JP2019178380A - 電磁鋼板、及び、電磁鋼板の製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】冷間圧延工程での圧下率を高めなくても、高周波数において、高磁束密度及び低鉄損が得られる、｛１００｝＜０１１＞結晶方位の集積度の高い電磁鋼板を提供する。【解決手段】本実施形態による電磁鋼板１は、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．００５０％以下、Ｓｉ：２．００〜３．５０％、Ｍｎ：２．５０〜４．５０％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．００５０％以下、Ａｌ：０．１０％以下、Ｎ：０．００２５％以下、Ｎｉ：０〜１．０００％、Ｃｕ：０〜０．１００％、及び、残部：Ｆｅ及び不純物、からなり、電磁鋼板１の鋼板板面１０における｛１００｝＜０１１＞結晶方位のＸ線ランダム強度比が１５．０〜５０．０であり、電磁鋼板１の板厚中央位置で鋼板板面１０と平行な面２０において、平均結晶粒径を１．０に規格化した場合の標準偏差が０．３５以下である。【選択図】図１

Description

本発明は、電磁鋼板、及び、電磁鋼板の製造方法に関し、さらに詳しくは、磁化容易軸が圧延軸に対して４５°傾斜して集積された電磁鋼板の製造方法、及び、その電磁鋼板に関する。

電磁鋼板は、電機機器のコア（鉄心）の素材として利用される。電機機器はたとえば、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。これらの電機機器では、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、電機機器のコアとして利用される電磁鋼板には、低い鉄損及び高い磁束密度が要求される。

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。一方、高い磁束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粒を増加させる。具体的には、再結晶集合組織制御では、鋼板板面内において、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、圧延軸ＲＤ方向において、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。

最近、モータの高効率化を目的として、分割コアを用いたモータが登場している。このようなモータでは、ステータコアは、複数の分割コアで構成される。複数の分割コアは、ティース部に巻き線が施され、ステータコアの周方向に配列される。このとき、ティース部の軸は、ステータコアの径方向に延びる。このような分割コアでは、ティース部においてはステータコアの径方向（つまり、ティース部の軸方向）が磁化容易軸方向となるのが好ましく、ヨーク部においてはステータコアの周方向が磁化容易軸方向となるのが好ましい。

分割コアを用いない一体型のステータコアでは、磁化容易軸が特定の方向に集積されていない無方向性電磁鋼板が用いられる。しかしながら、分割コアで構成されるステータコアの場合、鋼板の板面内において磁化容易軸である＜１００＞方位が特定の方向に集積した電磁鋼板を使用することが可能である。ティース部の軸方向に磁化容易軸が集積するように、分割コアを電磁鋼板から切り出せばよいからである。そのため、一方向性電磁鋼板や二方向性電磁鋼板を用いた分割コアが提案されている。

しかしながら、一方向性電磁鋼板や二方向性電磁鋼板は非常に高価である。そこで、一方向性電磁鋼板や二方向性電磁鋼板に代えて、分割コアに適用可能な電磁鋼板として、鋼板板面において｛１００｝＜０１１＞結晶方位が集積した電磁鋼板の製造方法が、特許文献１に提案されている。

特許文献１に提案された電磁鋼板の製造方法は、α−γ変態系であって、Ｓｉ：２．０質量％以上４．０質量％以下、又はＡｌ：０．６質量％以上３．０質量％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなるインゴットを熱延板とする熱間圧延工程と、熱延板を冷延鋼板とする冷間圧延工程と、冷延鋼板を仕上げ焼鈍する工程を有する。この製造方法ではさらに、熱間圧延工程と、冷間圧延工程との間に焼鈍工程を有しない。さらに、冷間圧延工程における累積圧下率を８８％以上とする。これにより、鋼板板面において｛１００｝＜０１１＞結晶方位が集積した電磁鋼板が製造できる、と特許文献１には記載されている。

特開２０１７−１９３７３１号公報

特許文献１に開示された電磁鋼板では、鋼板板面において、｛１００｝＜０１１＞結晶方位が集積している。つまり、鋼板板面において、磁化容易軸が圧延軸ＲＤから４５°傾斜して集積している。したがって、この電磁鋼板を用いて分割コアを作製する場合、ティース部の軸を圧延軸ＲＤから４５°傾斜させて分割コアを切り出せばよい。したがって、特許文献１のように、磁化容易軸が圧延軸に対して４５°傾斜して集積された電磁鋼板も、分割コアへの適用に好適である。

ところで、特許文献１に開示された電磁鋼板の製造方法では、冷間圧延工程での圧下率が８８％以上と高い。冷間圧延工程の圧下率が高ければ、冷間圧延を実施する圧延機の１パスあたりの圧下量を高くする必要がある。この場合、冷間圧延を実施する圧延機の負荷が高くなる。操業安定性を考慮した場合、冷間圧延を実施する圧延機の負荷は抑制できる方が好ましい。

また、最近では、モータの小型化及び高効率化が求められている。モータの小型化及び高効率化の要望に伴い、１０００Ｈｚ以上の高周波数域において、高い磁束密度及び低い鉄損が求められている。このような１０００Ｈｚ以上の高周波数域での磁気特性（磁束密度及び鉄損）は、特許文献１では検討されていない。

本開示の目的は、電磁鋼板の製造工程において、冷間圧延工程での圧下率を高めなくても、高周波数域において、高磁束密度及び低鉄損が得られる、｛１００｝＜０１１＞結晶方位集積度の高い電磁鋼板、及び、その電磁鋼板の製造方法を提供することである。

本開示による電磁鋼板は、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．００５０％以下、Ｓｉ：２．００〜３．５０％、Ｍｎ：２．５０〜４．５０％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．００５０％以下、Ａｌ：０．１０％以下、Ｎ：０．００２５％以下、Ｎｉ：０〜１．０００％、Ｃｕ：０〜０．１００％、及び、残部：Ｆｅ及び不純物、からなり、電磁鋼板の鋼板板面における｛１００｝＜０１１＞結晶方位のＸ線ランダム強度比が１５．０〜５０．０であり、板厚中央位置で鋼板板面に平行な面において、平均結晶粒径を１．０に規格化した場合の標準偏差が０．３５以下である。

本開示による電磁鋼板の製造方法は、熱間圧延工程と、冷間圧延工程と、中間焼鈍工程と、｛１００｝＜０１１＞配向用ひずみ量調整圧延工程と、仕上げ焼鈍工程とを備える。
熱間圧延工程では、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．００５０％以下、Ｓｉ：２．００〜３．５０％、Ｍｎ：２．５０〜４．５０％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．００５０％以下、Ａｌ：０．１０％以下、Ｎ：０．００２５％以下、Ｎｉ：０〜１．０００％、Ｃｕ：０〜０．１００％、及び、残部：Ｆｅ及び不純物、からなるスラブを、１０００〜１２００℃に加熱し、加熱されたスラブに対して熱間圧延を実施して鋼板を製造し、下記（１）及び（２）のいずれかを実施する。
（１）熱間圧延における仕上げ圧延温度をＡ_ｃ３変態点以上とし、熱間圧延における最終パスの圧延後の鋼板に対して、最終パスの圧延後３秒以内に、鋼板温度を２５０℃まで冷却する。
（２）熱間圧延における仕上げ圧延温度をＡ_ｃ３変態点−５０℃以下とし、最終パスの圧延後、放冷以上の冷却速度で鋼板を冷却する。
冷間圧延工程では、熱間圧延工程後の鋼板に対して焼鈍処理を実施することなく、５０．０〜８５．０％未満の圧下率で冷間圧延を実施する。
中間焼鈍工程では、冷間圧延工程後の鋼板に対して、中間焼鈍温度を５００℃〜Ａ_ｃ１変態点未満として焼鈍処理を実施する。
｛１００｝＜０１１＞配向用ひずみ量調整圧延工程では、中間焼鈍工程後の鋼板に対して、５．０〜１５．０％の圧下率で冷間圧延を実施する。
仕上げ焼鈍工程では、｛１００｝＜０１１＞配向用ひずみ量調整圧延工程後の鋼板に対して、仕上げ焼鈍温度を５００℃〜Ａ_ｃ１変態点未満として焼鈍処理を実施する。
以上の製造工程により、鋼板板面における｛１００｝＜０１１＞結晶方位のＸ線ランダム強度比が１５．０〜５０．０であり、電磁鋼板の板厚中央位置での鋼板板面と平行な面において平均結晶粒径を１．０に規格化した場合の標準偏差が０．３５以下である電磁鋼板を製造する。

本開示による電磁鋼板は、冷間圧延工程での圧下率を高めなくても、鋼板板面における｛１００｝＜０１１＞結晶方位の集積度を高めることができ、さらに、結晶粒度のばらつきを抑えることができる。そのため、特に、高周波数域において、十分な磁束密度と低鉄損を実現できる。

図１は、本実施形態による電磁鋼板の斜視図である。 図２は、図１の電磁鋼板の平面図である。 図３は、再結晶現象を説明するための模式図である。 図４は、ひずみ誘起粒成長を説明するための模式図である。

本発明者らは、磁化容易軸を圧延軸ＲＤから４５°傾斜して集積した電磁鋼板の製造工程中における冷間圧延工程において、圧下率を８５％以上まで高めなくても、｛１００｝＜０１１＞結晶方位の集積度を十分に高め、さらに、１０００Ｈｚ以上の高周波数域において十分な磁束密度と低鉄損とを実現できる電磁鋼板及びその製造方法について検討を行った。その結果、本発明者らは次の知見を得た。

電磁鋼板の化学組成を、質量％で、Ｃ：０．００５０％以下、Ｓｉ：２．００〜３．５０％、Ｍｎ：２．５０〜４．５０％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．００５０％以下、Ａｌ：０．１０％以下、Ｎ：０．００２５％以下、Ｎｉ：０〜１．０００％、Ｃｕ：０〜０．１００％、及び、残部：Ｆｅ及び不純物からなる化学組成とする。この場合、Ｓｉ含有量が２．００〜３．５０％と高いものの、Ｍｎ含有量も２．５０〜４．５０％と高い。そのため、この化学組成の鋼板では、熱間圧延工程における鋼板の組織を、オーステナイト単相、又は、オーステナイト及びフェライトの二相とすることができる。熱間圧延において、オーステナイト単相組織の鋼板、又はオーステナイト及びフェライトの二相組織の鋼板を冷却することにより、｛１００｝＜０１１＞結晶方位の集積度を高めることができる。

上述の化学組成の電磁鋼板において、鋼板板面における｛１００｝＜０１１＞結晶方位のＸ線ランダム強度比を１５．０〜５０．０とする。図１に示すとおり、本明細書にいう鋼板板面とは、電磁鋼板１の圧延軸ＲＤ、法線軸ＮＤ、板幅軸ＴＤを定義した場合、電磁鋼板１の表面のうち、圧延軸ＲＤ及び板幅軸ＴＤを含む表面であって、法線軸ＮＤを法線とする表面１０を意味する。ここで、圧延軸ＲＤ、法線軸ＮＤ及び板幅軸ＴＤは互いに直行する。

