．００５０％、
Ｓｉ：１．０〜５．０％、
Ｍｎ：０．１０〜２．００％、
Ｎ ：０．００１０〜０．００５０％、
Ａｌ：０〜２．００％、
Ｐ ：０．０２００％以下、
Ｓ ：０．００５０％以下、
Ｎｄ、Ｐｒ、Ｌａ、Ｃｅ、ＣａおよびＭｇの少なくとも１種の合計：０〜０．１０００％、並びに
残部：Ｆｅおよび不純物を含有する化学組成を有し、
鋼板の表面において、円相当直径３０μｍ以下の結晶粒が占める面積率をＳＡ、円相当直径１００μｍ以上の結晶粒が占める面積率をＳＣとしたとき、
ＳＡ＜１５％、ＳＣ≧７０％
であり、さらに
鋼板の表面から深さ２０μｍの断面において、円相当直径１００μｍ以上の結晶粒が占める面積率ＳＤが９０％以上
である無方向性電磁鋼板。
＜２＞
前記ＳＣと前記ＳＤが、｜ＳＣ−ＳＤ｜≦５％
であり、かつ
鋼板の表面における結晶粒の平均粒径をＲＡ、鋼板の表面から深さ２０μｍの断面における結晶粒の平均粒径をＲＤとしたとき、
｜ＲＡ−ＲＤ｜／ＲＤ≦０．１０
である＜１＞に記載の無方向性電磁鋼板。
＜３＞
鋼板の表面に表出する結晶粒のうち、鋼板の表面から深さ２０μｍの断面に達している結晶粒の個数割合が９０％以上である＜１＞又は＜２＞に記載の無方向性電磁鋼板。
＜４＞
鋼板の表面から深さ２０μｍまでの表層領域における、ＡｌＮの個数密度をＮＡ、鋼板の表面からの深さが２０〜４０μｍの内層領域における、ＡｌＮの個数密度をＮＤとしたとき、
ＮＡ／ＮＤ＜１．５
である＜１＞〜＜３＞のいずれか１項に記載の無方向性電磁鋼板。
＜５＞
鋼板の表面から深さ２０μｍまでの表層領域における、硫化物の個数密度をＭＡ、鋼板の表面からの深さが２０〜４０μｍの内層領域における、硫化物の個数密度をＭＤとしたとき、
ＭＡ／ＭＤ＜１．５
である＜１＞〜＜４＞のいずれか１項に記載の無方向性電磁鋼板。
＜６＞
前記化学組成が、さらに、質量％で、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｌａ、Ｃｅ、ＣａおよびＭｇの少なくとも１種を合計量で０．００１０〜０．１０００％含有する
＜１＞〜＜５＞のいずれか１項に記載の無方向性電磁鋼板。
＜７＞
スラブを１１５０〜１２８０℃に加熱した後、仕上げ圧延時の最終圧延温度９５０〜１２８０℃で熱延する熱延工程と、
熱延後の熱延板を、巻き取り温度７００〜１０００℃で巻き取り、巻き取り温度から６５０℃までの冷却速度を１０℃／分以下とする巻き取り工程と、
巻き取り後の熱延板を、熱延板焼鈍を実施することなく、圧下率７０〜９０％で冷延する冷延工程と、
６００℃から７５０℃までの平均昇温速度を５０℃／秒以上、均熱温度９５０〜１０５０℃とし、冷延後の冷延板を仕上げ焼鈍する仕上げ焼鈍工程と、
を有する＜１＞〜＜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。
＜８＞
＜１＞〜＜６＞のいずれか１項に記載の無方向性電磁鋼板を積層したモータコア。
＜９＞
＜１＞〜＜６＞のいずれか１項に記載の無方向性電磁鋼板打ち抜き加工を施して打ち抜き部材を得る打ち抜き工程と、
前記打ち抜き部材を積層する積層工程と、
を有するモータコアの製造方法。

本発明によれば、鋼板表層に不可避的に生成することがある微細な結晶粒を極力回避し、その分布および形態を適切に制御することで、微細な結晶粒に起因する特性の悪化、具体的には高調波が重畳した励磁波形での鉄損上昇および錆の発生が抑制された無方向性電磁鋼板及びその製造方法、並びに、この無方向性電磁鋼板を利用したモータコア及びその製造方法を提供できる。

本実施形態に係るモータコアの一例を示す斜視図である。

以下、本発明の好ましい実施形態の一例について詳細に説明する。
なお、本明細書中において、「〜」を用いて表される数値範囲は、特に断りがない場合、「〜」の前後に記載される数値を下限値及び上限値として含む範囲を意味する。
化学組成の元素の含有量は、元素量（例えば、Ｃ量、Ｓｉ量等）と表記することがある。
また、以降の説明では、本発明鋼の特性上の特徴となる「高調波が重畳した励磁波形での鉄損および錆の発生の程度」をまとめて、「微細な結晶粒に起因する特性」と記述することがある。なお、本発明鋼が特に注目する鉄損は「高調波が重畳した波形による励磁」に焦点を当てたものとなるが、「微細な結晶粒に起因する」と限定せず単に「鉄損」または「磁気特性」と記述する場合は、一般的な測定値である「正弦波形による励磁」での鉄損または磁気特性を意図するものである。

＜無方向性電磁鋼板＞
本実施形態に係る無方向電磁鋼板（以下、「電磁鋼板」又は「鋼板」とも称する）は、質量％で、
Ｃ ：０．０００５〜０．００５０％、Ｓｉ：１．０〜５．０％、Ｍｎ：０．１０〜２．００％、Ｎ ：０．００１０〜０．００５０％、Ａｌ：０〜２．００％、Ｐ ：０．０２００％以下、Ｓ ：０．００５０％以下、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｌａ、Ｃｅ、ＣａおよびＭｇの少なくとも１種の合計：０〜０．１０００％、並びに残部：Ｆｅおよび不純物を含有する化学組成を有する。
そして、本実施形態に係る電磁鋼板は、鋼板の表面において、円相当直径３０μｍ以下の結晶粒が占める面積率をＳＡ、円相当直径１００μｍ以上の結晶粒が占める面積率をＳＣとしたとき、ＳＡ＜１５％、ＳＣ≧７０％である。
さらに、鋼板の表面から深さ２０μｍの断面において、円相当直径１００μｍ以上の結晶粒が占める面積率ＳＤは、９０％以上である。

本実施形態に係る電磁鋼板は、上記構成により、鋼板表層の微細な結晶粒に起因する特性の悪化が抑制された電磁鋼板となる。そして、本実施形態に係る電磁鋼板は、次に示す知見により見出された。

本発明者らは、鋼板表面に表出する鋼板表層の微細な結晶粒の形態と各種特性への影響について、鋭意研究を重ねた結果、次の知見を得た。
鋼板表層に微細な結晶粒が存在する電磁鋼板において、鉄損の悪化が生じる電磁鋼板を調べたところ、鋼板表層の組織が全体的に微細化していた。また、この場合、微細な結晶粒は、鋼板の表層から結晶粒１個分だけでなく、内部に向かって複数の結晶粒が連なる領域として広がっていた。
一方、鋼板表層の微細な結晶粒が、鋼板の最表層から内部に向かってほぼ結晶粒１個分の厚さ領域に留まる鋼板は、鉄損の悪化はそれほどではないものの、微細な結晶粒に起因する特性については十分なものとは言えなかった。

