JP2020139198A - 無方向性電磁鋼板 - Google Patents
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Abstract
【課題】鉄損が低くかつ磁束密度が高い第一の無方向性電磁鋼板及び高強度でありながら、打抜き材を焼鈍した後には、鉄損が低くかつ磁束密度が高い第二の無方向性電磁鋼板の提供。【解決手段】所定の化学組成を有し、｛１００｝面強度が２．４以上であり、｛１００｝方位（裕度２０°以内）の結晶方位を有する結晶粒の全視野に対する面積率が１８％以上であり、平均結晶粒径が５５μｍ〜２００μｍであり、板厚が０．１０ｍｍ〜０．３０ｍｍであり、表面側に厚さが０．０１μｍ以上０．５μｍ以下のＣｒ酸化物を含む層を有し、以下の式１及び式２を満たす第一の無方向性電磁鋼板。また、平均結晶粒径が２０μｍ以下であり、７５０℃で１２０分焼鈍した後に第一の無方向性電磁鋼板と同じ特性を満たす第二の無方向性電磁鋼板。１０質量％≦２［Ｓｉ］＋２［Ａｌ］＋［Ｃｒ］＜１５質量％（式１）（２［Ａｌ］＋［Ｃｒ］）／２［Ｓｉ］−１０ｔ２≦０．３５（式２）【選択図】なし
Description
本発明は，無方向性電磁鋼板に関するものである。
近年、電気機器（特に、無方向性電磁鋼板がその鉄心材料として使用される回転機、中小型変圧器、電装品等）の分野においては、世界的な電力・エネルギー節減、ＣＯ２削減等に代表される地球環境保全の動きがある。その中で、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、当然、無方向性電磁鋼板に対しても、その性能向上は、喫緊の課題である。
周知のように、無方向性電磁鋼板においては、その性能向上に対して数多の手段がとられてきた。鉄損はヒステリシス損と渦電流損との２つに大別される。一般的に、鉄損低減は、固有抵抗増大による渦電流損低減の観点から、Ｓｉ、Ａｌ等の含有量を高める方法がとられてきた。しかし、Ｓｉ、Ａｌの含有量を過度に高めると、鋼板が脆化し生産性が低下するという問題があった。また、Ｍｎを添加した場合には、鋼板の硬度の上昇幅は小さいが、固有抵抗を上昇させる効果はＳｉおよびＡｌと比較して半分程度である。さらに、熱間圧延工程において赤熱脆性の問題を引き起こすことがあるため、添加量に上限がある。
そこで、固有抵抗を高める他の技術として、例えば特許文献１には、Ｃｒを１．５％〜２０％添加して固有抵抗を高める技術が開示されている。Ｃｒを添加した場合の固有抵抗の上昇効果はＭｎと同程度であるが、２０％以下の添加であれば鋼板の硬度はそれほど上がらず、脆化の懸念は低い。また、Ｍｎと異なり赤熱脆性の課題も少ない。
ところで、電気自動車及びハイブリッド自動車の駆動モータは、高速走行だけではなく、起動時及び登坂時の低速高トルク走行でも使用され、また高効率が要求される高頻度走行領域はそれらの中間の速度であることが考えられる。そのため、モータコア用の電磁鋼板には、高周波数での鉄損低減のみならず、低周波数での鉄損低減も要求されるが、特許文献１の技術では、一定の周波数以上、例えば３０００Ｈｚでの鉄損は良好となるが、例えば８００Ｈｚなどの低い周波数ではむしろＣｒ添加量の増加に伴い鉄損が劣化してしまう問題点がある。また、製品の板厚によっては、鉄損が劣化し始める周波数が変化する。
また、鋼板中のＳｉ及びＡｌは酸化されやすいため、高温で酸素が鋼板中に拡散して内部酸化が生じると、磁壁移動を妨げてヒステリシス損を劣化させる。さらに、内部酸化が生じると、非磁性である酸化層が存在することにより磁束を通すことのできる実効的な断面積を減少させて磁束密度を上げてしまい、渦電流損も劣化させる。また、高周波では表皮効果により磁束が鋼板表層近傍に集中するため、前記の影響はより顕著になる。一方で、Ｃｒ酸化物は薄く非常にち密な構造を有し、鋼板表面に形成されるとその後の酸素の侵入を防止し、Ｓｉ及びＡｌの内部酸化を抑制すると考えられる。
特許文献５には、Ｃ：０．００５質量％以下、Ｓ：０．００３質量％以下、Ｎ：０．００３質量％以下、Ｓｉ：２．０質量％以上４．５質量％未満、Ａｌ：０．１５質量％以上２．５質量％未満、及びＣｒ：０．３質量％以上５．０質量％未満を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、表面側に厚さが０．０１μｍ以上０．５μｍ以下のＣｒ酸化物を含む層を有し、さらに以下の式１及び式２を満たし、板厚が０．３ｍｍ以下であることを特徴とする無方向性電磁鋼板について、Ｓｉ、Ａｌ及びＣｒの質量％の比が製品の板厚とある一定の式を満たすことにより、幅広い周波数で鉄損の優れた無方向性電磁鋼板を提供することができると記載されている。
しかし、Ｃｒ含有量増加はＳｉ、Ａｌ、Ｍｎの場合と比較して、同程度固有抵抗を増加させ、渦電流損を低減させる含有量での飽和磁束密度低下代が大きく、磁束密度Ｂ５０の低下代も大きいという課題がある。
磁束密度を向上させる手法の一つとして、特許文献６に記載されているように、Ｐを添加し、粒界に偏析させる手法が知られている。また、特許文献７に記載されているように、急速加熱を用いる方法が知られている。
また、磁束密度を向上させる手段として、特許文献８に記載されているように、急冷凝固を用いる方法が知られている。しかし、急冷凝固を工業的に実施すると、仕上げ焼鈍時に微細な析出物が粒成長を阻害するという課題がある。この課題に対しては、特許文献９に記載されているように、ＲＥＭ、及びＣａの１種又は２種を含有させることで解決する方法も知られている。
しかし、特許文献６〜７の方法では、必ずしも高い磁束密度が得られるものではなかった。特許文献８の方法では、仕上げ焼鈍時の粒成長が阻害され、高い磁束密度を得られるが、低鉄損という点で満足できるものではなかった。特許文献９の方法では、特許文献８の粒成長阻害の課題は解決したが、Ａｌ含有によるヒステリシス損劣化の課題がある。
ここで、モータ、特にステータ用無方向性電磁鋼板には、低鉄損、かつ高磁束密度が求められるが、一方、ロータ用無方向性電磁鋼板には、高速回転時の変形を抑制するために高強度が求められる。特に、最近の高速回転化、ＩＰＭ（Ｉｎｔｅｒｉｅｒ Ｐｅｒｍａｎｅｎｔ Ｍａｇｎｅｔ、磁石埋め込み型）化進展に伴い、よりロータ用電磁鋼板への高強度化要求は高まっている。鋼板の高強度化には、高合金化に加え、結晶粒の微細化が有効である。
ところで、同じ電磁鋼板から、ステータ用の鋼板、ロータ用の鋼板を共取りすることが検討されている。具体的には、結晶粒の微細化による高強度な無方向性電磁鋼板をロータ用の鋼板としてそのまま用いる一方で、ステータ用の鋼板は、結晶粒の微細化による高強度な無方向性電磁鋼板を打抜いた後、打抜き材を焼鈍し、結晶粒成長によって低鉄損化させて用いることが検討されている。
しかし、ステータ用の鋼板では、打抜き材の焼鈍時に鋼中の微細析出物の存在によって十分な結晶粒の成長が生じず低鉄損化され難くなり、また、結晶粒の成長に伴って磁束密度が低下することがある。
また、ロータ用、ステータ用によらず、熱処理過程で不可避的に生ずる鋼板表面の酸化、特に内部酸化のために磁気特性の劣化を生じることがあり、この回避が課題となっている。
また、ロータ用、ステータ用によらず、熱処理過程で不可避的に生ずる鋼板表面の酸化、特に内部酸化のために磁気特性の劣化を生じることがあり、この回避が課題となっている。
そこで、本発明の課題は、上記問題を鑑み、鉄損が低くかつ磁束密度が高い第一の無方向性電磁鋼板、および、高強度でありながら、打抜き材を焼鈍した後には、鉄損が低くかつ磁束密度が高い第二の無方向性電磁鋼板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％超〜０．００３０％、
Ｓｉ：２．００％〜４．５０％、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．１５％〜２．５０％、
Ｍｎ：０．２０％〜１．５０％、