本実施形態による電磁鋼板ではさらに、板厚中央位置で鋼板板面に平行な面において平均結晶粒径を１．０に規格化した場合の標準偏差を０．３５以下とする。ここで、板厚中央位置で鋼板板面に平行な面とは、図１に示すとおり、電磁鋼板１の板厚をＴ（ｍｍ）と定義したとき、鋼板板面１０から板厚方向にＴ／２の位置である板厚中央位置において、鋼板板面１０と平行な面２０である。ここで、鋼板板面に平行な面２０は、法線軸ＮＤを法線とする断面である。以下、電磁鋼板１において、鋼板板面１０に平行な面２０を、「ＮＤ面」ともいう。

本発明者らは、板厚中央位置でのＮＤ面における結晶粒度のばらつきが小さければ、高周波数域において、鉄損が低減することを見出した。この理由は定かではないが、次の理由が考えられる。電磁鋼板内の粒界の大小は、磁壁の移動に影響を与える。板厚中央位置でのＮＤ面における結晶粒度のばらつきが大きければ、磁壁が一様に移動することができず、局所的に磁壁が移動しにくい領域が発生する。このような磁壁の移動のばらつきが、異常渦電流損及びヒステリシス損を発生して、鉄損を増大させると考えられる。板厚中央位置でのＮＤ面における結晶粒度のばらつきは特に、１０００Ｈｚ以上の高周波数域において、鉄損を顕著に増大させる。

本実施形態における電磁鋼板では、鋼板板面における｛１００｝＜０１１＞結晶方位のＸ線ランダム強度比を１５．０〜５０．０とし、かつ、板厚中央位置でのＮＤ面における平均結晶粒径を１．０に規格化した場合の標準偏差を０．３５以下とする。この場合、図２に示すとおり、電磁鋼板の鋼板板面１０において、圧延軸ＲＤから４５°傾斜した方向に磁化容易軸（＜１００＞）を集積させることができる。そのため、図２に示すとおり、分割コア３０のティース部の軸が磁化容易軸と平行となるように、つまり、分割コア３０のティース部の軸を圧延軸ＲＤから４５°傾斜して分割コア３０を切り出すことにより、分割コア３０の磁気特性を十分に高めることができる。さらに、上述のとおり、板厚中央位置でのＮＤ面における結晶粒度ばらつきを十分に低減することにより、１０００Ｈｚ以上の高周波数域における鉄損を十分に低減することができる。

本発明者らはさらに、上述の特徴を有する電磁鋼板を、冷間圧延工程における圧下率を特許文献１で記載されているレベルまで高めなくても、製造できる方法について検討を行った。その結果、一例として、以下に示す製造工程を実施することにより、鋼板板面における｛１００｝＜０１１＞結晶方位のＸ線ランダム強度比が１５．０〜５０．０であり、かつ、板厚中央位置での鋼板板面に平行な面（ＮＤ面）における平均結晶粒径を１．０に規格化した場合の標準偏差が０．３５以下である電磁鋼板を製造できることを見出した。

本実施形態の電磁鋼板の製造方法では、熱間圧延工程と、冷間圧延工程と、中間焼鈍工程と、｛１００｝＜０１１＞配向用ひずみ量調整圧延工程と、仕上げ焼鈍工程とを備える。

熱間圧延工程では、化学組成が質量％で、Ｃ：０．００５０％以下、Ｓｉ：２．００〜３．５０％、Ｍｎ：２．５０〜４．５０％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．００５０％以下、Ａｌ：０．１０％以下、Ｎ：０．００２５％以下、Ｎｉ：０〜１．０００％、Ｃｕ：０〜０．１００％、及び、残部：Ｆｅ及び不純物、からなるスラブを１０００〜１２００℃に加熱する。そして、加熱されたスラブに対して熱間圧延を実施して鋼板を製造する。熱間圧延工程では、下記（１）又は（２）を実施する。
（１）熱間圧延における仕上げ圧延温度をＡ_ｃ３変態点以上とし、熱間圧延における最終パスの圧延が完了した鋼板に対して、最終パスの圧延後３秒以内に、鋼板温度を２５０℃まで冷却する。
（２）熱間圧延における仕上げ圧延温度をＡ_ｃ３変態点−５０℃以下とし、最終パスの圧延後、放冷以上の冷却速度で冷却する。

続いて、冷間圧延工程では、熱間圧延工程後の鋼板に対して焼鈍処理を実施することなく冷間圧延を実施し、冷間圧延における圧下率を５０．０〜８５．０％未満とする。本実施形態の冷間圧延工程では、圧下率を８５％未満に抑えることができる。そのため、冷間圧延工程に利用される圧延機の負荷を低減できる。

本実施形態では、冷間圧延工程での圧下率を抑えて、さらに、冷間圧延工程後に、次の（Ａ）〜（Ｃ）の製造工程を（Ａ）〜（Ｃ）の順に実施する。
（Ａ）中間焼鈍工程
（Ｂ）｛１００｝＜０１１＞配向用ひずみ量調整圧延工程
（Ｃ）仕上げ焼鈍工程

上記（Ａ）の中間焼鈍工程では、冷間圧延工程後の鋼板に対して、中間焼鈍温度を５００℃〜Ａ_ｃ１変態点未満として焼鈍処理を実施する。

上記（Ｂ）の｛１００｝＜０１１＞配向用ひずみ量調整圧延工程では、中間焼鈍工程後の鋼板に対して、５．０〜１５．０％の圧下率で冷間圧延を実施する。

上記（Ｃ）の仕上げ焼鈍工程では、｛１００｝＜０１１＞配向用ひずみ量調整圧延工程後の鋼板に対して、仕上げ焼鈍温度を５００℃〜Ａ_ｃ１変態点未満として焼鈍処理を実施する。

以上の製造工程を実施することにより、上記化学組成の電磁鋼板において、鋼板板面における｛１００｝＜０１１＞結晶方位のＸ線ランダム強度比が１５．０〜５０．０となり、電磁鋼板の板厚中央位置での鋼板板面に平行な面において平均結晶粒径を１．０に規格化した場合の標準偏差が０．３５以下となる。この理由は定かではないが、次の理由が考えられる。

まず、本実施形態の電磁鋼板の化学組成では、Ｓｉ含有量が２．００〜３．５０％と高いだけでなく、Ｍｎ含有量も２．５０〜４．５０％と高い。ＳｉはＦｅの積層欠陥エネルギーを低下させる。そのため、上記化学組成において、仮に、Ｍｎ含有量が低い場合、ＳｉによりＦｅの積層欠陥エネルギーが低下し、その結果、圧延時において活動可能なすべり系が限定される。この場合、すべりやすい＜１１１＞方向にて優先的に変形が起こり、｛１１１｝粒の粒界にひずみが集中して蓄積される。ここで、｛１１１｝粒とは、鋼板板面における結晶面が｛１１１｝である結晶粒を意味する。

上述のとおり、従前の電磁鋼板では、｛１１１｝粒の粒界にひずみが集中して蓄積される。そのため、仕上げ焼鈍工程において、図３に示すように、｛１１１｝粒の粒界４０から再結晶粒５０が核生成し、成長する。この場合、再結晶粒５０は｛１１１｝粒となりやすいため、鋼板板面では、｛１１１｝粒が成長し、支配的になる。

これに対して、本実施形態の化学組成では、Ｓｉ含有量だけでなく、Ｍｎ含有量も高い。そのため、本実施形態の化学組成の場合、上述のＳｉ含有量のみが高い電磁鋼板と比較して、Ｆｅの積層欠陥エネルギーが高くなる。この場合、活動可能なすべり系が限定されない。特に、冷間圧延工程時、及び、｛１００｝＜０１１＞配向用ひずみ量調整圧延工程において、｛１１１｝粒だけでなく、｛１００｝＜０１１＞結晶方位粒を含む他の粒にもひずみが導入される。ここで、｛１００｝＜０１１＞結晶方位粒とは、鋼板板面における結晶粒が｛１００｝結晶面であって、かつ、＜０１１＞方位が圧延軸ＲＤに沿った結晶粒である。

以上のとおり、本実施形態では、中間焼鈍工程前の鋼板において、｛１１１｝粒だけでなく、｛１００｝＜０１１＞結晶方位粒を含む他の結晶粒にもひずみが導入された状態となっている。この鋼板に対して、上記（Ａ）の中間焼鈍工程において、仕上げ焼鈍温度を５００〜Ａ_ｃ１変態点未満とする。この場合、｛１１１｝粒以外の結晶粒であってひずみが導入された他の結晶粒にも、再結晶の駆動力を与えることができ、｛１００｝＜０１１＞粒においても、再結晶が起こる。そのため、上記（Ａ）の中間焼鈍工程により、各結晶粒のひずみ量を低減し、かつ、｛１００｝＜０１１＞結晶方位粒を残すことができる。

中間焼鈍工程後、上記（Ｂ）の｛１００｝＜０１１＞配向用ひずみ量調整圧延工程において、鋼板に対して、圧下率５．０〜１５．０％で冷間圧延を実施する。このとき、本実施形態の鋼板ではＳｉ含有量だけでなくＭｎ含有量が高いために、上述のとおり、｛１１１｝粒以外の結晶粒にもひずみが導入される。しかしながら、｛１００｝＜０１１＞結晶方位粒は｛１１１｝粒や他の結晶粒と比較して、ひずみが導入されにくい。したがって、｛１００｝＜０１１＞配向用ひずみ量調整圧延工程後の鋼板板面において、｛１００｝＜０１１＞結晶方位粒に導入されたひずみ量は、｛１１１｝粒等の他の結晶粒よりも少ない。以上のとおり、｛１００｝＜０１１＞配向用ひずみ量調整圧延工程では、次工程の仕上げ焼鈍工程において｛１００｝＜０１１＞結晶方位を集積させるために、各結晶粒に適度なひずみ量を導入させる。

｛１００｝＜０１１＞配向用ひずみ量調整圧延工程において、適度なひずみ量を導入された鋼板に対して、上記（Ｃ）の仕上げ焼鈍工程を実施する。この場合、図３に示すような再結晶とは異なる、図４に示すひずみ誘起粒成長（バルジング）が発生すると考えられる。具体的には、図４に示すとおり、鋼板板面において、｛１００｝＜０１１＞結晶方位粒７０の粒界８０が、｛１００｝＜０１１＞結晶方位粒７０よりも多くのひずみ量が導入されている結晶粒６０側に張り出し、成長する。ここで、結晶粒６０はたとえば、｛１１１｝粒である。本実施形態では、このようなバルジングによる粒成長により、｛１００｝＜０１１＞結晶方位粒を成長させ、その結果、｛１００｝＜０１１＞結晶方位の集積度を高めることができると考えられる。