そこで、本発明者らは、仕上げ焼鈍以降の工程での結晶粒成長により形成される鋼板最表面の微細な結晶粒について、その残存を抑制することでの特性改善を検討した。その結果、鋼板表層の微細な結晶粒の形態が適切な範囲内であれば微細な結晶粒に起因する特性は改善するとの知見を得た。この理由は、定かではないが、以下のように推測している。
鋼板最表面に残留する比較的微細な結晶粒はそれが再結晶時に鋼板表面近傍で発生したものであると結晶方位がランダムで、鋼板の内部領域で発生した磁気特性にとって好ましい結晶粒とは異なる方位となるため微細な結晶粒に起因する特性に悪影響を及ぼしていると考えられる。
また、鋼板表面に微細な結晶粒が発生する要因は、以下のことが考えられる。要因の一つは、鋼板表面は鋼板製造中の熱処理過程で窒素含有雰囲気と接触するとわずかとはいえ窒化する場合があることである。窒化が起きると鋼板表層のみに微細なＡｌＮが形成し、鋼板表層領域のみの結晶粒成長性が低下することとなる。もう一つの要因は、鋼板製造中の熱処理、特に鋼板の厚さが厚いスラブ〜熱延鋼板の製造過程では、鋼板の内部まで十分に加熱するためには、特に鋼板の表層領域のみが過剰に加熱されることである。このため、硫化物が鋼材内部領域に比べると相対的に微細化し、結果として鋼板表層領域のみの結晶粒成長性が低下することとなる。

ただし、微細な結晶粒は、鋼板の内部領域にまで存在していると鉄損が悪化するため、鋼板表層に留めることがよい。

一方、微細な結晶粒に起因する特性が改善した鋼板では、鋼板最表面に表出する結晶は、そのほとんどは再結晶時に鋼板中心層で発生した結晶粒が鋼板表面に向かって十分に粒成長して鋼板表面に到達した粗大な結晶粒となっており、結晶方位が鋼板の板厚方向にわたり表面から内部領域にかけて連続的な（一致した）方位になるため微細な結晶粒に起因する特性が改善すると推測される。
興味深いのは、表面の微細粒を抑制するには、単純に上述の表層組織の微細化要因を抑制するように制御するのではなく、鋼板製造の特定の時期では表層組織の微細化要因を強く作用させておく条件を選択する方が、有効となることである。製造条件と関連するメカニズムについては、製造方法の説明において後述する。

以上の知見により、本実施形態に係る電磁鋼板は、鋼板表層の微細な結晶粒に起因する鉄損の悪化が抑制され、かつ微細な結晶粒に起因する特性が良好な電磁鋼板となることが見出された。

本実施形態に係る電磁鋼板は、化学組成が、さらにＮｄ、Ｐｒ、Ｌａ、Ｃｅ、ＣａおよびＭｇの少なくとも１種を合計量で０〜０．１０００％（具体的には、例えばＮｄ、Ｐｒ、Ｌａ、Ｃｅ、ＣａおよびＭｇの少なくとも１種を合計量で０．００１０〜０．１０００％）含有することがある。

ここで、鋼板表面に表出して残存する微細な結晶粒は、特に、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｌａ、Ｃｅ、ＣａおよびＭｇの少なくとも１種を含有する鋼板において発生しやすく、特性（鉄損）への悪影響も大きくなる。

Ｎｄ、Ｐｒ、Ｌａ、Ｃｅ、ＣａおよびＭｇの少なくとも１種を含有する鋼板において、生しやすいのは、これら元素が、特に鋼中のＳと強く結合し、鋼中の固溶Ｓを減少させＦｅ相を純化させるため、窒化しやすくなっていることが挙げられる。さらに、これら元素を含有する鋼板は硫化物が粗大化しているため、鋼材の表層領域の過加熱による硫化物溶解も含めて、表層析出物の微細化の効果が内層の粗大析出物との相対的な影響も及び強く作用することが考えられる。

しかし、本実施形態に係る電磁鋼板では、化学組成が、さらに、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｌａ、Ｃｅ、ＣａおよびＭｇの少なくとも１種を含有し、硫化物を粗大化させた鋼板でも、上述のように、鋼板表層の微細な結晶粒を低減できるため、低鉄損と微細な結晶粒に起因する特性を両立できる。

以下、本実施形態に係る電磁鋼板の詳細について説明する。

（化学組成）
本実施形態に係る電磁鋼板は、Ｃ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｍｎ、およびＮ、Ｐ、およびＳを含有し、残部：Ｆｅおよび不純物を含有する化学組成を有する。さらにＡｌ、Ｐ、およびＳを含有してもよい。また、さらにＮｄ、Ｐｒ、Ｌａ、Ｃｅ、ＣａおよびＭｇの少なくとも１種を含有することがある。

−Ｃ ：０．０００５〜０．００５０％−
Ｃは、鋼中に固溶Ｃとして存在して、温間圧延時の動的ひずみ時効による集合組織改善効果を発現することにより、磁束密度を向上させる。その効果を得るために、Ｃ量は０．０００５％以上とする。一方、Ｃ量は０．００５０％を超えると微細な炭化物が析出して磁気特性が劣化する。従って、Ｃ量は０．０００５％以上、０．００５０％以下とする。Ｃ量は、好ましくは０．００１０％以上０．００４０％以下である。

−Ｓｉ：１．０〜５．０％−
Ｓｉは、鋼板の固有抵抗を増加させ、渦電流損を低減する作用を呈する。また、Ｓｉは、ヒステリシス損を低減する作用も有する。このため、Ｓｉを積極的に含有させることが望ましく、Ｓｉ量は１．０％以上が必要である。一方、Ｓｉ量が５．０％を超えると、温間圧延での圧延性、および打抜き加工性が低下する。従って、Ｓｉ量は１．０％以上、５．０％以下とする。Ｓｉ量は、好ましくは２．０％以上３．５％以下である。

−Ｍｎ：０．１０〜２．００％−
Ｍｎは、鋼の固有抵抗を高め、硫化物を粗大化して無害化する作用を呈する。一方で、鋼板製造工程の冷間圧延までの熱履歴によっては、鋼板表層に微細なＭｎＳを形成し、本発明の特徴に関連する鋼板表層の微細な結晶粒の形態制御にも影響を及ぼすとも考えられる元素である。これらの作用を考慮し、Ｍｎ量は０．１０％以上とする。一方、Ｍｎ量が２．００％を超えると、磁束密度の低下及びコストの上昇を招く。従って、Ｍｎ量は０．１０％以上２．００％以下とする。Ｍｎ量は、好ましくは０．２０％以上１．５０％以下である。

−Ｎ ：０．００１０〜０．００５０％−
Ｎは、ＡｌＮを構成する元素として重要な元素となる。鋼板表層で形成されるＡｌＮが本発明の特徴に関連する鋼板表層の微細な結晶粒の形態へ及ぼす影響を考慮しＮ量は０．００１０％以上とする。
一方、Ｎ量は０．００５０％を超えるとＡｌＮの量が過剰となり磁気特性の劣化を避けることが困難となる。よって、Ｎ量は０．００５０％以下とする。
なお、Ｎ量は、好ましくは０．００１０％以上０．００４０％以下である。

なお、鋼板製造工程の熱処理過程で鋼板が窒化する場合、鋼板の板厚方向にはＮ量の少なからざる変化が生じ、表層領域のＮ量が高くなるが、一般的に窒化を意識（活用または抑制）して鋼板を製造している当業者において、表層領域および内層領域におけるＡｌＮの形成を考慮したＮ量の制御自体は、日常業務ともいえる程度のものであり、特別な配慮が必要な事項ではない。このような事情から本実施形態に係る鋼板の実現において、これらを分けて規定することにさほど大きな意味はないと判断し、本実施形態では、Ｎの影響を表層領域と内層領域に分けることなく、Ｎ量を全板厚の平均により規定する。