Ｃｒ：０．３０〜５．００％
Ｐ：０．００５％〜０．２００％、
Ｓ：０．００１０％〜０．０１００％、
Ｔｉ：０．０００５％〜０．０１００％、
Ｃａ：０．０００５％〜０．０１００％、
Ｍｇ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ及びＣｄからなる群から選択された一種以上：総計０．０００５％〜０．０２００％、並びに、
残部：Ｆｅ及び不純物を含む化学組成を有し
インバースポールフィギュアの｛１００｝面強度が２．４以上であり、
電子線後方散乱回折（ＥＢＳＤ）で測定した際の｛１００｝方位（裕度２０°以内）の結晶方位を有する結晶粒の全視野に対する面積率が１８％以上であり、
平均結晶粒径が５５μｍ〜２００μｍであり、
板厚が０．１０ｍｍ〜０．３０ｍｍであり、
鋼板の表面に厚さが０．０１μｍ以上０．５μｍ以下のＣｒ酸化物を含む層を有し、
前記Ｓｉの含有量（質量％）を［Ｓｉ］、前記Ａｌの含有量（質量％）を［Ａｌ］、前記Ｃｒの含有量（質量％）を［Ｃｒ］、無方向性電磁鋼板の板厚（ｍｍ）をｔとしたときに以下の式１及び式２を満たす無方向性電磁鋼板。
１０．００％≦２［Ｓｉ］＋２［Ａｌ］＋［Ｃｒ］＜１５．００％ （式１）
（２［Ａｌ］＋［Ｃｒ］）／２［Ｓｉ］−１０ｔ２≦０．３５ （式２）
＜２＞
前記Ｓｉの含有量（質量％）を[Ｓｉ]、前記Ａｌの含有量（質量%）を[Ａｌ]、前記Ｍｎの含有量（質量％）を[Ｍｎ]、前記Ｃｒの含有量（質量％）を[Ｃｒ]としたときに下記式３で表されるＲが６４．００以上である＜１＞に記載の無方向性電磁鋼板。
Ｒ＝９．９＋１２．４×[Ｓｉ]＋１０．０×[Ａｌ]＋６．６×[Ｍｎ]＋５．０×[Ｃｒ] （式３）
＜３＞
電子線後方散乱回折（ＥＢＳＤ）で測定した際の｛４１１｝方位（裕度２０°以内）の結晶方位を有する結晶粒の全視野に対する面積率が７０％以上である＜１＞又は＜２＞に記載の無方向性電磁鋼板。
＜４＞
電子線後方散乱回折（ＥＢＳＤ）で測定した際の｛１１１｝方位（裕度２０°以内）の結晶方位を有する結晶粒の全視野に対する面積率が２５％以下である＜１＞〜＜３＞のいずれか１項に記載の無方向性電磁鋼板。
＜５＞
７５０℃で１２０分焼鈍により、＜１＞〜＜４＞のいずれか１項に記載の無方向性電磁鋼板が得られる無方向性電磁鋼板であって、
質量％で
Ｃ：０％超〜０．００３０％、
Ｓｉ：２．００％〜４．５０％、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．１５％〜２．５％、
Ｍｎ：０．２０％〜１．５０％、
Ｃｒ：０．３０％〜５．０％
Ｐ：０．００５％〜０．２００％、
Ｓ：０．００１０％〜０．０１００％、
Ｔｉ：０．０００５％〜０．０１００％、
Ｃａ：０．０００５％〜０．０１００％、
Ｍｇ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ及びＣｄからなる群から選択された一種以上：総計０．０００５％〜０．０２００％、並びに、
残部：Ｆｅ及び不純物を含む化学組成を有し、
７５０℃で１２０分焼鈍した後、
インバースポールフィギュアの｛１００｝面強度が２．４以上であり、
電子線後方散乱回折（ＥＢＳＤ）で測定した際の｛１００｝方位（裕度２０°以内）の結晶方位を有する結晶粒の全視野に対する面積率が１８％以上であり、
平均結晶粒径が２０μｍ以下であり、
板厚が０．１０ｍｍ〜０．３０ｍｍであり、
鋼板の表面に厚さが０．０１μｍ以上０．５μｍ以下のＣｒ酸化物を含む層を有し、 前記Ｓｉの含有量（質量％）を［Ｓｉ］、前記Ａｌの含有量（質量％）を［Ａｌ］、前記Ｃｒの含有量（質量％）を［Ｃｒ］、無方向性電磁鋼板の板厚（ｍｍ）ｔとしたときに前記の式１及び式２を満たす無方向性電磁鋼板。
質量％で
Ｃ：０％超〜０．００３０％、
Ｓｉ：２．００％〜４．５０％、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．１５％〜２．５０％、
Ｍｎ：０．２０％〜１．５０％、
Ｃｒ：０．３０〜５．００％
Ｐ：０．００５％〜０．２００％、
Ｓ：０．００１０％〜０．０１００％、
Ｔｉ：０．０００５％〜０．０１００％、
Ｃａ：０．０００５％〜０．０１００％、
Ｍｇ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ及びＣｄからなる群から選択された一種以上：総計０．０００５％〜０．０２００％、並びに、
残部：Ｆｅ及び不純物を含む化学組成を有し
インバースポールフィギュアの｛１００｝面強度が２．４以上であり、
電子線後方散乱回折（ＥＢＳＤ）で測定した際の｛１００｝方位（裕度２０°以内）の結晶方位を有する結晶粒の全視野に対する面積率が１８％以上であり、
平均結晶粒径が５５μｍ〜２００μｍであり、
板厚が０．１０ｍｍ〜０．３０ｍｍであり、
鋼板の表面に厚さが０．０１μｍ以上０．５μｍ以下のＣｒ酸化物を含む層を有し、
前記Ｓｉの含有量（質量％）を［Ｓｉ］、前記Ａｌの含有量（質量％）を［Ａｌ］、前記Ｃｒの含有量（質量％）を［Ｃｒ］、無方向性電磁鋼板の板厚（ｍｍ）をｔとしたときに以下の式１及び式２を満たす無方向性電磁鋼板。
１０．００％≦２［Ｓｉ］＋２［Ａｌ］＋［Ｃｒ］＜１５．００％ （式１）
（２［Ａｌ］＋［Ｃｒ］）／２［Ｓｉ］−１０ｔ２≦０．３５ （式２）
＜２＞
前記Ｓｉの含有量（質量％）を[Ｓｉ]、前記Ａｌの含有量（質量%）を[Ａｌ]、前記Ｍｎの含有量（質量％）を[Ｍｎ]、前記Ｃｒの含有量（質量％）を[Ｃｒ]としたときに下記式３で表されるＲが６４．００以上である＜１＞に記載の無方向性電磁鋼板。
Ｒ＝９．９＋１２．４×[Ｓｉ]＋１０．０×[Ａｌ]＋６．６×[Ｍｎ]＋５．０×[Ｃｒ] （式３）
＜３＞
電子線後方散乱回折（ＥＢＳＤ）で測定した際の｛４１１｝方位（裕度２０°以内）の結晶方位を有する結晶粒の全視野に対する面積率が７０％以上である＜１＞又は＜２＞に記載の無方向性電磁鋼板。
＜４＞
電子線後方散乱回折（ＥＢＳＤ）で測定した際の｛１１１｝方位（裕度２０°以内）の結晶方位を有する結晶粒の全視野に対する面積率が２５％以下である＜１＞〜＜３＞のいずれか１項に記載の無方向性電磁鋼板。
＜５＞
７５０℃で１２０分焼鈍により、＜１＞〜＜４＞のいずれか１項に記載の無方向性電磁鋼板が得られる無方向性電磁鋼板であって、
質量％で
Ｃ：０％超〜０．００３０％、
Ｓｉ：２．００％〜４．５０％、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．１５％〜２．５％、
Ｍｎ：０．２０％〜１．５０％、
Ｃｒ：０．３０％〜５．０％
Ｐ：０．００５％〜０．２００％、
Ｓ：０．００１０％〜０．０１００％、
Ｔｉ：０．０００５％〜０．０１００％、
Ｃａ：０．０００５％〜０．０１００％、
Ｍｇ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ及びＣｄからなる群から選択された一種以上：総計０．０００５％〜０．０２００％、並びに、
残部：Ｆｅ及び不純物を含む化学組成を有し、
７５０℃で１２０分焼鈍した後、
インバースポールフィギュアの｛１００｝面強度が２．４以上であり、
電子線後方散乱回折（ＥＢＳＤ）で測定した際の｛１００｝方位（裕度２０°以内）の結晶方位を有する結晶粒の全視野に対する面積率が１８％以上であり、
平均結晶粒径が２０μｍ以下であり、
板厚が０．１０ｍｍ〜０．３０ｍｍであり、
鋼板の表面に厚さが０．０１μｍ以上０．５μｍ以下のＣｒ酸化物を含む層を有し、 前記Ｓｉの含有量（質量％）を［Ｓｉ］、前記Ａｌの含有量（質量％）を［Ａｌ］、前記Ｃｒの含有量（質量％）を［Ｃｒ］、無方向性電磁鋼板の板厚（ｍｍ）ｔとしたときに前記の式１及び式２を満たす無方向性電磁鋼板。
本発明によれば、鉄損が低くかつ磁束密度が高い第一の無方向性電磁鋼板、および、高強度でありながら、打抜き材を焼鈍した後には、鉄損が低くかつ磁束密度が高い第二の無方向性電磁鋼板が提供できる。