冷間圧延工程の圧下率を８５．０％未満に抑え、（Ａ）中間焼鈍工程、（Ｂ）｛１００｝＜０１１＞配向用ひずみ量調整圧延工程、及び、（Ｃ）仕上げ焼鈍工程、を実施することによりさらに、電磁鋼板の結晶粒度のばらつきを抑え、板厚中央位置での鋼板板面と平行な面において平均結晶粒径を１．０に規格化した場合の標準偏差を０．３５以下とすることができる。この理由についても定かではないが、次の理由が考えられる。

従前の｛１００｝＜０１１＞結晶方位の集積度の高い電磁鋼板の製造工程中の冷間圧延工程の圧下率を８５．０％以上とした場合、次工程の仕上げ焼鈍工程にて、鋼板のＮＤ面（鋼板板面と平行な面）において、異常粒成長が発生し得る。この場合、ＮＤ面において、結晶粒がばらついてしまう。この理由としては次の理由が考えられる。冷間圧延工程における圧下率が８５．０％以上である場合、圧下率が極度に高いため、仕上げ焼鈍前の鋼板において、ひずみが局所的に集中しており、鋼板におけるひずみ分布が極度に不均一になっている。このようなひずみ分布の鋼板に対して仕上げ焼鈍を実施した場合、再結晶が起った後、異常粒成長が起こりやすくなる。その結果、製造された電磁鋼板のＮＤ面において、結晶粒がばらついてしまう場合がある。

これに対して、本実施形態では、上述のとおり、冷間圧延工程での圧下率を８５．０％未満に抑え、さらに、（Ａ）中間焼鈍工程、（Ｂ）｛１００｝＜０１１＞配向用ひずみ量調整圧延工程、及び、（Ｃ）仕上げ焼鈍工程、を実施する。

上記（Ａ）の中間焼鈍工程により、｛１１１｝粒以外にひずみが導入された他の結晶粒にも、再結晶の駆動力を与えることができる。つまり、｛１００｝＜０１１＞結晶方位粒においても、再結晶が起こる。そのため、上記（Ａ）の中間焼鈍工程により、各結晶粒のひずみ量を低減しつつ、かつ、｛１００｝＜０１１＞結晶方位粒を残すことができる。そして、上記（Ｂ）の｛１００｝＜０１１＞配向用ひずみ量調整圧延工程にて５．０〜１５．０％の圧下率で冷間圧延することにより、ひずみ量の分布が極度に不均一になるのを抑制しつつ、鋼板中の各結晶粒に蓄積されるひずみ量を適切な量に調整する。そして、上記（Ｃ）の仕上げ焼鈍工程において、バルジングによる粒成長を発現させる。バルジングによる粒成長は、再結晶による粒成長と比較して、異常粒成長を抑制できる。その結果、製造された電磁鋼板の結晶粒度のばらつきが抑えられると考えられる。

上記メカニズムは仮説である。しかしながら、他のメカニズムが機能しているとしても、冷間圧延工程の圧下率を８５．０％未満に抑え、さらに、（Ａ）中間焼鈍工程、（Ｂ）｛１００｝＜０１１＞配向用ひずみ量調整圧延工程、及び、（Ｃ）仕上げ焼鈍工程、を実施することにより、上述の化学組成を有する電磁鋼板において、｛１００｝＜０１１＞結晶方位の集積度が高まり、圧延板面における｛１００｝＜０１１＞結晶方位のＸ線ランダム強度比が１５．０〜５０．０となり、かつ、板厚中央位置での鋼板板面と平行な面において平均結晶粒径を１．０に規格化した場合の標準偏差が０．３５以下となることは、後述の実施例でも証明されている。

以上の知見に基づいて、従来とは異なる技術思想により完成した本実施形態の電磁鋼板は、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．００５０％以下、Ｓｉ：２．００〜３．５０％、Ｍｎ：２．５０〜４．５０％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．００５０％以下、Ａｌ：０．１０％以下、Ｎ：０．００２５％以下、Ｎｉ：０〜１．０００％、Ｃｕ：０〜０．１００％、及び、残部：Ｆｅ及び不純物、からなり、電磁鋼板の鋼板板面における｛１００｝＜０１１＞結晶方位のＸ線ランダム強度比が１５．０〜５０．０であり、電磁鋼板の板厚中央位置での鋼板板面に平行な面において、平均結晶粒径を１．０に規格化した場合の標準偏差が０．３５以下である。

なお、本実施形態の電磁鋼板の上述の化学組成は、α−γ変態系の化学組成である。ここで、「α−γ変態系の化学組成」とは、平衡状態において、Ａ_３変態点を有し、Ａ_３変態点未満ではミクロ組織の主相がフェライトになり、Ａ_３変態点以上ではミクロ組織の主相がオーステナイトになる化学組成を意味する。

本実施形態の電磁鋼板の板厚は、０．２５〜０．５０ｍｍであってもよい。

本実施形態による電磁鋼板の製造方法は、熱間圧延工程と、冷間圧延工程と、中間焼鈍工程と、｛１００｝＜０１１＞配向用ひずみ量調整圧延工程と、仕上げ焼鈍工程とを備える。
熱間圧延工程では、質量％で、Ｃ：０．００５０％以下、Ｓｉ：２．００〜３．５０％、Ｍｎ：２．５０〜４．５０％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．００５０％以下、Ａｌ：０．１０％以下、Ｎ：０．００２５％以下、Ｎｉ：０〜１．０００％、Ｃｕ：０〜０．１００％、及び、残部：Ｆｅ及び不純物、からなるスラブを、１０００〜１２００℃に加熱し、加熱されたスラブに対して熱間圧延を実施して鋼板を製造し、下記（１）及び（２）のいずれかを実施する。
（１）熱間圧延における仕上げ圧延温度をＡ_ｃ３変態点以上とし、熱間圧延における最終パスの圧延が完了した鋼板に対して、最終パスの圧延後３秒以内に、鋼板温度を２５０℃まで冷却する。
（２）熱間圧延における仕上げ圧延温度をＡ_ｃ３変態点−５０℃以下とし、最終パスの圧延後、放冷以上の冷却速度で冷却する。
冷間圧延工程では、熱間圧延工程後の鋼板に対して焼鈍処理を実施することなく、５０．０〜８５．０％未満の圧下率で冷間圧延を実施する。
中間焼鈍工程では、冷間圧延工程後の鋼板に対して、中間焼鈍温度を５００℃〜Ａ_ｃ１変態点未満として焼鈍処理を実施する。
｛１００｝＜０１１＞配向用ひずみ量調整圧延工程では、中間焼鈍工程後の鋼板に対して、５．０〜１５．０％の圧下率で冷間圧延を実施する。
仕上げ焼鈍工程では、｛１００｝＜０１１＞配向用ひずみ量調整圧延後の鋼板に対して、仕上げ焼鈍温度を５００℃〜Ａ_ｃ１変態点未満として焼鈍処理を実施する。
以上の製造工程により、鋼板板面における｛１００｝＜０１１＞結晶方位のＸ線ランダム強度比が１５．０〜５０．０であり、電磁鋼板の板厚中央位置で鋼板板面に平行な面において平均結晶粒径を１．０に規格化した場合の標準偏差が０．３５以下である電磁鋼板を製造する。

上述の仕上げ焼鈍工程では、仕上げ焼鈍温度までの昇温速度を０．１〜１０．０℃／秒未満とし、仕上げ焼鈍温度での鋼板の保持時間を１０〜１２０秒として、焼鈍処理を実施してもよい。

以下、本実施形態による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。

［本実施形態による電磁鋼板］
［化学組成］
本実施形態による電磁鋼板の化学組成は、次の元素を含有する。

Ｃ：０．００５０％以下
炭素（Ｃ）は不可避に含有する不純物である。つまり、Ｃ含有量は０％超である。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。この場合、磁束密度が低下したり、鉄損が増加したりする。したがって、Ｃ含有量は０．００５０％以下である。Ｃ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｃ含有量の過度の低減は、製造コストを高める。したがって、工業的生産における操業を考慮した場合、Ｃ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００５％であり、さらに好ましくは０．００１０％である。

Ｓｉ：２．００〜３．５０％
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２．００％未満であれば、この効果が得られない。一方、Ｓｉ含有量が３．５０％を超えれば、鋼の磁束密度が低下する。Ｓｉ含有量が３．５０％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２．００〜３．５０％である。Ｓｉ含有量の好ましい下限は２．１０％であり、さらに好ましくは２．４０％である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は３．４０％であり、さらに好ましくは３．２０％である。

Ｍｎ：２．５０〜４．５０％
マンガン（Ｍｎ）は鋼の電気抵抗を高め、鉄損を低減する。Ｍｎはさらに、Ａ_ｃ３変態点を低下させ、本実施形態の電磁鋼板の成分系において、相変態による結晶粒の微細化を可能とする。これにより、最終の製造工程終了後の電磁鋼板において、鋼板板面における｛１００｝＜０１１＞結晶方位のランダム強度比を高めることができる。上述のとおり、本実施形態の電磁鋼板のＳｉ含有量は高い。ＳｉはＡ_ｃ３変態点を上昇させる元素である。そこで、本実施形態では、Ｍｎ含有量を高めることにより、Ａ_ｃ３点を低下させ、熱間圧延工程での相変態を可能とする。Ｍｎ含有量が２．５０％未満であれば、上記効果が得られない。一方、Ｍｎ含有量が高すぎれば、ＭｎＳが過剰に生成して、冷間加工性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は２．５０〜４．５０％である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は２．６０％であり、さらに好ましくは２．７０％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は４．４０％であり、さらに好ましくは４．３０％である。

Ｐ：０．０５０％以下
リン（Ｐ）は不可避に含有される不純物である。つまり、Ｐ含有量は０％超である。Ｐは、偏析して鋼の加工性を低下する。したがって、Ｐ含有量は０．０５０％以下である。Ｐ含有量の好ましい下限は０．０４０％であり、さらに好ましくは０．０３０％である。Ｐ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｐ含有量の過剰な低減は製造コストを高めてしまう。工業的生産における操業を考慮した場合、Ｐ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００３％である。

Ｓ：０．００５０％以下
硫黄（Ｓ）は不可避に含有される不純物である。つまり、Ｓ含有量は０％超である。Ｓは、ＭｎＳ等の硫化物を形成する。硫化物は、磁壁移動を妨げ、磁気特性を低下する。本実施形態の電磁鋼板の化学組成（Ｓ以外の元素が本実施形態の範囲内である場合）において、Ｓ含有量が０．００５０％を超えれば、生成した硫化物により、磁気特性が低下する。つまり、磁束密度が低下し、鉄損が高まる。したがって、Ｓ含有量は０．００５０％以下である。Ｓ含有量の好ましい上限は０．００４０％であり、さらに好ましくは０．００３０％である。Ｓ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｓ含有量の過剰な低減は製造コストを高めてしまう。工業的生産を考慮すれば、Ｓ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００３％である。