−Ａｌ：０〜２．００％−
Ａｌは、製鋼工程において脱酸材として一般的に使用される元素であるが、脱酸はＳｉやＴｉなどでも可能で実用化されているため、本発明においてＡｌの含有は必要ではなくゼロでも構わない。また、鋼板製造工程の熱処理過程で鋼板が窒化すると鋼板表層でＡｌＮを形成し、本発明の特徴に関連する鋼板表層の微細な結晶粒の形態制御にも影響を及ぼすとも考えられる元素であるが、鋼板表層の微細な結晶粒の形態制御は硫化物でも可能であり、この点でも本発明においてＡｌの含有は必要ではなくゼロでも構わない。
Ａｌは、Ｓｉと同様に鋼の固有抵抗を増加させ鉄損を低減させる一方、Ａｌ量が過剰になると酸洗の能率低下、ヒステリシス損増加という悪影響が顕著になるため、２．００％以下とする。Ａｌ量は、好ましくは１．５０％以下である。
Ａｌ量の下限は特に限定しないが、鋼板表層の微細な結晶粒の形態制御にＡｌＮを活用する際の効果を考慮すれば、Ａｌ量は０．００２％以上とすることが好ましい。この効果を積極的に活用するのであれば、Ａｌ量は０．０１０％以上が好ましい。
なお、Ａｌ量は、ｓｏｌ．Ａｌ量を意味する。

−Ｐ ：０．０２００％以下−
Ｐ量が０．０２００％超では、冷間圧延時に破断を生じる可能性がある。したがって、Ｐ量は、０．０２００％以下とする。Ｐ量の下限値は、特に制限はないが、脱Ｐのコスト及び生産性の観点から、０．０１００％とすることが好ましい。

−Ｓ ：０．００５０％以下−
Ｓ量が０．００５０％を超えるとＭｎＳ等の硫化物量が多くなり、鉄損が増加する。従って、Ｓ量は０．００５０％以下とする。Ｓ量の下限値は、特に制限はないが、鋼板表層で形成される硫化物が本発明の特徴に関連する鋼板表層の微細な結晶粒の形態へ及ぼす影響を考慮しＳ量は０．０００５％以上とすることが好ましい。さらに脱Ｓのコスト及び生産性の観点から、０．００１０％以上とすることが好ましい。

−Ｎｄ、Ｐｒ、Ｌａ、Ｃｅ、ＣａおよびＭｇ少なくとも１種の合計量：０．００１０〜０．１０００％−
Ｎｄ、Ｐｒ、Ｌａ、Ｃｅ、ＣａおよびＭｇは本発明においては必須元素ではないが（つまり、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｌａ、Ｃｅ、ＣａおよびＭｇ少なくとも１種の合計量は０〜０．１０００％である。）、これらの元素を含有する鋼板においては、発明の効果が特に顕著になるため、これらの元素を含有する鋼板を対象とすることが好ましい形態となる。
Ｎｄ、Ｐｒ、Ｌａ、Ｃｅ、ＣａおよびＭｇは、硫化物を粗大化し、無害化する作用を呈する。そのため、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｌａ、Ｃｅ、ＣａおよびＭｇの少なくとも１種の合計量は、０．００１０％以上とすることがよい。Ｎｄ、Ｐｒ、Ｌａ、Ｃｅ、ＣａおよびＭｇの少なくとも１種の合計量が過度に多すぎると、合金コストが上昇するばかりか、磁性への悪影響も懸念される。そのため、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｌａ、Ｃｅ、ＣａおよびＭｇの少なくとも１種の合計量は、０．１０００％以下とする。従って、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｌａ、Ｃｅ、ＣａおよびＭｇの少なくとも１種の合計量は、０．００１０〜０．１０００％とする。Ｎｄ、Ｐｒ、Ｌａ、Ｃｅ、ＣａおよびＭｇの少なくとも１種の合計量は、好ましくは０．００１０％〜０．００５０％である。

同観点から、Ｎｄ、Ｐｒ、ＬａおよびＣｅの合計量は、０．００１０〜０．０３００％が好ましく、０．００１０〜０．０２００％がより好ましい。
Ｃａ量は、０．００１０〜０．０３００％が好ましく、０．００１０〜０．０２００％がより好ましい。
Ｍｇ量は、０．００１０〜０．０３００％が好ましく、０．００１０〜０．０２００％がより好ましい。
ここで、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｌａ、Ｃｅ、ＣａおよびＭｇは、少なくとも１種含有すればよいので、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｌａ、Ｃｅ、ＣａおよびＭｇのうち、１種を含めば、他の元素量は０％であってもよい。

なお、Ｎｄ、Ｐｒ、ＬａおよびＣｅは、ミッシュメタルに含有される。このため、例えば、Ｎｄ、Ｐｒ、ＬａおよびＣｅは、ミッシュメタルの形で添加してもよい。

−Ｆｅおよび不純物−
鋼板の残部は、Ｆｅおよび不純物元素である。ここで、不純物元素とは、原材料に含まれる成分、または、製造の過程で混入する成分であって、意図的に鋼板に含有させたものではない成分を指す。

−その他元素−
本実施形態に係る電磁鋼板は、次の元素の少なくとも１種を含有していてもよい。
Ｃｕ：０〜０．２０％（好ましくは０超え〜０．２０％、より好ましくは０．０５〜０．２０％）
Ｎｉ：０〜０．２％（好ましくは０超え〜０．２％、より好ましくは０．０５〜０．２％）
Ｃｒ：０〜０．３％（好ましくは０超え〜０．３％、より好ましくは０．０５〜０．２％）
Ｓｎ：０〜０．２０％（好ましくは０超え〜０．２０％、より好ましくは０．１〜０．２０％）
Ｔｉ：０〜０．００５％（好ましくは０超え〜０．００５％、より好ましくは０．００１〜０．００３％）
）

上記化学組成は、鋼板を構成する鋼の組成である。測定試料となる鋼板が、表面に絶縁皮膜等を有している場合は、これを除去した後に測定する。
無方向性電磁鋼板の絶縁皮膜等を除去する方法としては、例えば、次の方法が挙げられる。
まず、絶縁皮膜等を有する無方向性電磁鋼板を、水酸化ナトリウム水溶液（ＮａＯＨ：１０質量％＋Ｈ_２Ｏ：９０質量％）に、８０℃で１５分間、浸漬する。次いで、硫酸水溶液（Ｈ_２ＳＯ_４：１０質量％＋Ｈ_２Ｏ：９０質量％）に、８０℃で３分間、浸漬する。その後、硝酸水溶液（ＨＮＯ_３：１０質量％＋Ｈ_２Ｏ：９０質量％）によって、常温（２５℃）で１分間弱、浸漬して洗浄する。最後に、温風のブロアーで１分間弱、乾燥させる。これにより、絶縁皮膜等が除去された鋼板を得ることができる。

鋼板中の各元素の含有割合は、例えば、ガス分析、カントバック（ＱＶ）分析（分光分析）、又は化学分析にて各元素量を確認することができる。

（鋼組織）
本実施形態に係る電磁鋼板は、鋼板の表面において、微細な結晶粒の形成が抑制される。また、鋼板表面に表出する結晶粒は、鋼板の内部領域にまで到達する形態となる。
さらに、本実施形態に係る電磁鋼板は、鋼板の表面から深さ２０μｍまでの表層領域（以下、単に「表層領域」とも称する。）のＡｌＮまたは硫化物の形態を好ましい特徴とする。