以下、本発明の一例である実施形態について詳細に説明する。
なお、本明細書中において、化学組成の各元素の含有量の「％」表示は、「質量％」を意味する。
「〜」を用いて表される数値範囲は、「〜」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。
「〜」の前後に記載される数値に「超」または「未満」が付されている場合の数値範囲は、これら数値を下限値または上限値として含まない範囲を意味する。
「工程」との用語は、独立した工程だけではなく、他の工程と明確に区別できない場合であってもその工程の所期の目的が達成されれば、本用語に含まれる。
連続鋳造と熱間圧延との工程を経て得られる無方向性電磁鋼板は「ＣＣ材」とも称する。
「インバースポールフィギュアの｛１００｝面強度」を単に「｛１００｝面強度」と称することがある。
「電子線後方散乱回折（ＥＢＳＤ）で測定した際の、「｛１００｝方位（裕度２０°以内）の結晶方位を有する結晶粒の全視野に対する面積率」、「｛４１１｝方位（裕度２０°以内）の結晶方位を有する結晶粒の全視野に対する面積率」、「｛１１１｝方位（裕度２０°以内）の結晶方位を有する結晶粒の全視野に対する面積率」を、各々、単に、「｛１００｝方位粒の面積率」、「｛４１１｝方位粒の面積率」、「｛１１１｝方位粒の面積率」とも称する。
「〜」を用いて表される数値範囲は、「〜」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。
「〜」の前後に記載される数値に「超」または「未満」が付されている場合の数値範囲は、これら数値を下限値または上限値として含まない範囲を意味する。
「工程」との用語は、独立した工程だけではなく、他の工程と明確に区別できない場合であってもその工程の所期の目的が達成されれば、本用語に含まれる。
連続鋳造と熱間圧延との工程を経て得られる無方向性電磁鋼板は「ＣＣ材」とも称する。
「インバースポールフィギュアの｛１００｝面強度」を単に「｛１００｝面強度」と称することがある。
「電子線後方散乱回折（ＥＢＳＤ）で測定した際の、「｛１００｝方位（裕度２０°以内）の結晶方位を有する結晶粒の全視野に対する面積率」、「｛４１１｝方位（裕度２０°以内）の結晶方位を有する結晶粒の全視野に対する面積率」、「｛１１１｝方位（裕度２０°以内）の結晶方位を有する結晶粒の全視野に対する面積率」を、各々、単に、「｛１００｝方位粒の面積率」、「｛４１１｝方位粒の面積率」、「｛１１１｝方位粒の面積率」とも称する。
＜無方向性電磁鋼板＞
第一の実施形態に係る無方向性電磁鋼板は、所定の化学組成を有し、次の（１）、（２）、（３Ａ）、（４）、（５）および（６）の特性を満たす。
一方、第二の実施形態に係る無方向性電磁鋼板は、７５０℃で１２０分焼鈍により、第一の実施形態に係る無方向性電磁鋼板が得られる無方向電磁鋼板であって、所定の化学組成を有し、次の（１）、（２）、（３Ｂ）、（４）、（５）および（６）の特性を満たす。つまり、第二の実施形態に係る無方向性電磁鋼板は、７５０℃で１２０分焼鈍により、平均結晶粒径が５５μｍ〜２００μｍとなり、第一の実施形態に係る無方向性電磁鋼板の特性を満たすようになる鋼板である。
第一の実施形態に係る無方向性電磁鋼板は、所定の化学組成を有し、次の（１）、（２）、（３Ａ）、（４）、（５）および（６）の特性を満たす。
一方、第二の実施形態に係る無方向性電磁鋼板は、７５０℃で１２０分焼鈍により、第一の実施形態に係る無方向性電磁鋼板が得られる無方向電磁鋼板であって、所定の化学組成を有し、次の（１）、（２）、（３Ｂ）、（４）、（５）および（６）の特性を満たす。つまり、第二の実施形態に係る無方向性電磁鋼板は、７５０℃で１２０分焼鈍により、平均結晶粒径が５５μｍ〜２００μｍとなり、第一の実施形態に係る無方向性電磁鋼板の特性を満たすようになる鋼板である。
（１）インバースポールフィギュアの｛１００｝面強度が２．４以上である。
（２）電子線後方散乱回折（ＥＢＳＤ）で測定した際の｛１００｝方位（裕度２０°以内）の結晶方位を有する結晶粒の全視野に対する面積率が１８％以上である。
（３Ａ）平均結晶粒径が５５μｍ〜２００μｍである。
（３Ｂ）平均結晶粒径が２０μｍ以下である。
（４）板厚が０．１０ｍｍ〜０．３０ｍｍである。
（５）鋼板の表面に厚さが０．０１μｍ以上０．５μｍ以下のＣｒ酸化物を含む層（以下、「Ｃｒ酸化物を含む層」を「Ｃｒ酸化層」とも称する）を有する。
（６）Ｓｉの含有量（質量％）を［Ｓｉ］、Ａｌの含有量（質量％）を［Ａｌ］、Ｃｒの含有量（質量％）を［Ｃｒ］、無方向性電磁鋼板の板厚（ｍｍ）をｔとしたときに以下の式１及び式２を満たす。
１０．００％≦２［Ｓｉ］＋２［Ａｌ］＋［Ｃｒ］＜１５．００％ （式１）
（２［Ａｌ］＋［Ｃｒ］）／２［Ｓｉ］−１０ｔ２≦０．３５ （式２）
（２）電子線後方散乱回折（ＥＢＳＤ）で測定した際の｛１００｝方位（裕度２０°以内）の結晶方位を有する結晶粒の全視野に対する面積率が１８％以上である。
（３Ａ）平均結晶粒径が５５μｍ〜２００μｍである。
（３Ｂ）平均結晶粒径が２０μｍ以下である。
（４）板厚が０．１０ｍｍ〜０．３０ｍｍである。
（５）鋼板の表面に厚さが０．０１μｍ以上０．５μｍ以下のＣｒ酸化物を含む層（以下、「Ｃｒ酸化物を含む層」を「Ｃｒ酸化層」とも称する）を有する。
（６）Ｓｉの含有量（質量％）を［Ｓｉ］、Ａｌの含有量（質量％）を［Ａｌ］、Ｃｒの含有量（質量％）を［Ｃｒ］、無方向性電磁鋼板の板厚（ｍｍ）をｔとしたときに以下の式１及び式２を満たす。
１０．００％≦２［Ｓｉ］＋２［Ａｌ］＋［Ｃｒ］＜１５．００％ （式１）
（２［Ａｌ］＋［Ｃｒ］）／２［Ｓｉ］−１０ｔ２≦０．３５ （式２）
第一の実施形態に係る無方向性電磁鋼板は、上記構成により、鉄損が低くかつ磁束密度が高い無方向性電磁鋼板となる。
一方、第二の実施形態に係る無方向電磁鋼板は、上記構成により、高強度でありながら、打抜き材を焼鈍した後には、鉄損が低くかつ磁束密度が高い無方向性電磁鋼板となる。
そして、これら本実施形態に係る無方向性電磁鋼板は、次に示す知見により見出された。
一方、第二の実施形態に係る無方向電磁鋼板は、上記構成により、高強度でありながら、打抜き材を焼鈍した後には、鉄損が低くかつ磁束密度が高い無方向性電磁鋼板となる。
そして、これら本実施形態に係る無方向性電磁鋼板は、次に示す知見により見出された。
Ｓｉ、Ａｌ、ＭｎおよびＣｒは含有量を増加させることで鋼板固有抵抗を上げて渦電流損を低減する。一方で、Ｓｉ、Ａｌ、ＭｎおよびＣｒは鋼板の飽和磁束密度を低下させる。同程度の固有抵抗を上昇させる含有量で比較すると、ＳｉとＭｎの飽和磁束密度低下代はほぼ同等であるが、Ａｌは飽和磁束密度低下代がＳｉおよびＭｎより大きく、Ｃｒは飽和磁束密度低下代がＡｌより大きい。さらにＡｌ、Ｃｒは含有量を増加させるとヒステリシス損が劣化するため、ヒステリシス損の割合の大きい周波数では固有抵抗ほど鉄損が下がらない場合がある。ＳｉおよびＭｎはヒステリシス損への影響はＡｌ、Ｃｒより小さく、Ｓｉ量６．５％近傍ではヒステリシス損が大きく低減することが知られている。
一方で、ＳｉはＡｌ、ＭｎおよびＣｒに比べて鋼板を脆化させ易く、過度に含有させると製造時の脆性破断の懸念が増大する。ＣｒはＳｉ、ＡｌおよびＭｎに比べて鋼板を脆化させにくいが、過度に含有すると、鋼板の飽和磁束密度が著しく低下し、磁束密度Ｂ５０の低下が顕著になる。
さらにＳｉ、ＡｌおよびＭｎは強力な酸化物形成元素であり、熱処理過程で鋼板表面において内部酸化を増長し、磁気特性を劣化させることがある。
しかし、式１および式２を満足させると、ヒステリシス損の劣化と共に、磁束密度Ｂ５０の低下が抑えられる。また、式１および式２を満足するように含有させるＣｒが緻密なＣｒ酸化物層を形成することで内部酸化が抑制され、内部酸化に起因する磁気特性の劣化を回避できる。