Ａｌ：０．１０％以下
アルミニウム（Ａｌ）は不純物である。Ａｌ含有量が０．１０％を超えれば、本実施形態の化学組成（Ａｌ以外の元素が本実施形態の範囲内である場合）において、鋼板の再結晶温度が上昇する。この場合、熱間圧延時に導入されたひずみが除去されてしまい、熱間圧延中において、オーステナイト粒が粗大化する。その結果、熱間圧延鋼板において、微細なフェライト粒が得られにくくなり、最終の製造工程終了後の電磁鋼板において、鋼板板面における｛１００｝＜０１１＞結晶方位のランダム強度比が低下する。したがって、Ａｌ含有量は０．１０％以下である。Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０５％であり、さらに好ましくは、０．０３％以下である。Ａｌ含有量は０％であってもよい。つまり、Ａｌ含有量は０〜０．１０％である。しかしながら、Ａｌ含有量の過剰な低減は製造コストを高めてしまう。したがって、工業的生産での操業を考慮した場合、Ａｌ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００３％である。

Ｎ：０．００２５％以下
窒素（Ｎ）は不可避に含有される不純物である。つまり、Ｎ含有量は０％超である。Ｎは微細な窒化物を形成する。微細な窒化物は、磁壁の移動を阻害する。そのため、磁束密度が低下し、鉄損が高まる。したがって、Ｎ含有量は０．００２５％以下である。Ｎ含有量の好ましい下限は０．００２０％であり、さらに好ましくは０．００１０％である。Ｎ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｎ含有量の過剰な低減は製造コストを高めてしまう。したがって、工業的生産を考慮すれば、Ｎ含有量の好ましい下限は０．０００１％である。

本実施形態による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、本実施形態による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、本実施形態による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、Ｏ、Ｔｉ、Ｖ、Ｗ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｃｒ、Ｃａ、Ｍｇ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］
本実施形態による電磁鋼板はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｎｉ及びＣｕからなる群から選択される１種以上を含有してもよい。

Ｎｉ：０〜１．０００％
ニッケル（Ｎｉ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｎｉ含有量は０％であってもよい。含有される場合、ＮｉはＭｎと同様に鋼板の電気抵抗を高め、鉄損を低減する。Ｎｉはさらに、Ａ_３変態点を低下させて本実施形態の電磁鋼板の化学組成において、相変態による結晶粒の微細化を可能とする。しかしながら、Ｎｉ含有量が高すぎれば、Ｎｉは高価であるため製品コストが高くなる。したがって、Ｎｉ含有量は０〜１．０００である。Ｎｉ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．１００％であり、さらに好ましくは０．２００％である。Ｎｉ含有量の好ましい上限は０．９００％であり、さらに好ましくは０．８５０％である。

Ｃｕ：０〜０．１００％
銅（Ｃｕ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｃｕ含有量は０％であってもよい。含有される場合、ＣｕはＭｎと同様に鋼板の電気抵抗を高め、鉄損を低減する。Ｃｕはさらに、Ａ_３変態点を低下させて本実施形態の電磁鋼板の化学組成において、相変態による結晶粒の微細化を可能とする。しかしながら、Ｃｕ含有量が高すぎれば、再結晶温度が上昇してひずみの蓄積が困難となる。この場合、｛１００｝＜０１１＞結晶方位粒を高集積化することができない。したがって、Ｃｕ含有量は０〜０．１００％である。Ｃｕ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０１０％であり、さらに好ましくは０．０４０％である。Ｃｕ含有量の好ましい上限は０．０９０％であり、さらに好ましくは０．０８０％である。

［電磁鋼板の化学組成の測定方法］
本実施形態による電磁鋼板の化学組成は、ＪＩＳ Ｇ １２５８（２０１４）に準拠したＩＣＰ発光分光分析方法で測定する。具体的には、電磁鋼板の板幅中央部から、切子状のサンプルを採取し、秤量する。採取したサンプルを酸に溶解して酸溶解液とする。さらに、残渣を濾紙にて回収して、別途アルカリに融解する。融解物を酸で抽出して溶液にする。この溶液を上述の酸溶解液と混合して測定溶液とする。測定溶液を用いて、ＪＩＳ Ｇ １２５８（２０１４）に準拠した誘導結合プラズマ質量分析法（ＩＣＰ−ＭＳ法）により測定する。

［電磁鋼板の板面におけるＸ線ランダム強度］
本実施形態による電磁鋼板ではさらに、鋼板板面における｛１００｝＜０１１＞結晶方位のＸ線ランダム強度比が１５．０〜５０．０である。この場合、図２に示すとおり、鋼板板面において、圧延方向（ＲＤ）に対して４５°傾斜した方向に、磁化容易軸である＜１００＞方位の集積度が十分に高くなる。そのため、図２に示すとおり、分割コア３０のティース部の軸方向が圧延軸ＲＤから４５°傾斜した軸と平行になるように、電磁鋼板から分割コア３０を切り出せば、分割コアは十分な磁束密度を有し、鉄損が十分に低くなる。ここで、鋼板板面とは、電磁鋼板の表面のうち、圧延軸ＲＤ及び板幅軸ＴＤを含む表面であって、法線軸ＮＤを法線に持つ表面である（図１中の符号１０に相当）。

鋼板板面における｛１００｝＜０１１＞結晶方位のＸ線ランダム強度比が１５．０未満であれば、圧延軸ＲＤに対して４５°傾斜した方向での磁化容易軸の集積度が低すぎる。この場合、圧延軸ＲＤに対して４５°傾斜した方向において、十分な磁束密度が得られず、鉄損も高くなってしまう。一方、鋼板板面における｛１００｝＜０１１＞結晶方位のＸ線ランダム強度比が５０．０を超えれば、上記化学組成を有する電磁鋼板では、磁束密度が飽和する。したがって、鋼板板面における｛１００｝＜０１１＞結晶方位のＸ線ランダム強度比は１５．０〜５０．０である。Ｘ線ランダム強度比の好ましい下限は１７．０であり、さらに好ましくは２０．０である。Ｘ線ランダム強度比の好ましい上限は４７．０であり、さらに好ましくは４５．０である。

鋼板板面における｛１００｝＜０１１＞結晶方位のＸ線ランダム強度比とは、Ｘ線回折測定において、特定方位への集積を持たない標準試料（ランダム試料）の｛１００｝＜０１１＞結晶方位のＸ線回折強度に対する、測定された電磁鋼板サンプルの｛１００｝＜０１１＞結晶方位のＸ線回折強度の比である。つまり、鋼板板面における｛１００｝＜０１１＞結晶方位のＸ線ランダム強度比は次式で示される。
Ｘ線ランダム強度比＝（測定された電磁鋼板サンプルの｛１００｝＜０１１＞結晶方位のＸ線回折強度）／標準試料の｛１００｝＜０１１＞結晶方位のＸ線回折強度

鋼板板面における｛１００｝＜０１１＞結晶方位のＸ線ランダム強度比は、次の方法で測定できる。Ｘ線回折法によって測定されるα−Ｆｅ相の｛２００｝、｛１１０｝、｛３１０｝、｛２１１｝の極点図を基に級数展開法で計算した、３次元集合組織を表す結晶方位分布関数（Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ Ｄｉｓｔｒｉｂｕｔｉｏｎ Ｆｕｎｃｔｉｏｎ：ＯＤＦ）から求める。Ｘ線回折法による測定は、電磁鋼板の板厚／４〜板厚／２の間の任意の位置で行う。このとき、測定面は滑らかになるよう化学研磨等で仕上げる。

［粒度ばらつき］
本実施形態における電磁鋼板ではさらに、板厚中央位置での鋼板板面に平行な面（ＮＤ面）において、平均結晶粒径を１．０に規格化したときの標準偏差が０．３５以下である。

上述のとおり、電磁鋼板の板厚中央位置でのＮＤ面における結晶粒のばらつきが大きいほど、磁壁の移動が妨げられると考えられる。つまり、板厚中央位置でのＮＤ面における結晶粒（フェライト粒）のばらつきが大きいほど、特に高周波数域（１０００Ｈｚ以上）での鉄損が高くなる。

本実施形態による電磁鋼板では、板厚中央位置でのＮＤ面における結晶粒のばらつきが小さく、平均結晶粒径を１．０に規格化したときの標準偏差が０．３５以下である。この場合、鋼板全体における磁壁の移動がスムーズに行われ、鉄損を低く維持することができる。さらに、電磁鋼板から分割コアを打ち抜き加工により成形する場合、打ち抜きによるダレが発生しにくく、打ち抜き精度が高くなる。板厚中央位置でのＮＤ面における平均結晶粒径を１．０に規格化したときの標準偏差の好ましい上限は０．３０であり、さらに好ましくは０．２５である。

板厚中央位置でのＮＤ面の結晶粒度を１．０に規格化したときの標準偏差は次の方法で求めることができる。電磁鋼板の任意の部分にて、板厚中央位置で鋼板板面に平行な面であって、３０ｍｍ×３０ｍｍの正方形の観察面（観察面はＮＤ面である）を有するサンプルを作製する。作製されたサンプルの観察面を鏡面研磨した後、鏡面研磨された観察面に対して、ナイタル液を用いてエッチングを実施する。エッチングされた観察面内の任意の観察視野の結晶粒を光学顕微鏡で観察し、観察視野の写真画像を生成する。生成された写真画像に対して、画像処理装置を用いて結晶粒を特定し、特定された結晶粒を楕円近似法により楕円に近似する。得られた楕円の長軸と短軸との平均値を、特定された結晶粒の結晶粒径（μｍ）と定義する。特定された結晶粒の個数が２０００個以上となるように、上述の観察視野を選定する。特定された結晶粒の結晶粒径の平均値を、平均結晶粒径（μｍ）と定義する。

得られた結晶粒の総数をｎ、平均結晶粒径をｄ（μｍ）、ｉ個目の結晶粒の結晶粒径をｄｉ（μｍ）として、次の式より、平均結晶粒径を１．０と規格化したときの標準偏差ｓを求める。

以上の構成による本実施形態による電磁鋼板では、鋼板板面における｛１００｝＜０１１＞結晶方位のＸ線ランダム強度比が１５．０〜５０．０である。そのため、圧延軸ＲＤに対して４５°傾斜した方向において、十分な磁束密度が得られる。この電磁鋼板ではさらに、電磁鋼板の板厚中央位置で鋼板板面と平行な面において、平均結晶粒径を１．０に規格化したときの標準偏差が０．３５以下である。そのため、上述のとおり、圧延軸ＲＤに対して４５°傾斜した方向において、特に高周波数域（１０００Ｈｚ以上）での十分な磁束密度が得られ、かつ、鉄損が十分に低い。