−結晶組織−
本実施形態に係る鋼板は、鋼板の表面において、円相当直径３０μｍ以下の結晶粒が占める面積率をＳＡ、円相当直径１００μｍ以上の結晶粒が占める面積率をＳＣとしたとき、
ＳＡ＜１５％、ＳＣ≧７０％
である。
本実施形態に係る鋼板の結晶粒径についての特徴のひとつは、鋼板の表面において微細な結晶粒の形成を抑制していることである。
一般的に微細な結晶粒は磁気特性、特に鉄損にとっては好ましからざる状態であるが、上記結晶粒の面積率の規定は、後述の規定も含めると微細な結晶粒の残存範囲は極表層に限定されたものであり、かつ後述するように結晶粒径の分布が特徴的なものとなるため、この悪影響は比較的小さい。
むしろ、本実施形態に係る鋼板においては、上述の微細な結晶粒の存在形態の特徴は、微細な結晶粒に起因する特性に有利に作用する点で特徴的なものである。
これらを考慮し、本実施形態に係る鋼板においては、鋼板表面における、円相当直径３０μｍ以下の結晶粒が占める面積率ＳＡを１５％未満とする。ＳＡは、１０％未満、さらには５％未満であれば、微細な結晶粒に起因する特性を改善する効果をより顕著に得ることが可能となる。ＳＡがゼロであることが好ましいことは言うまでもないが、鋼板の表面非定常部として微細な結晶粒が残存する可能性を否定できないこと、さらに、結晶組織を断面で観察するため観察面が結晶粒の極端部であった場合、その結晶粒が粗大なものであったとしても観察される断面積としては小さくなる可能性があることを考慮すると、わずかな領域が計測されることは許容せざるを得ない面もある。

微細な結晶粒が占める面積率ＳＡの上限に対応して、粗大な結晶粒が占める面積率の下限が設定される。本実施形態に係る鋼板においては、円相当直径１００μｍ以上の結晶粒が占める面積率ＳＣの下限を７０％とする。ＳＣは、鉄損の観点からは８０％以上、さらに９０％以上とすることが好ましい。ＳＣが１００％であることが好ましいことは言うまでもないが、上記のＳＡと同様、非定常部や結晶端部での観察の可能性を考慮すると、数％程度の非占有領域の存在は許容せざるを得ない面もある。

上記は鋼板の表面での結晶組織についての説明であるが、上記の微細な結晶粒が鋼板の内部領域にまで存在していると、本発明で得られる特性上の効果とは無関係に、一般的な正弦波形励磁での鉄損の悪化が顕著となる。本実施形態では、微細な結晶粒が相当面積率で存在する領域が鋼板の極表層にとどまることを、鋼板の表面から深さ２０μｍの断面において、円相当直径１００μｍ以上の結晶粒が占める面積率ＳＤが９０％以上とすることで規定する。ここでＳＤの下限を９０％としているのは、鋼板内部において１０％までの微細な結晶粒の存在を許容することが意図ではなく、表面について「微細な結晶粒」の粒径上限を３０μｍとしていることから、「表面に表出する微細な結晶粒」の粒径が３０μｍ超である場合、２０μｍの深さ位置でもこれを観察する可能性があること、鋼板の表面非定常部として微細な結晶粒が残存する可能性を否定できないこと、さらに、結晶組織を断面で観察するため観察面が結晶粒の極端部であった場合、その結晶粒が粗大なものであったとしても観察される断面積としては小さくなる可能性があることを考慮したものである。ＳＤは、好ましくは９５％以上であり、結晶粒が十分に粗大であれば上記の観察面の考慮をしたとしてもＳＤが１００％となることもある。
また、鋼板内部の結晶組織を規定する深さについては２０μｍとしているが、２０μｍより中心側においても、２０μｍ位置と同様にＳＤに関する規定を満足するものとなっている。

さらに本実施形態に係る鋼板は、鋼板の表面において上記ＳＣとＳＤの差の絶対値について、｜ＳＣ−ＳＤ｜≦５％を満足し、かつ鋼板の表面における結晶粒の平均粒径をＲＡ、鋼板の表面から深さ２０μｍの断面における結晶粒の平均粒径をＲＤとしたとき、｜ＲＡ−ＲＤ｜／ＲＤ≦０．１０を満足することが好ましい。これらの条件は、表面と内部断面の結晶組織が、ともに同程度の粗大な結晶粒で占有されていることを示すものである。鋼板の表面において微細な結晶粒が相当程度に存在する場合は、ＳＣはＳＤほどには高い値とならず、また、ＲＡはＲＤよりも小径となるため、上記式の値が大きくなる。

さらに本実施形態に係る鋼板は、鋼板の表面に表出する結晶粒のうち、鋼板の表面から深さ２０μｍの断面に達している結晶粒の個数割合が９０％以上であることが好ましい。
この規定は、鋼板最表面に表出する微細な結晶粒が鋼板表面近傍から鋼板内部に向かって結晶粒１個〜数個程度の領域に留まる場合に鉄損が悪化する一方で、鋼板最表面に表出する結晶粒のほとんどが鋼板内層に到達する粗大な結晶粒となっている場合に鉄損が改善することに関連するものである。この状況を、鋼板の表面に表出する結晶粒のうち、鋼板の表面から深さ２０μｍの断面に達している結晶粒の個数割合で規定する。この個数割合は、好ましくは９５％以上、さらに１００％が好ましいことは言うまでもない。深さ方向の位置として２０μｍを採用するが、良好な状況では鋼板の１／４厚さ位置としても同様の規定を満足する。

なお、この規定に関連する、鋼板の内部領域から表面までを占有する結晶粒は、表面（表層近傍）で生成した結晶粒が鋼板内部に向かって成長した場合と、その逆に、鋼板内部で生成した結晶粒が鋼板表面に向かって成長した場合が考えられる。これを区別するものではないが、一般的に結晶粒成長過程は大きな結晶粒が小さな結晶粒を蚕食していく現象であり、発明効果が現れない鋼板では、鋼板内部は十分に粗大粒となっているにも関わらず鋼板表層にのみ微細な結晶粒が残存している状況や、後述するが最終的な熱処理の途中の段階では鋼板表層の結晶粒がより微細となると考えられる条件で熱処理後に表面の微細な結晶粒の占有率が低下することを考慮すると、上記規定を満足する鋼板は、鋼板内部で生成（再結晶）した結晶粒が鋼板表層に向かって成長し、鋼板表面に表出するとともに、鋼板表層領域に残存していた微細な結晶粒を蚕食して、表出面積を増大させたと考えられる。

ＳＡ、ＳＣ、ＳＤ、ＲＡ、ＲＤは、次の方法により測定する。
まず、鋼板の観察対象面（表面または表面から２０μｍ深さの位置の断面）を鏡面研磨の後、ナイタールエッチングし、粒界を腐食させて発現させる。
ここで注意するのは、鋼板表面の解釈についてである。この観察方法では粒界を観察するため観察面を鏡面研磨する。これは、一般的な方法で製造された鋼板の表面は、エッチングで現出した粒界を観察する際に、粒界の明確な認識を阻害する程度の粗度を有しており、これを除去する必要があるためである。この凹凸は最大で１μｍ程度になることが考えられるため、鋼板表面の結晶組織観察のために鋼板表面を最大で１μｍ程度研磨（除去）することとなる。このため本「鋼板の表面において」は、「厳密な鋼板の表面」ではないことにもなるが、上記研磨後の表面を「鋼板の表面」と解釈するものとする。