一方で、ＳｉはＡｌ、ＭｎおよびＣｒに比べて鋼板を脆化させ易く、過度に含有させると製造時の脆性破断の懸念が増大する。ＣｒはＳｉ、ＡｌおよびＭｎに比べて鋼板を脆化させにくいが、過度に含有すると、鋼板の飽和磁束密度が著しく低下し、磁束密度Ｂ５０の低下が顕著になる。
さらにＳｉ、ＡｌおよびＭｎは強力な酸化物形成元素であり、熱処理過程で鋼板表面において内部酸化を増長し、磁気特性を劣化させることがある。
しかし、式１および式２を満足させると、ヒステリシス損の劣化と共に、磁束密度Ｂ５０の低下が抑えられる。また、式１および式２を満足するように含有させるＣｒが緻密なＣｒ酸化物層を形成することで内部酸化が抑制され、内部酸化に起因する磁気特性の劣化を回避できる。
低鉄損化のためには、仕上げ焼鈍により平均結晶粒径を５５μｍ〜２００μｍまで増大させる。
ただし、高強度の鋼板を得る場合、低温での仕上げ焼鈍により平均結晶粒径を２０μｍ以下に抑える。そして、平均結晶粒径を２０μｍ以下に抑えた場合、例えば、ユーザーで鋼板を打抜き、積層してモータコアを製作した後、歪取りの目的で高温（例えば７５０〜８５０℃、６０〜１８０分）焼鈍すると、平均結晶粒径が増大し（例えば平均結晶粒径を５５μｍ〜２００μｍまで増大し）、低鉄損化が実現できる。
ただし、高強度の鋼板を得る場合、低温での仕上げ焼鈍により平均結晶粒径を２０μｍ以下に抑える。そして、平均結晶粒径を２０μｍ以下に抑えた場合、例えば、ユーザーで鋼板を打抜き、積層してモータコアを製作した後、歪取りの目的で高温（例えば７５０〜８５０℃、６０〜１８０分）焼鈍すると、平均結晶粒径が増大し（例えば平均結晶粒径を５５μｍ〜２００μｍまで増大し）、低鉄損化が実現できる。
一方、Ｓｉ量およびＭｎ量を増加させると、通常、飽和磁束密度は低下する。しかし、集合組織を改善することで、高磁束密度が得られる。磁束密度向上に寄与する集合組織としては、｛１００｝近傍の結晶方位が重要である。
｛１００｝面強度及び｛１００｝方位粒の存在確率を高めることで、Ｓｉ量およびＭｎ量を増加しても、磁束密度が向上し、低鉄損かつ高磁束密度が実現できる。
｛１００｝面強度及び｛１００｝方位粒の存在確率を高めることで、Ｓｉ量およびＭｎ量を増加しても、磁束密度が向上し、低鉄損かつ高磁束密度が実現できる。
そして、無方向性電磁鋼板の板厚を０．１０ｍｍ〜０．３０ｍｍにすると、鉄損の１種である渦電流損が低下するため、ヒステリシス損と渦電流損の両方が低い鋼板を得ることができる。
また、打抜き材の焼鈍時に、結晶粒の成長を阻害するのは、鋼中の微細析出物の存在である。しかし、Ｍｇ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ及びＣｄの少なくとも一種（以下、これら元素をＸと表記することがある）の含有により、結晶粒成長を阻害する微細析出物のうち、ＭｎＳ等の硫化物は、Ｘ−Ｓ化合物、Ｘ−ＯＳ化合物として粗大析出させることで無害化できる。
一方、Ｍｇ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ及びＣｄの少なくとも一種の含有により、結晶粒成長を阻害する微細析出物のうち、微量に含有したＡｌによる、微細なＡｌ系析出物（ＡｌＮ、Ａｌ２Ｏ３等）は、析出物を複合析出させることで、無害化できる。
このように、Ｍｇ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ及びＣｄの少なくとも一種の含有により、打抜き材の焼鈍時に、十分に結晶粒が成長し（例えば平均結晶粒径が５５μｍ〜２００μｍまで成長し）、低鉄損化が図られる。
一方、Ｍｇ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ及びＣｄの少なくとも一種の含有により、結晶粒成長を阻害する微細析出物のうち、微量に含有したＡｌによる、微細なＡｌ系析出物（ＡｌＮ、Ａｌ２Ｏ３等）は、析出物を複合析出させることで、無害化できる。
このように、Ｍｇ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ及びＣｄの少なくとも一種の含有により、打抜き材の焼鈍時に、十分に結晶粒が成長し（例えば平均結晶粒径が５５μｍ〜２００μｍまで成長し）、低鉄損化が図られる。
また、打抜き材の焼鈍時に、結晶粒の成長に伴う磁束密度の低下は、｛１１１｝＜１１２＞結晶粒等の｛１１１｝方位粒の粒成長が主要因である。しかし、平均結晶粒径が２０μｍ以下の段階で、｛１１１｝方位粒の面積率を抑える（つまり、｛１１１｝＜１１２＞結晶粒等の｛１１１｝方位粒を極微量に抑える）ことで、打抜き材の焼鈍時に、結晶粒が成長（例えば結晶粒が平均結晶粒径５５μｍ〜２００μｍまで成長）しても、磁束密度の低下が生じ難くなる。
また、鋼板の表面に、０．０１μｍ以上０．５μｍ以下のＣｒ酸化層を存在させることにより、ヒステリシス損および渦電流損を劣化させる内部酸化が抑制できる。
以上の知見により、第一の実施形態に係る無方向性電磁鋼板は、上記構成により、鉄損が低くかつ磁束密度が高い無方向性電磁鋼板となることが見出された。
一方、第二の実施形態に係る無方向電磁鋼板は、上記構成により、高強度でありながら、打抜き材を焼鈍した後には、鉄損が低くかつ磁束密度が高い無方向性電磁鋼板となることが見出された。
そして、第一の実施形態に係る無方向性電磁鋼板は、ステータ用の鋼板として適する。一方、第二の実施形態に係る無方向性電磁鋼板は、ロータ用の鋼板として適すると共に、ステータ用の鋼板およびロータ用の鋼板を共取りするための鋼板として適する。
一方、第二の実施形態に係る無方向電磁鋼板は、上記構成により、高強度でありながら、打抜き材を焼鈍した後には、鉄損が低くかつ磁束密度が高い無方向性電磁鋼板となることが見出された。
そして、第一の実施形態に係る無方向性電磁鋼板は、ステータ用の鋼板として適する。一方、第二の実施形態に係る無方向性電磁鋼板は、ロータ用の鋼板として適すると共に、ステータ用の鋼板およびロータ用の鋼板を共取りするための鋼板として適する。
以下、第一および第二の実施形態に係る無方向性電磁鋼板（以下、共通事項については、「本実施形態に係る無方向性電磁鋼板」と称する）の詳細について説明する。
本施形態に係る無方向性電磁鋼板の化学組成について説明する。なお、鋼板の成分組成について、「％」は「質量％」である。
無方向性電磁鋼板の化学組成は、
Ｃ：０．００３０％以下、
Ｓｉ：２．００％〜４．５０％、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．１５％〜２．５％、
Ｍｎ：０．２０％〜１．５０％、
Ｃｒ：０．３０％〜５．００％
Ｐ：０．００５％〜０．２００％、
Ｓ：０．００１０％〜０．０１００％、
Ｔｉ：０．０００５％〜０．０１００％、
Ｃａ：０．０００５％〜０．０１００％、
Ｍｇ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ及びＣｄからなる群（以下「特定元素群」とも称する）から選択された一種以上：総計０．０００５％〜０．０２００％、並びに、
残部：Ｆｅ及び不純物を含む。
Ｃ：０．００３０％以下、
Ｓｉ：２．００％〜４．５０％、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．１５％〜２．５％、
Ｍｎ：０．２０％〜１．５０％、
Ｃｒ：０．３０％〜５．００％
Ｐ：０．００５％〜０．２００％、
Ｓ：０．００１０％〜０．０１００％、
Ｔｉ：０．０００５％〜０．０１００％、
Ｃａ：０．０００５％〜０．０１００％、
Ｍｇ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ及びＣｄからなる群（以下「特定元素群」とも称する）から選択された一種以上：総計０．０００５％〜０．０２００％、並びに、
残部：Ｆｅ及び不純物を含む。