なお、平均結晶粒径は特に限定されないが、好ましい平均結晶粒径は７０〜１００μｍである。平均結晶粒径のさらに好ましい下限は７５μｍである。平均結晶粒径のさらに好ましい上限は９０μｍである。

［本実施形態による電磁鋼板の好ましい板厚］
本実施形態による電磁鋼板の板厚は特に限定されない。電磁鋼板の好ましい板厚は、０．２５〜０．５０ｍｍ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。本実施形態による電磁鋼板の板厚が０．２５ｍｍ以上であれば、鉄損がより低く、かつ、磁束密度がより高くなる。一方、板厚が０．５０ｍｍ以下であれば、低い鉄損を維持できる。したがって、本実施形態による電磁鋼板の好ましい板厚は、０．２５〜０．５０ｍｍである。板厚の好ましい下限は０．３０ｍｍである。本実施形態の電磁鋼板では、板厚が０．５０ｍｍと厚くても、高い磁束密度及び低い鉄損が得られる。

［本実施形態による電磁鋼板の用途について］
上述の本実施形態による電磁鋼板は、磁気特性（高磁束密度及び低鉄損）が求められる用途に広く適用可能である。本実施形態による電磁鋼板の用途はたとえば、次のとおりである。
（Ａ）電機機器に用いられるサーボモータ、ステッピングモータ、コンプレッサー
（Ｂ）電気ビークル、ハイブリッドビークルに用いられる駆動モータ。ここで、ビークルとは、自動車、自動二輪車、鉄道等を含む。
（Ｃ）発電機
（Ｄ）種々の用途の鉄心、チョークコイル、リアクトル
（Ｅ）電流センサー、等

本実施形態による電磁鋼板は、上記用途以外の用途にも適用可能である。本実施形態による電磁鋼板は特に、分割コアとしての利用に好適であり、さらに、１０００Ｈｚ以上の高周波数域に適用される、電気ビークル又はハイブリッドビークルの駆動モータの分割コア等に好適である。

［本実施形態の電磁鋼板の製造方法］
本実施形態による電磁鋼板の製造方法の一例について説明する。電磁鋼板の製造方法は、熱間圧延工程と、冷間圧延工程と、中間焼鈍工程と、｛１００｝＜０１１＞配向用ひずみ量調整圧延工程と、仕上げ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、上述の化学組成を満たすスラブに対して熱間圧延を実施して鋼板を製造する。熱間圧延工程は、加熱工程と、圧延工程とを備える。

スラブは周知の方法で製造される。たとえば、転炉又は電気炉等で溶鋼を製造する。製造された溶鋼に対して脱ガス設備等で二次精錬して、上記化学組成を有する溶鋼とする。溶鋼を用いて連続鋳造法又は造塊法によりスラブを鋳造する。鋳造されたスラブを分塊圧延してもよい。

［加熱工程］
加熱工程では、上述の化学組成を有するスラブを１０００〜１２００℃に加熱する。具体的には、スラブを加熱炉又は均熱炉に装入して、炉内にて加熱する。加熱炉又は均熱炉での上記加熱温度での保持時間はたとえば、３０〜２００時間である。

［圧延工程］
圧延工程では、加熱工程により加熱されたスラブに対して、複数回パスの圧延を実施して、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。熱間圧延はたとえば、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、複数回パスの圧延を実施してもよいし、一対のワークロールを有するリバース圧延を実施して、複数回パスの圧延を実施してもよい。生産性の観点から、タンデム圧延機を用いて複数回の圧延パスを実施するのが好ましい。

圧延工程により製造された鋼板の仕上げ圧延温度ＦＴ、及び、圧延工程後の冷却条件は、次の（１）及び（２）のいずれかとする。
（１）熱間圧延における仕上げ圧延温度ＦＴをＡ_ｃ３変態点以上とし、熱間圧延における最終パスの圧延後の鋼板に対して、最終パスの圧延後３秒以内に鋼板温度を２５０℃まで冷却する。
（２）熱間圧延における仕上げ圧延温度ＦＴをＡ_ｃ３変態点−５０℃以下とし、最終パスの圧延後、放冷以上の冷却速度で鋼板を冷却する。ここで、本明細書において、放冷における冷却速度を１２０℃／秒と定義する。なお、条件（２）において、最終パスの圧延後３秒以内に鋼板温度を２５０℃まで冷却してもよい。

なお、（１）及び（２）において、鋼板温度が２５０℃となった後の冷却方法は特に限定されない。鋼板温度は、鋼板の表面温度（℃）を意味する。

ここで、仕上げ圧延温度ＦＴとは、熱間圧延工程中の上記圧延工程において、最終パスの圧下を行う圧延スタンド出側での鋼板の表面温度（℃）を意味する。仕上げ圧延温度ＦＴはたとえば、最終パスの圧下を行う圧延スタンド出側に設置された測温計により、測温可能である。なお、仕上げ圧延温度ＦＴ（℃）はたとえば、鋼板全長を圧延方向に１０等分して１０区分とした場合において、先端の１区分と、後端の１区分とを除いた部分の測温結果の平均値を意味する。

また、最終パスの圧延後３秒後の鋼板温度は、次の方法で測定する。電磁鋼板の熱間圧延設備ラインでは、熱間圧延機の下流に、冷却装置及び搬送ライン（たとえば搬送ローラ）が配置されている。熱間圧延機の最終パスを実施する圧延スタンドの出側には、鋼板の表面温度を測定する測温計が配置されている。また、圧延スタンドの下流に配置された搬送ローラにも、複数の測温計が搬送ラインに沿って配列されている。冷却装置は、最終パスを実施する圧延スタンドの下流に配置されている。水冷装置の入側には、測温計が配置されている。冷却装置はたとえば、周知の水冷装置であってもよいし、周知の強制空冷装置であってもよい。好ましくは、冷却装置は水冷装置である。水冷装置の冷却液は、水であってもよいし、水と空気の混合流体であってもよい。

鋼板温度は、熱間圧延設備ラインに配置されている測温計で測定する。そして、最終パスの圧延から３秒後の鋼板温度を求める。

［上記（１）オーステナイト単相での熱間圧延＋急冷について］
上記（１）では、仕上げ圧延温度ＦＴをＡ_ｃ３変態点以上とする。この場合、熱間圧延における鋼板の組織はオーステナイト単相である。本実施形態での鋼板の化学組成において、Ｍｎ含有量が２．５０％以上と非常に高い。そのため、熱間圧延中において粒界の移動が極めて遅い。その結果、熱間圧延中において、ひずみが蓄積された加工オーステナイトが回復、再結晶することなく、維持される。したがって、熱間圧延の最終パスの圧延が完了した鋼板の組織においても、ひずみが蓄積された加工オーステナイトが維持されている。

（１）ではさらに、最終パスの圧延が完了し、ひずみが蓄積された加工オーステナイト単相の鋼板に対して、最終パスの圧延後３秒以内に鋼板温度を２５０℃まで冷却する。この場合、熱間圧延後の鋼板において、加工オーステナイトの再結晶が抑制され、冷却により、加工オーステナイトがフェライトに変態する。このとき、上述の急速冷却を実施するため、変態後の組織にもひずみが十分に維持されている。そのため、後述の製造条件を満たすことを前提として、製造された電磁鋼板において、鋼板板面における｛１００｝＜０１１＞結晶方位のＸ線ランダム強度比が十分に高くなる。

［上記（２）オーステナイト及びフェライトの二相域での熱間圧延について］
上記（２）では、仕上げ圧延温度をＡ_ｃ３変態点−５０℃以下とする。この場合、二相領域（オーステナイト及びフェライト）にて鋼板が熱間圧延される。したがって、鋼板の組織において、オーステナイト及びフェライトにひずみが蓄積される。熱間圧延の最終パスの圧延が完了した後、鋼板を放冷以上の冷却速度（１２０℃／秒以上）で冷却する。この場合、二相域にて熱間圧延が完了した鋼板中において、冷却後においてもフェライトはひずみを維持する。さらに、上述のとおり、本実施形態の成分系においてＭｎ含有量は２．５０％以上と非常に高いため、粒界の移動速度は遅い。そのため、放冷以上で冷却した場合においても、組織中のオーステナイト粒での回復や再結晶が抑制され、ひずみを蓄積したまま、オーステナイトがフェライトに変態する。したがって、（２）を実施した場合においても、（１）と同様の熱延鋼板を製造できる。なお、（２）において、冷却速度は放冷速度以上であれば特に限定されない。したがって、（２）において、二相域での圧延が完了した後、最終パスの圧延後３秒以内に、２００〜４００℃／秒の平均冷却速度ＣＲで鋼板温度を２５０℃まで冷却してもよい。

上述の熱間圧延工程により、熱延鋼板を製造する。

［熱間圧延工程後、冷間圧延工程前の焼鈍工程の省略］
本実施形態による電磁鋼板の製造方法では、熱間圧延工程後であって冷間圧延工程前に、焼鈍工程（一般的に熱延板焼鈍工程と呼ばれる）を実施しない。つまり、熱間圧延工程後であって冷間圧延工程前の焼鈍工程は省略される。本実施形態の電磁鋼板の化学組成は、上述のとおり、Ｍｎ含有量が高い。そのため、従前の電磁鋼板で実施されている熱延板焼鈍を実施すれば、Ｍｎが粒界に偏析して、熱間圧延工程後の鋼板（熱延鋼板）の加工性が著しく低下する。したがって、本実施形態では、熱間圧延工程終了後、熱延板焼鈍工程を省略して（つまり、熱延板焼鈍を実施することなく）、冷間圧延工程を実施する。

なお、ここでいう焼鈍処理はたとえば、昇温温度がＡ_ｃ１変態点以下であって、３００℃以上の熱処理を意味する。

［冷間圧延工程］
熱間圧延工程により製造された鋼板に対して、焼鈍工程を実施することなく、冷間圧延工程を実施する。冷間圧延はたとえば、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、複数回パスの圧延を実施してもよい。また、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、１回パス又は複数回パスの圧延を実施してもよい。生産性の観点から、タンデム圧延機を用いて複数回パスの圧延を実施するのが好ましい。

冷間圧延工程では、冷間圧延途中で焼鈍処理を実施することなく冷間圧延を実施する。たとえば、リバース圧延を実施して、複数回のパスにて冷間圧延を実施する場合、冷間圧延のパスとパスとの間に焼鈍処理を挟まずに複数回パスの冷間圧延を実施する。なお、リバース式の圧延機を用いて、１回のパスのみで冷間圧延を実施してもよい。また、タンデム式の圧延機を用いた冷間圧延を実施する場合、複数回のパス（各圧延スタンドでのパス）で連続して冷間圧延を実施する。