次に、光学顕微鏡又は走査型顕微鏡（ＳＥＭ）により、円相当直径１００μｍ以上の結晶粒が２０個以上観察される正方形の領域を観察する。
同様の観察を、５か所以上の視野数で実施する。そして、得られたすべての観察像から画像処理により、上記のＳＡ、ＳＣ、ＳＤ、ＲＡ、ＲＤを求める。
なお、ＳＡ、ＳＣ、ＳＤは、観察像の総面積（５か所以上の視野数での総面積）に対する、各対象となる領域の総面積（５か所以上の視野数で算出された各領域の総面積）の割合（％）で算出される。
また、ＲＡ、ＲＤは、観察像で観察される対象の結晶粒の結晶粒径を算術平均して算出される。

また、鋼板の表面に表出する結晶粒のうち、鋼板の表面から深さ２０μｍの断面に達している結晶粒の個数割合は、以下のように求める。
鋼板表面を鏡面研磨したサンプルを、さらに鋼板表面に垂直かつ圧延方向に平行な面（一般的に「Ｌ断面」と呼ばれる）を鏡面研磨し、Ｌ断面を上記と同様に観察する。そして、Ｌ断面において、鋼板表面位置での圧延方向に沿った観察長さに対して、鋼板の表面から深さ２０μｍの断面に達している結晶粒の個数の割合を求める。測定は円相当直径１００μｍ以上の結晶粒が２０個以上観察される長さを５か所以上で実施するものとする。

−ＡｌＮおよび硫化物−
本発明は、鋼板表面での微細な結晶粒の制御をベースとするものである。従来の材料において微細な結晶粒が鋼板の極表層にのみ残存する理由は明確ではないが、鋼中析出物の形態変化が一因と考えられる。特に、ＡｌＮおよび硫化物について、鋼板表層と内層の形態の差に特徴が現れやすい。逆の見方をすると、これらの析出物の鋼板表内層の形態差に関連して、以下のような鋼板表面での微細な結晶粒の発生を抑制するための好ましい形態が存在する。

ＡｌＮについては、鋼板製造工程の熱処理中の窒化の影響を考慮する必要がある。Ｎｄ、Ｐｒ、Ｌａ、Ｃｅ、ＣａおよびＭｇの少なくとも１種を含有すると、固溶Ｓが減少し、Ｆｅ相が純化された場合に特に顕著になることは前述の通りである。
また、硫化物については、鋼材を加熱する際の鋼板表層と内層の加熱温度の差が硫化物の溶解析出挙動に差を生じさせていることが考えられる。このような硫化物の溶解に影響を与える工程としてはスラブ加熱工程が考えられる。製造条件との関連は後述するとして、まず製品板におけるＡｌＮおよび硫化物の形態の好ましい状況について説明する。

本実施形態に係る鋼板は、鋼板の表層領域の結晶粒径についての特徴で規定できることは既に説明した。このような状況を形成する一因として、鋼板表面から深さ２０μｍまでの表層領域（以下、単に「表層領域」とも称する。）における析出物の形態と、鋼板の表面からの深さが２０〜４０μｍの内層領域（以下、単に「内層領域」とも称する。）における析出物の形態を規定する。

ＡｌＮについては、鋼板の表面から深さ２０μｍまでの表層領域における、ＡｌＮの個数密度をＮＡ、鋼板の表面からの深さが２０〜４０μｍの内層領域における、ＡｌＮの個数密度をＮＤとしたとき、
ＮＡ／ＮＤ＜１．５
となることがよい。
なお、表層領域でのＡｌＮの個数密度上昇は、主として熱処理中の窒化により生じているものと考えられ、ＡｌＮのサイズは、内層領域と同等もしくは粗大なものも観察される場合もある。

また、硫化物については、鋼板の表面から深さ２０μｍまでの表層領域における、硫化物の個数密度をＭＡ、鋼板の表面からの深さが２０〜４０μｍの内層領域における、硫化物の個数密度をＭＤとしたとき、
ＭＡ／ＭＤ＜１．５
となることがよい。
なお、表層領域での硫化物の個数密度上昇は、主として熱処理中の表層の温度の高温化による硫化物溶解により生じているものと考えられ、硫化物のサイズは、内層領域のものより微細なものが観察されることが多い。

この比が１．５未満であれば、最終的な再結晶焼鈍の後期過程で、鋼板内部の結晶粒が鋼板表層領域の微細な結晶粒の蚕食を阻害することはなく、粒成長終了後の最終的な鋼板の表面での微細な結晶粒の形成（残存）の回避に有効に作用する。なお、ここで規定する比は、結晶粒成長を終えた最終的な鋼板での値である。上記粒成長過程においても析出物形態の変化が考えられることから、上記ピニング効果が作用する状況においては、上記比は上記範囲から外れている（１．５以上）となっていることを除外するものでないことを断っておく。

この比が、大きな値を持つということは、鋼板の表層に析出物が多数存在することになるため、鋼板の表層領域の微細な結晶粒の形成（残存）を回避するために、上限を規定することは、当然のことでもある。

ただし、本発明鋼板においては、この比が１．０超、すなわち鋼板表層領域での析出物密度が鋼板内層領域での析出物密度よりも高い場合に、好ましい状況が実現することがある。つまり、表層領域と内層領域の析出物の個数密度の比のより好ましい形態を、上記比の下限により規定する。

この比が１．０超であることは、結晶粒成長への析出物によるピニング効果が表層領域でより強く作用し、最終的な再結晶焼鈍の初期過程で微細な結晶粒を形成させる作用を生じさせると考えられる。興味深いのは、この規定自体は単純なピニング効果の観点からは表層領域の結晶組織を微細化させる領域であることである。単純に考えれば、本実施形態の結晶組織的な特徴である「表層領域での結晶粒微細化の回避」を実現するには、「表層領域の析出物を低減し、ピニング効果を小さくする」ことが単純な方法である。しかし、本実施形態の好ましい形態では表層領域の析出物の個数密度は内層領域よりもむしろ増加している。これは後述のように、結晶粒の成長過程における「粒成長の駆動力」の影響が反映されたものと考えられる。

このような現象を考慮し、ＮＡ／ＮＤの特徴的な下限を含めて、ＮＡ／ＮＤは、１．０＜ＭＡ／ＭＤ＜１．５を満たすことが好ましい。さらに好ましくは、１．１＜ＭＡ／ＭＤ＜１．４である。
同様に、ＭＡ／ＭＤについても、好ましくは、１．０＜ＭＡ／ＭＤ＜１．５、さらに好ましくは、１．１＜ＭＡ／ＭＤ＜１．４とする。

ＡｌＮおよび硫化物の個数密度は、次の方法により測定される。
鋼板から、圧延方向かつ板厚方向に沿って切断した切断面（以下「Ｌ断面」とも称する）を有する試料を採取し、Ｌ断面を鏡面研磨する。次に、走査型顕微鏡（ＳＥＭ）又は透過型顕微鏡（ＴＥＭ）により、鋼板の表面から深さ２０μｍ、幅２０μｍに相当する領域（つまり、鋼板の表面を一辺とする２０μｍ×２０μｍの領域）を１０００〜５００００倍率で観察する。
次に、観察画像において、析出物を識別する。ＡｌＮの識別は、ＳＥＭ又はＴＥＭ付属機能のＥＤＳ（エネルギー分散型Ｘ線分光器）の点分析にて実施する。観察される析出物内の中央部に電子線を照射し、得られるスペクトルでＡｌとＮが同時に検出されるものをＡｌＮと判定する。また、硫化物の識別は、ＳＥＭ又はＴＥＭ付属機能のＥＤＳ（エネルギー分散型Ｘ線分光器）の点分析にて実施する。観察される析出物内の中央部に電子線を照射し、得られるスペクトルでＭｎ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｌａ、Ｃｅ、ＣａおよびＭｇの少なくとも１種とＳが同時に検出されるものを硫化物と判定する。この際、検出される金属元素が何であるかは特に区別はしない。
そして、観察視野の面積および観察個数から、ＡｌＮおよび硫化物の個数密度を計算する。