なお、無方向性電磁鋼板は、Ｃ、Ｓｉ、ｓｏｌ．Ａｌ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｔｉ、Ｃａ、及び特定元素群から選択された一種以上の元素を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学成分を有する無方向性電磁鋼板であってもよい。
［Ｃ：０％超〜０．００３０％以下］
Ｃ（炭素）は、不可避的に含有される（すなわち、含有量が０％超となる）元素であるとともに、鉄損劣化を引き起こす元素である。Ｃの含有量が０．００３０％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、良好な磁気特性が得られ難くなる。よって、Ｃの含有量を、０．００３０％以下とする。Ｃの含有量は、好ましくは、０．００２０％以下であり、更に好ましくは、０．００１５％以下である。
一方、Ｃの含有量の下限は、好ましくは０％超であり、精錬コストの観点から、より好ましくは０．０００５％以上である。
Ｃ（炭素）は、不可避的に含有される（すなわち、含有量が０％超となる）元素であるとともに、鉄損劣化を引き起こす元素である。Ｃの含有量が０．００３０％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、良好な磁気特性が得られ難くなる。よって、Ｃの含有量を、０．００３０％以下とする。Ｃの含有量は、好ましくは、０．００２０％以下であり、更に好ましくは、０．００１５％以下である。
一方、Ｃの含有量の下限は、好ましくは０％超であり、精錬コストの観点から、より好ましくは０．０００５％以上である。
［Ｓｉ：２．００％〜４．５０％］
Ｓｉ（ケイ素）は、鋼の固有抵抗を上昇させて渦電流損を低減させ、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。高強度化は、モータの高速回転時の変形抑制及び疲労破壊抑制といった観点から重要である。かかる効果を十分に発揮させるためには、２．００％のＳｉを含有させることが必要である。よって、Ｓｉの含有量は２．００％とする。
一方、Ｓｉの含有量が４．５０％を超える場合には、加工性が劣化する傾向がある。よって、Ｓｉの含有量は、４．５０％以下とする。
Ｓｉの含有量は、好ましくは、２．５０％〜３．９０％であり、更に好ましくは、３．２０％〜３．８０％である。
Ｓｉ（ケイ素）は、鋼の固有抵抗を上昇させて渦電流損を低減させ、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。高強度化は、モータの高速回転時の変形抑制及び疲労破壊抑制といった観点から重要である。かかる効果を十分に発揮させるためには、２．００％のＳｉを含有させることが必要である。よって、Ｓｉの含有量は２．００％とする。
一方、Ｓｉの含有量が４．５０％を超える場合には、加工性が劣化する傾向がある。よって、Ｓｉの含有量は、４．５０％以下とする。
Ｓｉの含有量は、好ましくは、２．５０％〜３．９０％であり、更に好ましくは、３．２０％〜３．８０％である。
［Ｓｏｌ．Ａｌ：０．１５％〜２．５０％］
Ａｌ（アルミニウム）は、鋼中に固溶されると、無方向性電磁鋼板の固有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元素である。一方で、Ａｌは、Ｓｉに比べ、飽和磁束密度の低下、透磁率の低下、ヒステリシス損の増加が大きい。０．１５％未満では固有抵抗を十分増加させることができず、鉄損を低減させる効果が十分に得られない。一方でＡｌは鋼板の飽和磁束密度を低下させるため、２．５０％を超えると飽和磁束密度が著しく低下し、磁束密度Ｂ５０の低画家顕著となる。よって、Ａｌの含有量は、０．１５％〜２．５０％とする。
Ａｌの含有量の下限は、好ましくは０．３０％であり、より好ましくは０．６０％以上である。
Ａｌの含有量の上限は、好ましくは１．８０％であり、より好ましくは１．２０％以下である。
Ａｌ（アルミニウム）は、鋼中に固溶されると、無方向性電磁鋼板の固有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元素である。一方で、Ａｌは、Ｓｉに比べ、飽和磁束密度の低下、透磁率の低下、ヒステリシス損の増加が大きい。０．１５％未満では固有抵抗を十分増加させることができず、鉄損を低減させる効果が十分に得られない。一方でＡｌは鋼板の飽和磁束密度を低下させるため、２．５０％を超えると飽和磁束密度が著しく低下し、磁束密度Ｂ５０の低画家顕著となる。よって、Ａｌの含有量は、０．１５％〜２．５０％とする。
Ａｌの含有量の下限は、好ましくは０．３０％であり、より好ましくは０．６０％以上である。
Ａｌの含有量の上限は、好ましくは１．８０％であり、より好ましくは１．２０％以下である。
［Ｍｎ：０．２０％〜１．５０％］
Ｍｎは、固有抵抗を増大させて渦電流損を低減する効果を有する。さらに、Ｍｎは、結晶粒成長に有害なＭｎＳ等の微細硫化物の析出を抑制する効果を有する。かかる効果を発揮するためには、Ｍｎ含有量は一定量以上必要だが、０．２０％未満では十分な渦電流損低減効果が得られず、微細硫化物の析出も抑制できない。そのため、Ｍｎの含有量は、０．２０％以上とする。
一方、Ｍｎの含有量が１．５０％を超える場合には、焼鈍時の結晶粒成長性そのものが低下し、鉄損が増大する。そのため、Ｍｎ含有量は１．５０％以下とする。
Ｍｎ含有量は、好ましくは０．２５％以上１．３０％以下、より好ましくは０．５０％以上１．１０％以下である。
Ｍｎは、固有抵抗を増大させて渦電流損を低減する効果を有する。さらに、Ｍｎは、結晶粒成長に有害なＭｎＳ等の微細硫化物の析出を抑制する効果を有する。かかる効果を発揮するためには、Ｍｎ含有量は一定量以上必要だが、０．２０％未満では十分な渦電流損低減効果が得られず、微細硫化物の析出も抑制できない。そのため、Ｍｎの含有量は、０．２０％以上とする。
一方、Ｍｎの含有量が１．５０％を超える場合には、焼鈍時の結晶粒成長性そのものが低下し、鉄損が増大する。そのため、Ｍｎ含有量は１．５０％以下とする。
Ｍｎ含有量は、好ましくは０．２５％以上１．３０％以下、より好ましくは０．５０％以上１．１０％以下である。
［Ｃｒ：０．３０％〜５．００％］
Ｃｒは、Ｓｉ、Ａｌより効果代は小さいものの鋼板の固有抵抗を増大させて渦電流損を低減する効果を有する。また、Ｃｒは、熱処理過程での鋼板の酸化挙動が変化し、鋼板表面においてＣｒを主体とする酸化物を形成する。さらに、Ｃａ、Ｍｇ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ及びＣｄのような強力な硫化物形成元素を含有する鋼板においては、Ｃｒは、後述するように、熱処理において緻密なＣｒ酸化物層を形成し易くなる。そして、Ｃｒは、緻密なＣｒ酸化層の形成により内部酸化を抑制し、磁気特性の劣化を回避する効果を発現させる。かかる効果を発揮するためには、Ｃｒ含有量は一定量以上必要だが、０．３０％未満では十分な効果が得られない。そのため、Ｃｒの含有量は、０．３０％以上とする。
一方、Ｃｒの含有量が５．００％を超える場合には、鋼板の飽和磁束密度が著しく低下し、磁束密度Ｂ５０の低下が顕著となる。そのため、Ｃｒ含有量は０．３０％〜５．００％とする。
Ｃｒ含有量は、好ましくは０．６０％以上４．００％以下、より好ましくは１．２０％以上３．００％以下である。
Ｃｒは、Ｓｉ、Ａｌより効果代は小さいものの鋼板の固有抵抗を増大させて渦電流損を低減する効果を有する。また、Ｃｒは、熱処理過程での鋼板の酸化挙動が変化し、鋼板表面においてＣｒを主体とする酸化物を形成する。さらに、Ｃａ、Ｍｇ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ及びＣｄのような強力な硫化物形成元素を含有する鋼板においては、Ｃｒは、後述するように、熱処理において緻密なＣｒ酸化物層を形成し易くなる。そして、Ｃｒは、緻密なＣｒ酸化層の形成により内部酸化を抑制し、磁気特性の劣化を回避する効果を発現させる。かかる効果を発揮するためには、Ｃｒ含有量は一定量以上必要だが、０．３０％未満では十分な効果が得られない。そのため、Ｃｒの含有量は、０．３０％以上とする。