本実施形態では、冷間圧延工程における圧下率ＲＲ１を５０．０〜８５．０％未満にする。ここで、冷間圧延工程における圧下率ＲＲ１は、次のとおり定義される。
圧下率ＲＲ１（％）＝（１−冷間圧延工程での最終パスの圧延後の鋼板の板厚／冷間圧延工程での１パス目の冷間圧延前の鋼板の板厚）×１００

本実施形態では、冷間圧延工程における圧下率ＲＲ１を８５．０％未満に抑えることができる。そのため、冷間圧延工程における圧下率を抑えることができる。

［中間焼鈍工程］
中間焼鈍工程では、冷間圧延工程後の鋼板に対して、中間焼鈍温度Ｔ１を５００℃〜Ａ_ｃ１変態点未満として焼鈍処理を実施する。

［中間焼鈍温度Ｔ１について］
中間焼鈍温度Ｔ１が５００℃未満であれば、冷間圧延工程により導入されたひずみが十分に低減できない。この場合、｛１００｝＜０１１＞結晶方位の集積度が低下して、板厚中央位置でのＮＤ面における結晶粒もばらつく。その結果、電磁鋼板の鋼板板面における｛１００｝＜０１１＞結晶方位のＸ線ランダム強度比が１５．０〜５０．０の範囲外となり、電磁鋼板の板厚中央位置での鋼板板面に平行な面において、平均結晶粒径を１．０に規格化した場合の標準偏差が０．３５を超える。一方、中間焼鈍温度Ｔ１がＡ_ｃ１点を超えれば、鋼板の組織の一部がオーステナイトに変態してしまい、鋼板中のひずみが過剰に低減してしまう。したがって、中間焼鈍温度Ｔ１は５００℃〜Ａ_ｃ１変態点未満である。中間焼鈍温度Ｔ１の好ましい下限は５５０℃であり、さらに好ましくは５７０℃である。

ここで、中間焼鈍温度Ｔ１（℃）は、焼鈍炉の抽出口近傍での板温（鋼板表面の温度）とする。焼鈍炉の板温は、焼鈍炉抽出口に配置された測温計により測定することができる。

なお、中間焼鈍工程における中間焼鈍温度Ｔ１での保持時間は当業者に周知の時間でよい。中間焼鈍温度Ｔ１での保持時間はたとえば、１〜３０秒である。ただし、中間焼鈍温度Ｔ１での保持時間はこれに限定されない。また、中間焼鈍温度Ｔ１までの昇温速度も周知の条件でよい。中間焼鈍温度Ｔ１までの昇温速度はたとえば、１０．０〜２０．０℃／秒である。ただし、中間焼鈍温度Ｔ１までの昇温速度はこれに限定されない。

中間焼鈍時の雰囲気は特に限定されないが、中間焼鈍時の雰囲気にはたとえば、２０％Ｈ_２を含有し、残部がＮ_２からなる雰囲気ガス（乾燥）を用いる。中間焼鈍後の鋼板の冷却速度は特に限定されない。冷却速度はたとえば、５．０〜５０．０℃／秒である。

［｛１００｝＜０１１＞配向用ひずみ量調整圧延工程］
中間焼鈍工程を完了後の鋼板に対して、｛１００｝＜０１１＞配向用ひずみ量調整圧延工程を実施する。具体的には、中間焼鈍工程後の鋼板に対して、常温、大気中において、圧延（冷間圧延）を実施する。ここでの冷間圧延はたとえば、上述のゼンジミア圧延機に代表されるリバース圧延機、又は、タンデム圧延機を用いる。

｛１００｝＜０１１＞配向用ひずみ量調整圧延工程では、冷間圧延途中で焼鈍処理を実施することなく冷間圧延を実施する。たとえば、リバース圧延を実施して、複数回のパスにて冷間圧延を実施する場合、冷間圧延のパスとパスとの間に焼鈍処理を挟まずに複数回パスの冷間圧延を実施する。なお、リバース式の圧延機を用いて、１回のパスのみで冷間圧延を実施してもよい。また、タンデム式の圧延機を用いた冷間圧延を実施する場合、複数回のパス（各圧延スタンドでのパス）で連続して冷間圧延を実施する。

｛１００｝＜０１１＞配向用ひずみ量調整圧延工程における圧下率ＲＲ２を５．０〜１５．０％とする。ここで、｛１００｝＜０１１＞配向用ひずみ付与圧延工程における圧下率ＲＲ２は次のとおり定義される。
圧下率ＲＲ２（％）＝（１−最終パスの圧延後の鋼板の板厚／１パス目の圧延前の鋼板の板厚）×１００

｛１００｝＜０１１＞配向用ひずみ調整圧延工程での冷間圧延のパス回数は１回パスのみ（つまり、１回の圧延のみ）であってもよいし、複数回パスの圧延であってもよい。

以上のとおり、本実施形態では、熱間圧延工程及び冷間圧延工程により鋼板にひずみを導入した後、中間焼鈍工程により鋼板に導入されたひずみをいったん低減させる。そして、｛１００｝＜０１１＞配向用ひずみ量調整圧延工程を実施する。これにより、冷間圧延工程により過剰に導入されたひずみを中間焼鈍工程において低減しつつ、中間焼鈍工程を実施することにより、鋼板板面中において｛１１１｝粒が優先的に再結晶を起こすのを抑制して、｛１００｝＜０１１＞結晶方位粒を残存させる。そして、｛１００｝＜０１１＞配向用ひずみ量調整圧延工程において鋼板中の各結晶粒に適切なひずみ量を導入して、次工程の仕上げ焼鈍工程において、バルジングによる粒成長を発生しやすい状態にする。

［仕上げ焼鈍工程］
仕上げ焼鈍工程では、｛１００｝＜０１１＞配向ひずみ量調整圧延工程後の鋼板に対して、仕上げ焼鈍温度Ｔ２を５００℃〜Ａ_ｃ１変態点未満とする。

［仕上げ焼鈍温度Ｔ２について］
仕上げ焼鈍温度Ｔ２が５００℃未満であれば、バルジングによる｛１００｝＜０１１＞結晶方位粒の粒成長が十分に起こらない。この場合、｛１００｝＜０１１＞結晶方位の集積度が低下して、ＮＤ面における結晶粒もばらつく。その結果、電磁鋼板の鋼板板面における｛１００｝＜０１１＞結晶方位のＸ線ランダム強度比が１５．０〜５０．０の範囲外となり、板厚中央位置での鋼板板面と平行な面において、平均結晶粒径を１．０に規格化した場合の標準偏差が０．３５を超える。一方、仕上げ焼鈍温度Ｔ２がＡ_ｃ１点を超えれば、鋼板の組織の一部がオーステナイトに変態してしまい、バルジングによる粒成長は起こらない。その結果、電磁鋼板の鋼板板面における｛１００｝＜０１１＞結晶方位のＸ線ランダム強度比が１５．０〜５０．０の範囲外となり、板厚中央位置での鋼板板面と平行な面において、平均結晶粒径を１．０に規格化した場合の標準偏差が０．３５を超える。したがって、仕上げ焼鈍温度Ｔ２は５００℃〜Ａ_ｃ１変態点未満である。仕上げ焼鈍温度Ｔ２の好ましい下限は５５０℃であり、さらに好ましくは５７０℃である。

ここで、仕上げ焼鈍温度Ｔ２（℃）は、焼鈍炉の抽出口近傍での板温（鋼板表面の温度）とする。焼鈍炉の炉温は、焼鈍炉抽出口に配置された測温計により測定することができる。

なお、仕上げ焼鈍工程における仕上げ焼鈍温度Ｔ２までの昇温速度は、当業者に周知の昇温速度であればよく、仕上げ焼鈍温度Ｔ２での保持時間Δｔ２も当業者に周知の時間であればよい。

仕上げ焼鈍工程時の雰囲気は特に限定されない。仕上げ焼鈍工程時の雰囲気にはたとえば、２０％Ｈ_２を含有し、残部がＮ_２からなる雰囲気ガス（乾燥）を用いる。仕上げ焼鈍後の鋼板の冷却速度は特に限定されない。冷却速度はたとえば、５〜２０℃／秒である。

［保持時間Δｔ２について］
仕上げ焼鈍工程での仕上げ焼鈍温度Ｔ２での好ましい保持時間Δｔ２は１０〜１２０秒である。保持時間Δｔ２が１０〜１２０秒であれば、バルジングにより｛１００｝＜１１０＞粒の粒成長が十分に起こる。この場合、｛１００｝＜０１１＞結晶方位の集積度が高まり、板厚中央位置でのＮＤ面における結晶粒もさらにばらつきにくくなる。保持時間Δｔ２のさらに好ましい下限は１２秒であり、さらに好ましくは１５秒である。保持時間Δｔ２のさらに好ましい上限は１００秒であり、さらに好ましくは９０秒である。

ここで、保持時間Δｔ２（秒）は、鋼板温度が仕上げ焼鈍温度となってからの保持時間を意味する。

［昇温速度ＴＲ２について］
仕上げ焼鈍工程での仕上げ焼鈍温度Ｔ２までの好ましい昇温速度ＴＲ２は０．１〜１０．０℃／秒未満とする。昇温速度ＴＲ２が０．１〜１０．０℃／秒であれば、バルジングによる粒成長が十分に起こる。この場合、｛１００｝＜０１１＞結晶方位の集積度が高まり、板厚中央位置でのＮＤ面における結晶粒もさらにばらつきにくくなる。

昇温速度ＴＲ２は、次の方法により求める。上記化学組成を有し、上記熱間圧延工程から｛１００｝＜０１１＞配向用ひずみ量調整圧延工程まで実施して得られた鋼板に熱電対を取り付けて、サンプル鋼板とする。熱電対を取り付けたサンプル鋼板に対して昇温を実施して、昇温を開始してから仕上げ焼鈍温度Ｔ２に到達するまでの時間を測定する。測定された時間に基づいて、昇温速度ＴＲ２を求める。

以上の製造工程により製造された電磁鋼板では、鋼板板面における｛１００｝＜０１１＞結晶方位のＸ線ランダム強度比が１５．０〜５０．０となり、かつ、電磁鋼板の板厚中央位置での鋼板板面に平行な面において平均結晶粒径を１．０に規格化したときの標準偏差が０．３５以下となる。そのため、冷間圧延工程での圧下率を８５．０％以上と高くしなくても、分割コアに利用するのに十分な高い磁束密度と、特に１０００Ｈｚの高周波数域における鉄損の低減が可能な電磁鋼板を製造できる。