また、鋼板表面から深さ２０〜４０μｍの領域において、同様の観察を実施する。観察領域は、試料のＬ断面において、鋼板厚さ方向に鋼板表面から２０〜４０μｍ、圧延方向に任意に幅２０μｍである２０μｍ×２０μｍの領域である。
なお、本発明では定量的な規定はしないが、鋼板の表面からの深さが４０μｍである位置よりもさらに鋼板の中心側の任意の領域についても同様の状況にあることは言うまでもない。

＜無方向性電磁鋼板の製造方法＞
本実施形態に係る電磁鋼板を得るための製造方法は、特に制限はないが、次の（１）〜（４）の工程を有する製造方法が好ましい。次の（１）〜（４）の工程を有する製造方法によれば、上記特徴を有する電磁鋼板が得られる。

（１）本実施形態に係る電磁鋼板の化学組成となる化学組成を有するスラブを１１５０〜１２８０℃に加熱した後、最終圧延温度時の最終圧延温度９５０〜１２８０℃で熱延する熱延工程
（２）熱延後の熱延板を、巻き取り温度７００〜１０００℃で巻き取り、巻き取り温度から６５０℃までの冷却速度を１０℃／分以下とする巻き取り工程
（３）巻き取り後の熱延板を、熱延板焼鈍を実施することなく、圧下率７０〜９０％で冷延する冷延工程
（４）６００℃から７５０℃までの平均昇温速度を５０℃／秒以上、均熱温度９５０〜１０５０℃とし、冷延後の冷延板を仕上げ焼鈍する仕上げ焼鈍する仕上げ焼鈍工程

以下、各工程の詳細について説明する。

（１）熱延工程
熱延の素材とするスラブは、次の方法により製出する。まず、転炉、電気炉等により溶製し、さらに必要に応じて真空脱ガス処理して、溶鋼を得る。そして、得られた溶鋼を、連続鋳造または造塊後分塊圧延し、３０〜４００ｍｍ程度の厚さのスラブを製出する。
スラブの化学組成は、基本的には最終製品である電磁鋼板に相当するものとなるが、本発明は、一般的な製法であれば仕上げ焼鈍工程で窒化が生じることも想定しているため、Ｎ量については、スラブの化学組成は最終製品（本発明鋼板）の含有量よりも０．０００１〜０．００４％程度低いものとなる場合がある。このような組成の変化の考慮自体は、一般的に窒化を意識（活用または抑制）して鋼板を製造している当業者において、これを考慮した設計は日常業務ともいえる程度のものであり、困難なものではない。
ここで、スラブの厚さが３０〜７０ｍｍの範囲である薄いスラブ（いわゆる薄スラブ）であれば、以降の熱延工程において、仕上げ圧延前の粗圧延を省略できる。

熱延工程では、スラブを１１５０〜１２８０℃（好ましくは１２２０〜１２８０℃）に加熱する。

スラブ加熱温度を１１５０〜１２８０℃と高温にすることは、後述の熱延板焼鈍を実施しないことと合わせることで、最終製品としての鋼板の表面での微細な結晶粒の残存を抑制することに有利に作用する。この理由は明確ではないが以下のように推測している。
スラブ加熱温度を高くするためには外部からの強く加熱することとなるが、スラブは厚さが厚いため最表面は特に高温となりやすい。

また、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｌａ、Ｃｅ、ＣａおよびＭｇのような強い硫化物形成元素を含有した鋼板においても、最表面では少なからざる硫化物の溶解が起きていることが考えられる。特に熱延後に熱延板焼鈍を実施しない場合、最表面の硫化物は微細なまま冷延および再結晶焼鈍が行われることとなるため、少なくとも再結晶の初期過程では、鋼板表層の再結晶粒は中心層に比較して微細化することになると考えられる。

ただし、この状況は製造過程の途中であり、再結晶後の粒成長により鋼板内部の結晶粒が鋼板表面に向かって粒成長し鋼板表層領域の微細な結晶粒を蚕食する。この表層領域での蚕食過程で、表層領域で再結晶した結晶粒が鋼板内部から成長してきた結晶粒との粒径差が大きく微細であるほど粗大な結晶粒の粒成長の駆動力が大きく作用し、微細な結晶粒を蚕食し尽くすために好都合となる。上記のスラブ加熱条件は、この作用を発揮するために適切な条件の一つと考えられる。

次に、加熱されたスラブを圧延する。具体的には、例えば、加熱されたスラブに対して、粗圧延、仕上げ圧延を順次実施する。なお、上述のように粗圧延は省略してもよい。

仕上げ圧延時の最終圧延温度は、９５０〜１２８０℃（好ましくは１０００〜１１００℃）とする。

なお、最終圧延温度（ＦＴ）とは、熱延された圧延板が最終スタンドから排出されたとときの圧延板の表面温度を示す。

仕上げ圧延の圧下率は、特に制限はないが、９２〜９７％が好ましく、９４〜９６％がより好ましい。

（巻き取り工程）
巻き取り工程では、例えば、熱延後の熱延板を、コイラーにより巻き取る。
巻き取り温度は、７００〜１０００℃（好ましくは８００〜９５０℃）とする。さらに巻き取り温度から６５０℃までの冷却速度を１０℃／分以下とする。
巻き取り温度を７００〜１０００℃と高温にすると、コイルの最表面のみが冷えやすいこともあり、内層部に比べて相対的に熱処理が十分ではなくなるため、後述の熱延板焼鈍を実施しないことと合わせることで、上記同様に、最終的に鋼板の表面のみに微細な結晶粒を適切な形態で残存させることに有利に作用する。
また、巻き取り温度から６５０℃までの冷却速度を十分に緩冷却とすることで、スラブ加熱で溶解した硫化物を前述の適度な個数密度で析出させることが可能となる。なお、巻き取り温度から６５０℃までの冷却速度の下限は、生産の効率化を考慮すれば、例えば、０．２℃／分以上とする。

なお、巻き取り温度とは、巻き取られた直後のコイル状の熱延板の表面温度を示す。

（熱延板焼鈍工程）
本発明鋼板の製造においては、上記のように、熱延の最終圧延温度を高温とし、巻き取り温度を高温とし、さらに熱延板焼鈍を実施しないことで、冷延および仕上げ焼鈍後の鋼板の表面のみに微細な結晶粒を適切な形態で残存させることに有利に作用する。
また、さらに再加熱工程となる熱延板焼鈍を必要としないことは、エネルギーコストの観点でも有利となる。

（冷延工程）
冷延工程では、巻き取り後の熱延板を冷延する。
冷延の圧下率は、７０〜９０％（好ましくは７５〜８９％）とする。
冷延の圧下率を７０〜９０％にすると、粒成長に望ましい集合組織の発達が調整される。