一方、Ｃｒの含有量が５．００％を超える場合には、鋼板の飽和磁束密度が著しく低下し、磁束密度Ｂ５０の低下が顕著となる。そのため、Ｃｒ含有量は０．３０％〜５．００％とする。
Ｃｒ含有量は、好ましくは０．６０％以上４．００％以下、より好ましくは１．２０％以上３．００％以下である。
［Ｐ：０．００５％〜０．２００％］
Ｐ（リン）は、焼鈍時に粒界からの再結晶を抑制し、磁気特性に劣位な｛１１１｝方位粒等の成長を抑制する効果を有する元素である。かかる効果を発揮させるためには、０．００５％以上のＰを含有させることが必要である。従って、Ｐの含有量は、０．００５％以上とする。
一方、Ｐの含有量が０．２００％を超える場合には、鋼板が脆化する。よって、Ｐの含有量は、０．２００％以下とする。
Ｐの含有量は、好ましくは、０．０６％以上０．１５％以下であり、更に好ましくは、０．０８％以上０．１２％以下である。
Ｐ（リン）は、焼鈍時に粒界からの再結晶を抑制し、磁気特性に劣位な｛１１１｝方位粒等の成長を抑制する効果を有する元素である。かかる効果を発揮させるためには、０．００５％以上のＰを含有させることが必要である。従って、Ｐの含有量は、０．００５％以上とする。
一方、Ｐの含有量が０．２００％を超える場合には、鋼板が脆化する。よって、Ｐの含有量は、０．２００％以下とする。
Ｐの含有量は、好ましくは、０．０６％以上０．１５％以下であり、更に好ましくは、０．０８％以上０．１２％以下である。
［Ｓ：０．００１０％〜０．０１００％］
Ｓ（硫黄）は、ＭｎＳ等の微細硫化物を形成することで鉄損を増加させ、磁気特性を劣化させる元素である。また、ＭｎＳ等の微細硫化物は、焼鈍時等における再結晶および結晶粒成長を阻害する。
よって、Ｓは、精錬コストを考慮し、０．００１０％〜０．０１００％とする。
Ｓの含有量は、好ましくは、０．００８０％以下であり、更に好ましくは０．００６０％以下である。
Ｓ（硫黄）は、ＭｎＳ等の微細硫化物を形成することで鉄損を増加させ、磁気特性を劣化させる元素である。また、ＭｎＳ等の微細硫化物は、焼鈍時等における再結晶および結晶粒成長を阻害する。
よって、Ｓは、精錬コストを考慮し、０．００１０％〜０．０１００％とする。
Ｓの含有量は、好ましくは、０．００８０％以下であり、更に好ましくは０．００６０％以下である。
［Ｔｉ：０．０００５％〜０．０１００％］
Ｔｉ（チタン）は、地鉄中のＣ、Ｎ、Ｏなどと結合してＴｉＮ、ＴｉＣ、Ｔｉ酸化物などの微小析出物を形成し、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。
よって、Ｔｉは、精錬コストを考慮し、０．０００５％〜０．０１００％とする。
Ｔｉの含有量は、好ましくは、０．０００８％以上０．００８０％以下であり、より好ましくは、０．００１０％以上０．００６０％以下である。
Ｔｉ（チタン）は、地鉄中のＣ、Ｎ、Ｏなどと結合してＴｉＮ、ＴｉＣ、Ｔｉ酸化物などの微小析出物を形成し、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。
よって、Ｔｉは、精錬コストを考慮し、０．０００５％〜０．０１００％とする。
Ｔｉの含有量は、好ましくは、０．０００８％以上０．００８０％以下であり、より好ましくは、０．００１０％以上０．００６０％以下である。
［Ｃａ：０．０００５％〜０．０１００％］
Ｃａは、硫化物または酸硫化物としてＳを固定し、ＭｎＳ等の微細析出を回避し、磁壁の移動をスムーズにし、鉄損を低下させる効果を有する元素である。かかる効果を発揮するためには、０．０００５％以上のＣａを含有させる必要がある。よって、Ｃａの含有量は、０．０００５％以上とする。
一方、Ｃａの含有量が０．０１００％を超える場合には、硫化物または酸硫化物自体が過剰となり、鉄損が悪化する傾向にある。よって、Ｃａの含有量は、０．０１００％以下とする。
Ｃａの含有量は、好ましくは、０．００１０％以上０．００８０％以下であり、より好ましくは、０．００１５％以上０．００６０％以下である。
Ｃａは、硫化物または酸硫化物としてＳを固定し、ＭｎＳ等の微細析出を回避し、磁壁の移動をスムーズにし、鉄損を低下させる効果を有する元素である。かかる効果を発揮するためには、０．０００５％以上のＣａを含有させる必要がある。よって、Ｃａの含有量は、０．０００５％以上とする。
一方、Ｃａの含有量が０．０１００％を超える場合には、硫化物または酸硫化物自体が過剰となり、鉄損が悪化する傾向にある。よって、Ｃａの含有量は、０．０１００％以下とする。
Ｃａの含有量は、好ましくは、０．００１０％以上０．００８０％以下であり、より好ましくは、０．００１５％以上０．００６０％以下である。
［Ｍｇ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ及びＣｄからなる群から選択された一種以上：総計０．０００５％〜０．０２００％］
Ｍｇ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ及びＣｄは、硫化物または酸硫化物としてＳを固定し、ＭｎＳ等の微細析出を回避し、磁壁の移動をスムーズにし、鉄損を低下させる効果を有する。そのため、これら特定元素から選択される１種以上を含有する必要がある。かかる効果を発揮するには、特定元素群から選択される１種以上の含有量を総計で、０．０００５％以上とする。
一方、特定元素群から選択される少なくとも１種の含有量が総計で０．０２００％を超える場合には、硫化物または酸硫化物自体が過剰となり、鉄損が悪化する。そのため、特定元素群から選択される少なくとも１種の含有量は、総計で０．０１００％以下とすることする。
特定元素群から選択される１種以上の含有量は、総計で、好ましくは、０．００１０％以上０．０１５０％以下であり、更に好ましくは、０．００２０％以上０．０１００％以下である。
Ｍｇ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ及びＣｄは、硫化物または酸硫化物としてＳを固定し、ＭｎＳ等の微細析出を回避し、磁壁の移動をスムーズにし、鉄損を低下させる効果を有する。そのため、これら特定元素から選択される１種以上を含有する必要がある。かかる効果を発揮するには、特定元素群から選択される１種以上の含有量を総計で、０．０００５％以上とする。
一方、特定元素群から選択される少なくとも１種の含有量が総計で０．０２００％を超える場合には、硫化物または酸硫化物自体が過剰となり、鉄損が悪化する。そのため、特定元素群から選択される少なくとも１種の含有量は、総計で０．０１００％以下とすることする。
特定元素群から選択される１種以上の含有量は、総計で、好ましくは、０．００１０％以上０．０１５０％以下であり、更に好ましくは、０．００２０％以上０．０１００％以下である。
また、強力な硫化物形成元素であるＣａおよび上記特定元素群の含有は、熱処理の過程において鋼板表面を純化し、鋼板の酸化挙動に影響を及ぼすと考えられ、本発明においては後述する緻密なＣｒ酸化物層を好ましく形成するように作用する。
［残部］
無方向性電磁鋼板の残部は、Ｆｅおよび不純物である。ここで、不純物とは、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。さらに、不純物は、意図的に含有させた成分であっても、鋼板の性能に影響を与えない範囲の量で含有する成分も含む。
無方向性電磁鋼板の残部は、Ｆｅおよび不純物である。ここで、不純物とは、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。さらに、不純物は、意図的に含有させた成分であっても、鋼板の性能に影響を与えない範囲の量で含有する成分も含む。
［（式１） １０．００％≦２［Ｓｉ］＋２［Ａｌ］＋［Ｃｒ］＜１５．００％］