［その他の工程］
本実施形態による電磁鋼板の製造方法は、上記製造工程に限定されない。

たとえば、上記製造工程のうち、熱間圧延工程後であって、冷間圧延工程前に、ショットブラスト工程及び／又は酸洗工程を実施してもよい。ショットブラスト工程では、熱間圧延工程後の鋼板に対してショットブラストを実施して、熱間圧延工程後の鋼板の表面に形成されているスケールを破壊して除去する。酸洗工程では、熱間圧延工程後の鋼板に対して酸洗処理を実施する。酸洗処理はたとえば、塩酸水溶液を酸洗浴として利用する。酸洗により鋼板の表面に形成されているスケールが除去される。熱間圧延工程後であって、冷間圧延工程前に、ショットブラスト工程を実施して、次いで、酸洗工程を実施してもよい。また、熱間圧延工程後であって冷間圧延工程前に、酸洗工程を実施して、ショットブラスト工程を実施しなくてもよい。熱間圧延工程後であって冷間圧延工程前に、ショットブラスト工程を実施して、酸洗処理を実施しなくてもよい。なお、ショットブラスト工程及び酸洗工程は任意の工程である。したがって、熱間圧延工程後であって冷間圧延工程前に、ショットブラスト工程及び酸洗工程を実施しなくてもよい。

本実施形態による電磁鋼板の製造方法はさらに、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、仕上げ焼鈍工程後の鋼板の表面に、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。

なお、コーティング工程は任意の工程である。したがって、仕上げ焼鈍工程後にコーティング工程を実施しなくてもよい。

なお、本実施形態による電磁鋼板は、上述の製造方法に限定されない。鋼板板面における｛１００｝＜０１１＞結晶方位のＸ線ランダム強度比が１５．０〜５０．０となり、かつ、電磁鋼板の板厚中央位置での鋼板板面に平行な面において平均結晶粒径を１．０に規格化したときの標準偏差が０．３５以下となれば、上記製造方法に限定されない。

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。

上記鋼種の化学組成において、Ｏ、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。なお、表１中のＮｉ及びＣｕ欄が空白である場合、Ｎｉ及びＣｕが不純物レベル（Ｎｉ：３０ｐｐｍ以下、Ｃｕ：２０ｐｐｍ以下）であったことを示す。

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、加熱した。加熱後のスラブに対して熱間圧延工程を実施して、板厚２．０ｍｍの熱延鋼板を製造した。このとき、各試験番号において、（１）オーステナイト単相での熱間圧延＋急冷、又は（２）オーステナイト及びフェライトの二相域での熱間圧延＋放冷以上の冷却速度で冷却、のいずれかを実施した。表２中の「熱間圧延工程」の「条件」欄において、「１」は、上記（１）の条件での圧延を実施したことを示し、「２」は上記（２）の条件での圧延を実施したことを示す。なお、（１）を実施した場合は、仕上げ圧延が完了した後３秒後の鋼板温度も測定した。仕上げ圧延温度ＦＴ（℃）及び（１）を実施した場合の３秒後の鋼板温度（℃）を表２に示す。

続いて、熱間圧延後の鋼板に対して、試験番号１〜２５では、焼鈍処理を実施することなく、冷間圧延工程を実施した。一方、試験番号２６では、熱間圧延工程後の鋼板に対して、６００℃の焼鈍温度にて６０秒保持する焼鈍処理を実施した後、冷間圧延工程を実施した。各試験番号での冷間圧延工程での圧下率ＲＲ１（％）を表２に示す。

続いて、冷間圧延工程後の各試験番号の鋼板に対して、中間焼鈍工程を実施した。中間焼鈍工程における中間焼鈍温度Ｔ１は表２に示すとおりであった。なお、試験番号２６では、冷間圧延工程後において鋼板に割れが観察されたため、実験を終了した。試験番号２６では、熱間圧延工程後であって冷間圧延工程前に焼鈍処理を実施したため、焼鈍処理によりＭｎが粒界に偏析し、その結果、鋼板の加工性が低下して割れが発生したと考えられる。

中間焼鈍処理後の各試験番号の鋼板に対して、｛１００｝＜０１１＞配向用ひずみ量調整圧延工程を実施した。｛１００｝＜０１１＞配向用ひずみ量調整圧延工程における圧下率ＲＲ２（％）は表２に示すとおりであった。

｛１００｝＜０１１＞配向用ひずみ量調整圧延工程後の各試験番号の鋼板に対して、仕上げ焼鈍工程を実施した。仕上げ焼鈍工程における仕上げ焼鈍温度Ｔ２は表２に示すとおりであった。また、昇温速度ＴＲ２は０．１〜１０．０℃／秒であり、保持時間Δｔ２は１０〜１２０秒であった。

以上の製造方法により各試験番号の電磁鋼板を製造した。なお、製造された電磁鋼板に対して、上述のＩＣＰ−ＭＳ法により化学組成を分析した。その結果、各鋼種の化学組成は、表１に示す値と同じであった。

［評価試験］
各試験番号の電磁鋼板に対して、次の評価試験を実施した。

［｛１００｝＜１１０＞結晶方位のＸ線ランダム強度測定試験］
各試験番号の鋼板から、サンプルを採取し、表面を鏡面研磨した。鏡面研磨された領域のうち、ピクセルの測定間隔が平均結晶粒径の１／５以下で、結晶粒が５０００個以上測定できる任意の領域を選択した。選択された領域においてＥＢＳＤ測定を実施して、｛２００｝、｛１１０｝、｛３１０｝、｛２１１｝の極点図を得た。これらの極点図を用いて級数展開法で計算した３次元集合組織を表すＯＤＦ分布を得た。得られたＯＤＦから、｛１００｝＜０１１＞結晶方位のＸ線ランダム強度比を求めた。求めた｛１００｝＜０１１＞結晶方位のＸ線ランダム強度比を表２に示す。

［粒度ばらつき測定試験］
各試験番号の電磁鋼板の任意の部分にて、板厚中央位置であって鋼板板面と平行な３ｍｍ×３ｍｍの正方形の観察面（観察面はＮＤ面に相当）を有するサンプルを作製した。作製された観察面を鏡面研磨した後、鏡面研磨された観察面に対して、ナイタル液を用いてエッチングを実施した。エッチングされた観察面のうち、任意の観察視野を光学顕微鏡で観察して特定可能な結晶粒が２０００個以上含まれる写真画像を生成した。生成された写真画像に対して、画像処理装置を用いて結晶粒を特定し、特定された結晶粒を楕円近似法により楕円に近似した。得られた楕円の長軸と短軸との平均値を、特定された結晶粒の結晶粒径（μｍ）と定義した。特定された結晶粒の個数が２０００個以上となるように、観察視野を選定した。特定された結晶粒の結晶粒径の平均値を、平均結晶粒径（μｍ）と定義した。得られた平均結晶粒の総数をｎ、平均結晶粒径をｄ、ｉ個目の結晶粒の結晶粒径をｄ_ｉとして、次の式より、平均結晶粒径を１．０と規格化したときの標準偏差ｓを求めた。得られた標準偏差ｓを表２に示す。

［圧延軸ＲＤから４５°方向での磁束密度測定試験］
各試験番号の電磁鋼板から、打ち抜き加工により、５５ｍｍ×５５ｍｍ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、圧延軸ＲＤから４５°方向の磁束密度Ｂ_５０（４５°）を測定した。測定時における磁場は、５０００Ａ／ｍとした。得られた磁束密度Ｂ_５０（４５°）を表２に示す。

［１０００Ｈｚにおける鉄損Ｗ_{１０／１０００}］
各試験番号の電磁鋼板から、打ち抜き加工により、５５ｍｍ×５５ｍｍの単板試験片を作製した。単板磁気測定器を用いて、周波数１０００Ｈｚ、最大磁束密度１．０Ｔで磁化された単板試験片の鉄損Ｗ_{１０／１０００}（Ｗ／ｋｇ）を測定した。得られた結果を表２に示す。

［打ち抜き精度評価試験］
次の方法により、打ち抜き精度評価試験を実施した。ＪＩＳ Ｃ２５５０−２（２０１１）４．５に記載の、かえり高さの測定方法に沿って、打ち抜いた端面でかえり高さを測定した。

［評価結果］
評価結果を表２に示す。表２を参照して、試験番号１〜１１の化学組成は適切であり、製造条件も適切であった。そのため、製造された電磁鋼板において、鋼板板面における｛１００｝＜０１１＞結晶方位のＸ線ランダム強度比が１５．０〜５０．０であり、板厚中央位置で鋼板板面と平行な面において平均結晶粒径を１．０に規格化した場合の標準偏差が０．３５以下であった。その結果、磁束密度Ｂ_５０（４５°）が１．６５０Ｔ以上であり、高い磁束密度が得られた。さらに、鉄損Ｗ_{１０／１０００}が９５Ｗ／ｋｇ以下であり、低鉄損が得られた。さらに、打ち抜き寸法精度評価試験でのかえり高さが５０μｍ以下であり、優れた寸法精度が得られた。

一方、試験番号１２では、Ｍｎ含有量が低すぎた。そのため、鋼板板面における｛１００｝＜０１１＞結晶方位のＸ線ランダム強度比が低かった。その結果、磁束密度Ｂ_５０（４５°）が１．６５０Ｔ未満であった。

試験番号１３では、Ｍｎ含有量が高すぎた。そのため、鋼板板面における｛１００｝＜０１１＞結晶方位のＸ線ランダム強度比が低かった。そして、磁束密度Ｂ_５０（４５°）が１．６５０Ｔ未満であり、鉄損Ｗ_{１０／１０００}が９５Ｗ／ｋｇを超え、打ち抜き寸法精度評価試験でのかえり高さが５０μｍを超えた。製造工程中において多量のＭｎＳが析出したため、粒成長性が低かったと考えられる。

試験番号１４では、Ｓｉ含有量が低すぎた。そのため、そのため、鋼板板面における｛１００｝＜０１１＞結晶方位のＸ線ランダム強度比が低かった。そのため、磁束密度Ｂ_５０（４５°）が１．６５０Ｔ未満であった。さらにＳｉ含有量が低かったため、鉄損Ｗ_{１０／１０００}が９５Ｗ／ｋｇを超え、打ち抜き寸法精度評価試験でのかえり高さが５０μｍを超えた。

試験番号１５では、Ｓｉ含有量が高すぎ、Ａ_３変態点が存在しなかった。そのため、鋼板板面における｛１００｝＜０１１＞結晶方位のＸ線ランダム強度比が低かった。そのため、磁束密度Ｂ_５０（４５°）が１．６５０Ｔ未満であった。

試験番号１６では、条件１で熱間圧延工程を実施したところ、仕上げ圧延温度ＦＴが低すぎた。そのため、鋼板板面における｛１００｝＜０１１＞結晶方位のＸ線ランダム強度比が低かった。その結果、磁束密度Ｂ_５０（４５°）が１．６５０Ｔ未満であり、鉄損Ｗ_{１０／１０００}が９５Ｗ／ｋｇを超えた。