冷延の温度は、特に制限はないが、一般的に０〜３００℃の温度範囲で実施される。

（仕上げ焼鈍工程）
仕上げ焼鈍工程では、冷延後の冷延板を焼鈍する。具体的には、冷延板を昇温し、目的とする温度で均熱した後、冷却する。

仕上げ焼鈍の条件は、６００℃から７５０℃までの平均昇温速度を５０℃／秒以上（好ましくは８０〜５００℃／秒）とし、均熱温度（最高到達温度）９５０〜１０５０℃（好ましくは１０００〜１０３０℃）とする。ただし、均熱時間は、２５〜１２０秒（好ましくは３０〜９０秒）とすることがよい。
このような仕上げ焼鈍条件において、鋼板表面の微細な結晶粒が好ましい形態になる理由は明確ではないが、この仕上げ焼鈍条件とすると、６００〜７５０℃の再結晶初期過程を急速に加熱することで表層組織がより微細化されるとともに、その後の９５０℃以上の高温の熱処理においては、鋼板内部の結晶粒が成長し鋼板表層の微細な結晶粒を蚕食し、最終的に鋼板表面の微細な結晶粒の残存を抑制するのに有利に作用するものと思われる。

なお、本実施形態に係る電磁鋼板を得るために、上記の工程以外に、従来の電磁鋼板の製造工程と同様のその他の工程を設けてもよい。その他の工程の各条件は、従来の電磁鋼板の製造工程と同様の条件を採用してもよい。具体的には、例えば、仕上げ焼鈍工程後の鋼板（電磁鋼板）の表面に絶縁皮膜を設ける絶縁皮膜形成工程を有していてもよい。

絶縁皮膜の形成方法は特に限定されないが、例えば、樹脂または無機物を溶剤に溶解した絶縁皮膜形成用組成物を調製し、絶縁皮膜形成用組成物を、鋼板表面に公知の方法で均一に塗布することにより絶縁皮膜を形成することができる。

以上の工程を有する製造方法によって、本実施形態に係る電磁鋼板が得られる。

＜用途＞
本実施形態に係る無方向性電磁鋼板は、電気機器の各種コア材料、特に、回転機、中小型変圧器、電装品等のモータのコア材料として好適に適用できる。

＜モータコアおよびその製造方法＞
以下、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板をモータコアに適用する場合について説明する。
本実施形態に係るモータコアは、本実施形態に係る電磁鋼板が積層された形態が挙げられる。この場合、モータコアを構成する鋼板は、打ち抜き前に本実施形態に係る電磁鋼板の特徴を有したものである必要はない。言い換えれば、モータコア用に使用する素材としての鋼板は、本実施形態に係る電磁鋼板の特徴を有したものである必要はなく、最終的にモータコアを構成する鋼板が本実施形態に係る電磁鋼板であればよい。つまり、素材としての鋼板の打ち抜き、積層一体化、さらにコア製造工程において歪取り焼鈍などの必要に応じた熱処理を実施し、最終的にモータコアを構成する鋼板が、本実施形態に係る電磁鋼板として表層領域の微細な結晶粒に関する規定の範囲内となる特徴を有していれば良い。最終的にモータコアを構成する鋼板が本実施形態に係る電磁鋼板に相当する特徴を有していれば、少なくとも表層領域の微細な結晶粒に起因する鉄損に関しての工業的なメリットを得ることが可能である。
さらに、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板を打ち抜いて、打ち抜き部材（鋼板ブランク）を作製し、この打ち抜き部材を積層一体化したモータコアが挙げられる。この場合は、モータコアの製造過程で熱処理が実施されなければ、素材の鋼板が有していた表層領域の微細な結晶粒に関する特徴は、モータコアを構成する鋼板にそのまま継承されることになる。結果として、モータコアにおいて表層領域の微細な結晶粒の制御に関しての工業的なメリットを得ることが可能である。また、この例においては、モータコアの製造過程で必要に応じて熱処理を実施すると、素材の鋼板が有していた表層領域の微細な結晶粒に関する特徴が変化する状況が考えられる。熱処理を含めたモータコア製造工程を経て、最終的にモータコアを構成する鋼板が本実施形態に係る電磁鋼板の特徴の範囲内にとどまるものであれば、モータコアにおいて表層領域の微細な結晶粒に起因する鉄損に関しての工業的なメリットを得ることが可能である。ただし、歪取り焼鈍を実施することで、鋼板表層領域に新たに微細な結晶粒が生成する可能性はほとんどないので、素材の鋼板が有していた本発明内の表層領域の微細な結晶粒に関する特徴は、本発明範囲から外れることはほとんどないと考えてよい。

本実施形態に係るモータコアは、一例として、図１に示すモータコアが挙げられる。
図１は、分割コアの一例を表す模式図である。図１に示すように、モータコア１００は、８枚の分割コア用の打ち抜き部材１１を円環状に連結し、円環状に連結した打ち抜き部材１１を８層に積層して一体化した積層体１３として形成されている。分割コア用の打ち抜き部材１１は、電磁鋼板に打ち抜き加工が施され、円弧上のヨーク部１７と、ヨーク部１７の内周面から径方向内側に向かって突出しているティース部１５とを備えている。なお、モータコア１００は、図１に示すモータコア１００を形成する打ち抜き部材１１の形状、個数、積層数などに限らず、目的に応じて設計すればよい。

以上、図１に示すモータコアについて説明したが、本実施形態に係るモータコアはこれに限定されるものではない。

次に、モータコアの製造方法を説明する。
本実施形態に係るモータコアの製造方法は、特に限定されず、通常工業的に採用されている製造方法によって製造すればよい。
以下、本実施形態に係るモータコアの好ましい製造方法の一例について説明する。
本実施形態に係るモータコアの好ましい製造方法の一例は、本実施形態に係る電磁鋼板に、打ち抜き加工を施して打ち抜き部材を得る打ち抜き工程と、打ち抜き部材を積層する積層工程と、を有する。

（打ち抜き工程）
まず、本実施形態の電磁鋼板を、目的に応じて、ティース部とヨーク部とを有する所定の形状に打ち抜き、積層枚数等に応じて、所定の枚数の打ち抜き部材を作製する。電磁鋼板を打ち抜いて、打ち抜き部材を作成する方法は特に限定されず、従来公知のいずれの方法を採用してもよい。
なお、打ち抜き部材は、所定の形状に打ち抜かれるときに、打ち抜き部材を積層して固定するための凹凸部を形成してもよい。

（積層工程）
打ち抜き工程で作成した打ち抜き部材を積層することによりモータコアが得られる。具体的には、ティース部とヨーク部とを有する所定の形状の分割コア用の打ち抜き部材を、所定枚数組み合わせて円環状に連結させ、これを積層する。
なお、積層した打ち抜き部材を固定する方法は、特に限定されず、従来公知のいずれの方法を採用してもよい。例えば、打ち抜き部材に、公知の接着剤を塗布して接着剤層を形成し、接着剤層を介して固定してもよい。また、かしめ加工を適用して、各々の打ち抜き部材に形成された凹凸部を機械的に相互に嵌め合わして固定してもよい。

また、本実施形態に係るモータコアは、積層する前の打ち抜き部材に、または打ち抜き部材を積層した後に、特定条件（加熱速度：３０℃／ｈｒ〜５００℃／ｈｒ、最高到達温度：７５０℃〜８５０℃、７５０℃以上での保持時間：０．５時間〜１００時間）で熱処理（歪取り焼鈍）を施してもよい。この熱処理を行うことで、モータコアは、不要な歪が解放され、低鉄損化が図られる。
この熱処理は表層領域の微細な結晶粒の形態を変化させるのに十分なものであるが、素材の鋼板が本発明範囲内にある場合はもちろん、素材の鋼板が本発明範囲内にないものであったとしても、この熱処理後に、コアを構成する鋼板が、本実施形態に係る鋼板の特徴である「表層領域の微細な結晶粒」に関する特徴を有していれば、本実施形態に係る鋼板のメリットを享受することが可能である。