Ｓｉの含有量（質量％）を［Ｓｉ］、Ａｌの含有量（質量％）を［Ａｌ］、Ｃｒの含有量（質量％）を［Ｃｒ］としたときに下記式１の条件を満たすようにする。
１０．００％≦２［Ｓｉ］＋２［Ａｌ］＋［Ｃｒ］＜１５．００％ （式１）
２［Ｓｉ］＋２［Ａｌ］＋［Ｃｒ］が１０％未満では、３０００Ｈｚの鉄損が大きくなりすぎる。一方で、１５．００％を超えると、鋼板の飽和磁束密度が著しく低下し、磁束密度Ｂ５０の低下が顕著となる。なお、Ｃｒに対してＳｉおよびＡｌの比重を２倍としているのは、Ｃｒでは効果代が小さいことに基づいている。
また、強力な酸化物形成元素であるＳｉおよびＡｌとの合計含有量の制御は、後述する緻密なＣｒ酸化物層を好ましく形成するためにも必要である。
Ｓｉの含有量（質量％）を［Ｓｉ］、Ａｌの含有量（質量％）を［Ａｌ］、Ｃｒの含有量（質量％）を［Ｃｒ］としたときに下記式１の条件を満たすようにする。
１０．００％≦２［Ｓｉ］＋２［Ａｌ］＋［Ｃｒ］＜１５．００％ （式１）
２［Ｓｉ］＋２［Ａｌ］＋［Ｃｒ］が１０％未満では、３０００Ｈｚの鉄損が大きくなりすぎる。一方で、１５．００％を超えると、鋼板の飽和磁束密度が著しく低下し、磁束密度Ｂ５０の低下が顕著となる。なお、Ｃｒに対してＳｉおよびＡｌの比重を２倍としているのは、Ｃｒでは効果代が小さいことに基づいている。
また、強力な酸化物形成元素であるＳｉおよびＡｌとの合計含有量の制御は、後述する緻密なＣｒ酸化物層を好ましく形成するためにも必要である。
［（式２） （２［Ａｌ］＋［Ｃｒ］）／２［Ｓｉ］−１０ｔ２≦０．３５］
Ｓｉの含有量（質量％）を［Ｓｉ］、Ａｌの含有量（質量％）を［Ａｌ］、Ｃｒの含有量（質量％）を［Ｃｒ］、製品の板厚をｔ（ｍｍ）としたときに下記式２の条件を満たすようにする。
（２［Ａｌ］＋［Ｃｒ］）／２［Ｓｉ］−１０ｔ２≦０．３５ （式２）
本発明者らが実験を重ねた結果、Ｓｉ含有量を多くしても、ヒステリシス損はそれほど劣化しないが、ＡｌおよびＣｒの含有量を多くすると、ヒステリシス損が急激に劣化することが分かった。その結果、同等の固有抵抗および板厚であっても、すなわち同等の渦電流損であっても、（２［Ａｌ］＋［Ｃｒ］）／２［Ｓｉ］の比率が大きくなると鉄損が劣化すること、すなわちヒステリシス損が劣化することを見出した。
また、さらなる実験の結果、ヒステリシス損の比率が増加する低周波数の領域、或いは高周波数の領域でも板厚が小さくなり、渦電流損が低減するとこの傾向がより顕著になった。渦電流損は周波数の２乗と板厚の２乗に比例し、ヒステリシス損は周波数の１乗に比例するが板厚に依存しないものと考えられ、実験データに基づき、式２を導出した。
また、より低周波数の領域（例えば、４００Ｈｚ）で鉄損を良好にするためには、さらに以下の式の条件を満たすようにすることが好ましい。
（２［Ａｌ］＋［Ｃｒ］）／２［Ｓｉ］−５ｔ２≦０．３５
また、強力な酸化物形成元素であるＳｉおよびＡｌとのバランスの制御は、後述する緻密なＣｒ酸化物層をより好ましく形成するために好ましい条件となる。
Ｓｉの含有量（質量％）を［Ｓｉ］、Ａｌの含有量（質量％）を［Ａｌ］、Ｃｒの含有量（質量％）を［Ｃｒ］、製品の板厚をｔ（ｍｍ）としたときに下記式２の条件を満たすようにする。
（２［Ａｌ］＋［Ｃｒ］）／２［Ｓｉ］−１０ｔ２≦０．３５ （式２）
本発明者らが実験を重ねた結果、Ｓｉ含有量を多くしても、ヒステリシス損はそれほど劣化しないが、ＡｌおよびＣｒの含有量を多くすると、ヒステリシス損が急激に劣化することが分かった。その結果、同等の固有抵抗および板厚であっても、すなわち同等の渦電流損であっても、（２［Ａｌ］＋［Ｃｒ］）／２［Ｓｉ］の比率が大きくなると鉄損が劣化すること、すなわちヒステリシス損が劣化することを見出した。
また、さらなる実験の結果、ヒステリシス損の比率が増加する低周波数の領域、或いは高周波数の領域でも板厚が小さくなり、渦電流損が低減するとこの傾向がより顕著になった。渦電流損は周波数の２乗と板厚の２乗に比例し、ヒステリシス損は周波数の１乗に比例するが板厚に依存しないものと考えられ、実験データに基づき、式２を導出した。
また、より低周波数の領域（例えば、４００Ｈｚ）で鉄損を良好にするためには、さらに以下の式の条件を満たすようにすることが好ましい。
（２［Ａｌ］＋［Ｃｒ］）／２［Ｓｉ］−５ｔ２≦０．３５
また、強力な酸化物形成元素であるＳｉおよびＡｌとのバランスの制御は、後述する緻密なＣｒ酸化物層をより好ましく形成するために好ましい条件となる。
［（式３）Ｒ＝９．９＋１２．４×[Ｓｉ]＋１０．０×[Ａｌ]＋６．６×[Ｍｎ]＋５．０×[Ｃｒ]：６４．００以上］
Ｓｉの含有量（質量％）を［Ｓｉ］、Ａｌの含有量（質量％）を［Ａｌ］、Ｍｎの含有量（質量％）を［Ｍｎ］、Ｃｒの含有量（質量％）を［Ｃｒ］としたときに下記式３で表されるＲは、６４．００以上であることが好ましい。
Ｒ＝９．９＋１２．４×[Ｓｉ]＋１０．０×[Ａｌ]＋６．６×[Ｍｎ]＋５．０×[Ｃｒ] （式３）
Ｓｉの含有量（質量％）を［Ｓｉ］、Ａｌの含有量（質量％）を［Ａｌ］、Ｍｎの含有量（質量％）を［Ｍｎ］、Ｃｒの含有量（質量％）を［Ｃｒ］としたときに下記式３で表されるＲは、６４．００以上であることが好ましい。
Ｒ＝９．９＋１２．４×[Ｓｉ]＋１０．０×[Ａｌ]＋６．６×[Ｍｎ]＋５．０×[Ｃｒ] （式３）
ここで、Ｓｉ量、Ａｌ量、Ｍｎ量およびＣｒ量を増加させると、上述のように、固有抵抗が増加し、渦電流損が低下する。一方で、Ｓｉは、Ａｌ、ＭｎおよびＣｒに比べて、鋼板を脆化させ易いので、比較的脆化させにくいＣｒ量を増加させて固有抵抗を高くすることが良い。
そのため、固有抵抗を増加させ、より低鉄損化する観点から、Ｒ値（＝９．９＋１２．４×[Ｓｉ]＋１０．０×[Ａｌ]＋６．６×[Ｍｎ]＋５．０×[Ｃｒ]）を、６４．００以上とすることが好ましく、６６．００以上とすることがより好ましい。
一方、Ｓｉ量、Ａｌ量およびＭｎ量が過度に増加すると、鋼板が脆化する傾向が高まる。また、Ｓｉ量、Ａｌ量、Ｍｎ量およびＣｒ量が過度に増加すると、飽和磁束密度が著しく低下し、磁束密度Ｂ５０の低下が顕著になる。そのため、Ｒ値は、８５．００以下が好ましく、８０．００以下がより好ましい。
なお、Ｍｎは、ＳｉおよびＡｌに次ぐ強力な酸化物形成元素でもあるため、Ｍｎも含めた含有量の制御は、後述する緻密なＣｒ酸化物層を好ましく形成するためにも必要である。
そのため、固有抵抗を増加させ、より低鉄損化する観点から、Ｒ値（＝９．９＋１２．４×[Ｓｉ]＋１０．０×[Ａｌ]＋６．６×[Ｍｎ]＋５．０×[Ｃｒ]）を、６４．００以上とすることが好ましく、６６．００以上とすることがより好ましい。
一方、Ｓｉ量、Ａｌ量およびＭｎ量が過度に増加すると、鋼板が脆化する傾向が高まる。また、Ｓｉ量、Ａｌ量、Ｍｎ量およびＣｒ量が過度に増加すると、飽和磁束密度が著しく低下し、磁束密度Ｂ５０の低下が顕著になる。そのため、Ｒ値は、８５．００以下が好ましく、８０．００以下がより好ましい。
なお、Ｍｎは、ＳｉおよびＡｌに次ぐ強力な酸化物形成元素でもあるため、Ｍｎも含めた含有量の制御は、後述する緻密なＣｒ酸化物層を好ましく形成するためにも必要である。
（無方向性電磁鋼板の金属組織等）
次に、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板の金属組織について説明する。
次に、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板の金属組織について説明する。
［Ｃｒ酸化物を含む層の厚さ：０．０１μｍ以上０．５μｍ以下］
適切な熱処理条件において形成されるＣｒ酸化物は非常に緻密な構造を有し、鋼板表面に形成されるとその後の酸素の侵入を防止し、ＳｉおよびＡｌの内部酸化を抑制すると考えられる。鋼板中のＳｉおよびＡｌは酸化されやすいため、高温で酸素が鋼板中に拡散して内部酸化が生じると、磁壁移動を妨げてヒステリシス損を劣化させる。さらに、内部酸化が生じると、非磁性である酸化層が存在することにより磁束を通すことのできる実効的な断面積を減少させて磁束密度を上げてしまい、渦電流損も劣化させる。また、高周波では表皮効果により磁束が鋼板表層近傍に集中するため、前記の影響はより顕著になる。