試験番号１７では、条件１で熱間圧延工程を実施したところ、圧延終了後３秒後の鋼板温度が２５０℃を超えた。そのため、ひずみが十分に蓄積されず、鋼板板面における｛１００｝＜０１１＞結晶方位のＸ線ランダム強度比が低かった。その結果、磁束密度Ｂ_５０（４５°）が１．６５０Ｔ未満であり、鉄損Ｗ_{１０／１０００}が９５Ｗ／ｋｇを超えた。

試験番号１８では、冷間圧延工程での圧下率が低すぎた。そのため、Ｘ線ランダム強度比が低すぎた。さらに、板厚中央位置で鋼板板面と平行な面において平均結晶粒径を１．０に規格化した場合の標準偏差が０．３５を超え、粒度ばらつきが生じた。その結果、磁束密度Ｂ_５０（４５°）が１．６５０Ｔ未満であり、磁束密度が低かった。さらに、鉄損Ｗ_{１０／１０００}が９５Ｗ／ｋｇを超え、鉄損が高かった。さらに、打ち抜き寸法精度評価試験でのかえり高さが５０μｍを超え、寸法精度が低かった。

試験番号１９では、冷間圧延工程での圧下率が高すぎた。そのため、鋼板板面における｛１００｝＜０１１＞結晶方位のＸ線ランダム強度比が低かった。さらに、板厚中央位置で鋼板板面と平行な面において平均結晶粒径を１．０に規格化した場合の標準偏差が０．３５を超え、粒度ばらつきが生じた。その結果、磁束密度Ｂ_５０（４５°）が１．６５０Ｔ未満であり、鉄損Ｗ_{１０／１０００}が９５Ｗ／ｋｇを超えた。さらに、打ち抜き寸法精度評価試験でのかえり高さが５０μｍを超え、寸法精度が低かった。冷間圧延工程後の中間焼鈍工程で｛１１１｝粒が過剰に生成し、ひずみ誘起粒成長させたい｛１００｝＜０１１＞結晶方位粒が｛１００｝＜０１１＞配向用ひずみ量調整圧延工程前に十分存在しなかったためと考えられる。

試験番号２０では、中間焼鈍工程での中間焼鈍温度Ｔ１が低すぎた。そのため、鋼板板面における｛１００｝＜０１１＞結晶方位のＸ線ランダム強度比が低すぎた。さらに、板厚中央位置で鋼板板面と平行な面において平均結晶粒径を１．０に規格化した場合の標準偏差が０．３５を超え、粒度ばらつきが生じた。その結果、磁束密度Ｂ_５０（４５°）が１．６５０Ｔ未満であり、磁束密度が低かった。さらに、鉄損Ｗ_{１０／１０００}が９５Ｗ／ｋｇを超え、鉄損が高かった。さらに、打ち抜き寸法精度評価試験でのかえり高さが５０μｍを超え、寸法精度が低かった。

試験番号２１では、中間焼鈍工程での中間焼鈍温度Ｔ１が高すぎた。そのため、鋼板板面における｛１００｝＜０１１＞結晶方位のＸ線ランダム強度比が低すぎた。さらに、板厚中央位置で鋼板板面と平行な面において平均結晶粒径を１．０に規格化した場合の標準偏差が０．３５を超え、粒度ばらつきが生じた。その結果、磁束密度Ｂ_５０（４５°）が１．６５０Ｔ未満であり、磁束密度が低かった。さらに、鉄損Ｗ_{１０／１０００}が９５Ｗ／ｋｇを超え、鉄損が高かった。さらに、打ち抜き寸法精度評価試験でのかえり高さが５０μｍを超え、寸法精度が低かった。

試験番号２２では、｛１００｝＜０１１＞配向用ひずみ量調整圧延工程での圧下率ＲＲ２が低すぎた。そのため、鋼板板面における｛１００｝＜０１１＞結晶方位のＸ線ランダム強度比が低すぎた。さらに、板厚中央位置で鋼板板面と平行な面において平均結晶粒径を１．０に規格化した場合の標準偏差が０．３５を超え、粒度ばらつきが生じた。その結果、磁束密度Ｂ_５０（４５°）が１．６５０Ｔ未満であり、磁束密度が低かった。さらに、鉄損Ｗ_{１０／１０００}が９５Ｗ／ｋｇを超え、鉄損が高かった。さらに、打ち抜き寸法精度評価試験でのかえり高さが５０μｍを超え、寸法精度が低かった。

試験番号２３では、｛１００｝＜０１１＞配向用ひずみ量調整圧延工程での圧下率ＲＲ２が高すぎた。そのため、鋼板板面における｛１００｝＜０１１＞結晶方位のＸ線ランダム強度比が低すぎた。さらに、板厚中央位置で鋼板板面と平行な面において平均結晶粒径を１．０に規格化した場合の標準偏差が０．３５を超え、粒度ばらつきが生じた。その結果、磁束密度Ｂ_５０（４５°）が１．６５０Ｔ未満であり、磁束密度が低かった。さらに、鉄損Ｗ_{１０／１０００}が９５Ｗ／ｋｇを超え、鉄損が高かった。さらに、打ち抜き寸法精度評価試験でのかえり高さが５０μｍを超え、寸法精度が低かった。

試験番号２４では、仕上げ焼鈍工程での仕上げ焼鈍温度Ｔ２が低すぎた。そのため、鋼板板面における｛１００｝＜０１１＞結晶方位のＸ線ランダム強度比が低すぎた。さらに、板厚中央位置で鋼板板面と平行な面において平均結晶粒径を１．０に規格化した場合の標準偏差が０．３５を超え、粒度ばらつきが生じた。その結果、磁束密度Ｂ_５０（４５°）が１．６５０Ｔ未満であり、磁束密度が低かった。さらに、鉄損Ｗ_{１０／１０００}が９５Ｗ／ｋｇを超え、鉄損が高かった。さらに、打ち抜き寸法精度評価試験でのかえり高さが５０μｍを超え、寸法精度が低かった。

試験番号２５では、仕上げ焼鈍工程での仕上げ焼鈍温度Ｔ２が高すぎた。そのため、鋼板板面における｛１００｝＜０１１＞結晶方位のＸ線ランダム強度比が低すぎた。さらに、板厚中央位置で鋼板板面と平行な面において平均結晶粒径を１．０に規格化した場合の標準偏差が０．３５を超え、粒度ばらつきが生じた。その結果、磁束密度Ｂ_５０（４５°）が１．６５０Ｔ未満であり、磁束密度が低かった。さらに、鉄損Ｗ_{１０／１０００}が９５Ｗ／ｋｇを超え、鉄損が高かった。さらに、打ち抜き寸法精度評価試験でのかえり高さが５０μｍを超え、寸法精度が低かった。

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 (4)

1. 電磁鋼板であって、
   化学組成が、
   質量％で、
   Ｃ：０．００５０％以下、
   Ｓｉ：２．００〜３．５０％、
   Ｍｎ：２．５０〜４．５０％、
   Ｐ：０．０５０％以下、
   Ｓ：０．００５０％以下、
   Ａｌ：０．１０％以下、
   Ｎ：０．００２５％以下、
   Ｎｉ：０〜１．０００％、
   Ｃｕ：０〜０．１００％、及び、
   残部：Ｆｅ及び不純物、
   からなり、
   前記電磁鋼板の鋼板板面における｛１００｝＜０１１＞結晶方位のＸ線ランダム強度比が１５．０〜５０．０であり、
   前記電磁鋼板の板厚中央位置で前記鋼板板面と平行な面において、平均結晶粒径を１．０に規格化した場合の標準偏差が０．３５以下である、
   ことを特徴とする、電磁鋼板。
2. 請求項１に記載の電磁鋼板であって、
   前記電磁鋼板の板厚は、０．２５〜０．５０ｍｍである、
   ことを特徴とする、電磁鋼板。
3. 化学組成が、
   質量％で、
   Ｃ：０．００５０％以下、
   Ｓｉ：２．００〜３．５０％、
   Ｍｎ：２．５０〜４．５０％、
   Ｐ：０．０５０％以下、
   Ｓ：０．００５０％以下、
   Ａｌ：０．１０％以下、
   Ｎ：０．００２５％以下、
   Ｎｉ：０〜１．０００％、
   Ｃｕ：０〜０．１００％、及び、
   残部：Ｆｅ及び不純物、
   からなるスラブを、１０００〜１２００℃に加熱し、加熱された前記スラブに対して熱間圧延を実施して鋼板を製造し、
   （１）前記熱間圧延における仕上げ圧延温度をＡ_ｃ３変態点以上とし、前記熱間圧延における最終パスの圧延が完了した前記鋼板に対して、前記最終パスの圧延後３秒以内に鋼板温度を２５０℃まで冷却する、
   （２）前記熱間圧延における前記仕上げ圧延温度をＡ_ｃ３変態点−５０℃以下とし、前記最終パスの圧延後、放冷以上の冷却速度で冷却する、
   のいずれかを実施する、熱間圧延工程と、
   前記熱間圧延工程後の前記鋼板に対して焼鈍処理を実施することなく、５０．０〜８５．０％未満の圧下率で冷間圧延を実施する、冷間圧延工程と、
   前記冷間圧延工程後の前記鋼板に対して、中間焼鈍温度を５００℃〜Ａ_ｃ１変態点未満として焼鈍処理を実施する、中間焼鈍工程と、
   前記中間焼鈍工程後の前記鋼板に対して、５．０〜１５．０％の圧下率で冷間圧延を実施する、｛１００｝＜０１１＞配向用ひずみ量調整圧延工程と、
   前記｛１００｝＜０１１＞配向用ひずみ量調整圧延後の前記鋼板に対して、仕上げ焼鈍温度を５００℃〜Ａ_ｃ１変態点未満として焼鈍処理を実施する、仕上げ焼鈍工程と、を備え、
   鋼板板面における｛１００｝＜０１１＞結晶方位のＸ線ランダム強度比が１５．０〜５０．０であり、前記電磁鋼板の板厚中央位置で前記鋼板板面と平行な面において、平均結晶粒径を１．０に規格化した場合の標準偏差が０．３５以下である電磁鋼板を製造する、
   ことを特徴とする、電磁鋼板の製造方法。
4. 請求項３に記載の電磁鋼板の製造方法であって、
   前記仕上げ焼鈍工程では、前記仕上げ焼鈍温度までの昇温速度を０．１〜１０．０℃／秒未満とし、前記仕上げ焼鈍温度での前記鋼板の保持時間を１０〜１２０秒として、焼鈍処理を実施する、
   ことを特徴とする、電磁鋼板の製造方法。

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