以下、実施例を例示して、本発明を具体的に説明するが、本発明はこれに限定されるものではない。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。

＜実施例１＞
表１に示す化学組成のスラブを、表２に示す加熱温度で加熱し、厚みが４０ｍｍになるように粗熱延する。その後、粗熱延板を、表２に示す加熱温度、表２に示す最終圧延温度、圧下率９５．５％（板厚４０ｍｍ→板厚１．８ｍｍ）で仕上げ熱延する。
そして、熱延板を、表２に示す巻取り温度で巻き取る。そして、表２に示す冷却速度で巻き取り温度から６５０℃まで熱延板を冷却する。
次に、巻き取られた圧延板を、表２に示す圧下率で冷延する。
次に、表２に示す、６００℃から７５０℃までの平均昇温速度、均熱温度、均熱時間の条件で、冷延板を焼鈍する。
以上の工程を経て、試験例Ｎｏ．１〜３８の無方向性電磁鋼板を得た。

＜各種測定＞
得られた各無方向性電磁鋼板の結晶組織および析出物について、既述の方法に従ってＳＡ、ＳＣ，ＳＤ、ＲＡ、ＲＤ、ＮＡ、ＮＤ、ＭＡ、ＭＤ、および鋼板の表面に表出する結晶粒のうち、鋼板の表面から深さ２０μｍの断面に達している結晶粒の個数割合（表中、「粗大結晶粒の個数割合」と表記）を求める。結果を表３に示す。

また、得られた各無方向性電磁鋼板の正弦波励磁における鉄損（Ｗ_ｓｉｎ）、高調波が重畳した励磁波形における鉄損（Ｗｉｎｖ）の測定、耐食性試験による赤錆発生率の測定を実施する。

ＷｓｉｎおよびＷｉｎｖは、外径４７ｍｍ，内径３３ｍｍ，コア厚７ｍｍのリング試料により測定した。
ＷｓｉｎはＢ＝１．０Ｔ、周波数５０Ｈｚの正弦波で励磁した際の鉄損であり、Ｗｉｎｖはこれに、キャリア周波数５ｋＨｚ，変調率０．４の高調波を重畳した波形で励磁した際の鉄損である。
耐食性は、各無方向性電磁鋼板から切り出したサンプルの裏面およびエッジ部をシールした後、ＪＩＳ Ｚ ２３７１（２０００）に規定された塩水噴霧試験を１５時間行い、試験後の赤錆発生面積率により評価した。

一般的に励磁波形に高調波を重畳させると鉄損が増加するが、本実施形態に係る電磁鋼板に該当する発明例は、比較例に比べ、鉄損の増加割合（表３中の鉄損比＝Ｗｉｎｖ／Ｗｓｉｎ）が小さく、高調波の重畳による鉄損悪化が抑制されていることがわかる。
また、実施例は、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｌａ、Ｃｅ、ＣａおよびＭｇの少なくとも１種を適切な範囲で含有する場合、熱延条件（スラブ加熱、最終圧延、巻き取り）が高温域で実施される場合、巻き取り温度から６５０℃までの冷却速度が低い場合、仕上げ焼鈍での６００℃から７５０℃までの平均昇温速度が高い場合に発明の効果が大きくなることがわかる。

１１ 打ち抜き部材、１３ 積層体、１５ ティース部、１７ ヨーク部、１００ モータコア

Claims (9)

1. 質量％で、
   Ｃ ：０．０００５〜０．００５０％、
   Ｓｉ：１．０〜５．０％、
   Ｍｎ：０．１０〜２．００％、
   Ｎ ：０．００１０〜０．００５０％、
   Ａｌ：０〜２．００％、
   Ｐ ：０．０２００％以下、
   Ｓ ：０．００５０％以下、
   Ｎｄ、Ｐｒ、Ｌａ、Ｃｅ、ＣａおよびＭｇの少なくとも１種の合計：０〜０．１０００％、並びに
   残部：Ｆｅおよび不純物を含有する化学組成を有し、
   鋼板の表面において、円相当直径３０μｍ以下の結晶粒が占める面積率をＳＡ、円相当直径１００μｍ以上の結晶粒が占める面積率をＳＣとしたとき、
   ＳＡ＜１５％、ＳＣ≧７０％
   であり、さらに
   鋼板の表面から深さ２０μｍの断面において、円相当直径１００μｍ以上の結晶粒が占める面積率ＳＤが９０％以上
   である無方向性電磁鋼板。
2. 前記ＳＣと前記ＳＤが、｜ＳＣ−ＳＤ｜≦５％
   であり、かつ
   鋼板の表面における結晶粒の平均粒径をＲＡ、鋼板の表面から深さ２０μｍの断面における結晶粒の平均粒径をＲＤとしたとき、
   ｜ＲＡ−ＲＤ｜／ＲＤ≦０．１０
   である請求項１に記載の無方向性電磁鋼板。
3. 鋼板の表面に表出する結晶粒のうち、鋼板の表面から深さ２０μｍの断面に達している結晶粒の個数割合が９０％以上である請求項１又は請求項２に記載の無方向性電磁鋼板。
4. 鋼板の表面から深さ２０μｍまでの表層領域における、ＡｌＮの個数密度をＮＡ、鋼板の表面からの深さが２０〜４０μｍの内層領域における、ＡｌＮの個数密度をＮＤとしたとき、
   ＮＡ／ＮＤ＜１．５
   である請求項１〜請求項３のいずれか１項に記載の無方向性電磁鋼板。
5. 鋼板の表面から深さ２０μｍまでの表層領域における、硫化物の個数密度をＭＡ、鋼板の表面からの深さが２０〜４０μｍの内層領域における、硫化物の個数密度をＭＤとしたとき、
   ＭＡ／ＭＤ＜１．５
   である請求項１〜請求項４のいずれか１項に記載の無方向性電磁鋼板。
6. 前記化学組成が、さらに、質量％で、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｌａ、Ｃｅ、ＣａおよびＭｇの少なくとも１種を合計量で０．００１０〜０．１０００％含有する
   請求項１〜請求項５のいずれか１項に記載の無方向性電磁鋼板。
7. スラブを１１５０〜１２８０℃に加熱した後、仕上げ圧延時の最終圧延温度９５０〜１２８０℃で熱延する熱延工程と、
   熱延後の熱延板を、巻き取り温度７００〜１０００℃で巻き取り、巻き取り温度から６５０℃までの冷却速度を１０℃／分以下とする巻き取り工程と、
   巻き取り後の熱延板を、熱延板焼鈍を実施することなく、圧下率７０〜９０％で冷延する冷延工程と、
   ６００℃から７５０℃までの平均昇温速度を５０℃／秒以上、均熱温度９５０〜１０５０℃とし、冷延後の冷延板を仕上げ焼鈍する仕上げ焼鈍工程と、
   を有する請求項１〜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。
8. 請求項１〜請求項６のいずれか１項に記載の無方向性電磁鋼板を積層したモータコア。
9. 請求項１〜請求項６のいずれか１項に記載の無方向性電磁鋼板打ち抜き加工を施して打ち抜き部材を得る打ち抜き工程と、
   前記打ち抜き部材を積層する積層工程と、
   を有するモータコアの製造方法。