これらの効果を好ましく得るためには、式１および式２で規定されるＳｉおよびＡｌ含有量、さらに式３で規定されるＭｎ含有量とのバランス、さらにＣａ等の強力な硫化物形成元素の適量の含有が必要となる。
適切な熱処理条件において形成されるＣｒ酸化物は非常に緻密な構造を有し、鋼板表面に形成されるとその後の酸素の侵入を防止し、ＳｉおよびＡｌの内部酸化を抑制すると考えられる。鋼板中のＳｉおよびＡｌは酸化されやすいため、高温で酸素が鋼板中に拡散して内部酸化が生じると、磁壁移動を妨げてヒステリシス損を劣化させる。さらに、内部酸化が生じると、非磁性である酸化層が存在することにより磁束を通すことのできる実効的な断面積を減少させて磁束密度を上げてしまい、渦電流損も劣化させる。また、高周波では表皮効果により磁束が鋼板表層近傍に集中するため、前記の影響はより顕著になる。
これらの効果を好ましく得るためには、式１および式２で規定されるＳｉおよびＡｌ含有量、さらに式３で規定されるＭｎ含有量とのバランス、さらにＣａ等の強力な硫化物形成元素の適量の含有が必要となる。
以上のことを考慮し、鋼板の表面に形成されるＣｒ酸化層の厚さは０．０１μｍ以上０．５μｍ以下となるようにする。Ｃｒ酸化層の厚さが０．０１μｍ未満では、酸素の侵入を防止してＳｉおよびＡｌの内部酸化を抑制する効果が不十分である。また、Ｃｒ酸化層の厚さが０．５μｍを超えると、磁気特性への悪影響が出始める。冷間圧延後の仕上焼鈍における酸素ポテンシャルが十分に低い場合、Ｃｒ酸化層は薄く緻密な構造の外部酸化膜を形成するが、酸素ポテンシャルが高い場合、外部酸化膜ではなく厚く疎で酸素を通し易い内部酸化層を形成する。鋼中のＣｒ含有量を低減すると、外部酸化膜を形成する酸素ポテンシャルの上限は低下する。特に仕上焼鈍の昇温時の酸素ポテンシャルが重要であり、Ｃｒ酸化層の厚みを０．０１μｍ以上０．５μｍ以下にするには、冷間圧延後の仕上焼鈍において、その焼鈍全体を低酸素ポテンシャルにするとともに、昇温時においても低酸素ポテンシャルにする。例えば、Ｃｒを２％以上含有する鋼を焼鈍する場合、昇温時の３００℃〜５００℃をＰＨ２Ｏ/ＰＨ２≦５×１０−２にし、Ｃｒ含有量が０．３％の鋼を焼鈍する場合、昇温時の３００℃〜５００℃をＰＨ２Ｏ/ＰＨ２≦１０−２にする。
なお、ＰＨ２Ｏ/ＰＨ２は、Ｈ２Ｏ分圧とＨ２分圧との比である。
なお、ＰＨ２Ｏ/ＰＨ２は、Ｈ２Ｏ分圧とＨ２分圧との比である。
［｛１００｝面強度：２．４以上］
｛１００｝面強度（インバースポールフィギュアの｛１００｝面強度）は、２．４以上である。
｛１００｝面強度（インバースポールフィギュアの｛１００｝面強度）は、２．４以上である。
ここで、｛１００｝近傍の結晶方位は、磁束密度向上に寄与する集合組織である。上述のように、Ｓｉ量およびＭｎ量を増加すると、飽和磁束密度が低下するが、｛１００｝面強度を高めると、磁束密度Ｂ５０（励磁磁化力５０００Ａ／ｍで鋼板を磁化した時に鋼板に発生する磁束密度）が向上する。かかる高磁束密度化を実現するためには、２．４以上の｛１００｝面強度が必要である。よって、インバースポールフィギュアの｛１００｝面強度は、２．４以上とする。
｛１００｝面強度は強いほど磁気特性が良好であり、上限は規定する必要がない。
高磁束密度化の観点から、インバースポールフィギュアの｛１００｝面強度は、３．５以上が好ましく、３．８以上がより好ましい。
｛１００｝面強度は強いほど磁気特性が良好であり、上限は規定する必要がない。
高磁束密度化の観点から、インバースポールフィギュアの｛１００｝面強度は、３．５以上が好ましく、３．８以上がより好ましい。
［｛１００｝方位粒の面積率：１８％以上］
｛１００｝方位粒の面積率（電子線後方散乱回折（ＥＢＳＤ）で測定した際の｛１００｝方位（裕度２０°以内）の結晶方位を有する結晶粒の全視野に対する面積率）は、１８％以上である。
｛１００｝方位粒の面積率（電子線後方散乱回折（ＥＢＳＤ）で測定した際の｛１００｝方位（裕度２０°以内）の結晶方位を有する結晶粒の全視野に対する面積率）は、１８％以上である。
ここで、上記同様に、｛１００｝近傍の結晶方位は、磁束密度向上に寄与する集合組織である。上述のように、Ｓｉ量およびＭｎ量を増加すると、飽和磁束密度が低下するが、｛１００｝方位粒の面積率の存在確率を高めると、磁束密度Ｂ５０が向上する。かかる高磁束密度化を実現するためには、｛１００｝方位粒の面積率で１８％必要である。よって、｛１００｝方位粒の面積率は、１８％以上とする。
｛１００｝単結晶の｛１００｝面積率は１００％であり、｛１００｝面積率は高いほど磁気特性が良好であり、上限は規定する必要がない。
高磁束密度化の観点から、｛１００｝方位粒の面積率は、２０％以上が好ましく、２２％以上がより好ましい。
｛１００｝単結晶の｛１００｝面積率は１００％であり、｛１００｝面積率は高いほど磁気特性が良好であり、上限は規定する必要がない。
高磁束密度化の観点から、｛１００｝方位粒の面積率は、２０％以上が好ましく、２２％以上がより好ましい。
［板厚］
板厚は、０．１０ｍｍ〜０．３０ｍｍである。板厚が薄すぎると、冷間圧延が難しくなり、工業生産ができなくなる。一方、板厚が厚すぎると、渦電流損が多くなり、鉄損が劣化する。そのため、板厚は、０．１０ｍｍ〜０．３０ｍｍとする。板厚は、好ましくは０．２０ｍｍ〜０．２７ｍｍである。
板厚は、０．１０ｍｍ〜０．３０ｍｍである。板厚が薄すぎると、冷間圧延が難しくなり、工業生産ができなくなる。一方、板厚が厚すぎると、渦電流損が多くなり、鉄損が劣化する。そのため、板厚は、０．１０ｍｍ〜０．３０ｍｍとする。板厚は、好ましくは０．２０ｍｍ〜０．２７ｍｍである。
［平均結晶粒径］
第一の実施形態に係る電磁鋼板の平均結晶粒径は５５μｍ〜２００μｍである。結晶粒径が微細化するとヒステリシス損が劣化し、５５μｍ未満ではヒステリシス損の劣化が顕著となり、ステータコア用無方向性電磁鋼板に要求される低鉄損が実現できなくなるため、下限を５５μｍとする。平均結晶粒径が２００μ超になると異常渦電流損が増加し、ステータコア用無方向性電磁鋼板に要求される低鉄損が実現できなくなるため、上限を２００μｍとする。平均結晶粒径は、好ましくは６０μｍ〜１５０μｍである。
第一の実施形態に係る電磁鋼板の平均結晶粒径は５５μｍ〜２００μｍである。結晶粒径が微細化するとヒステリシス損が劣化し、５５μｍ未満ではヒステリシス損の劣化が顕著となり、ステータコア用無方向性電磁鋼板に要求される低鉄損が実現できなくなるため、下限を５５μｍとする。平均結晶粒径が２００μ超になると異常渦電流損が増加し、ステータコア用無方向性電磁鋼板に要求される低鉄損が実現できなくなるため、上限を２００μｍとする。平均結晶粒径は、好ましくは６０μｍ〜１５０μｍである。
一方、第二の実施形態に係る電磁鋼板の平均結晶粒径は、２０μｍ以下である。結晶粒が粗大化すると、強度が低下する。そのため、平均結晶粒径は、２０μｍ以下とする。平均粒径の下限は特に限定する必要はなく、１００％未再結晶組織でもよい。再結晶粒が観察されない場合、本発明で規定する平均結晶粒径は０（ゼロ）μｍであるものとする。ただし、結晶粒が過度に微細化し、平均結晶粒径が小さすぎると、鋼成分、熱間圧延および冷間圧延の条件によっては製品鋼板の板形状が悪くなり、打抜き時の形状精度が低下する懸念を生じることがあるため、平均結晶粒径は１０μｍ以上とすることが好ましい。鋼板の高強度化を含めた発明効果の発現、および打抜き時の形状精度を高いレベルで両立するための観点から、平均結晶粒径は、好ましくは１３μｍ〜１７μｍである。
なお、第二の実施形態に係る電磁鋼板を７５０℃で１２０分焼鈍した後の平均結晶粒径は、５５μｍ〜２００μｍとする。結晶粒が粗大化せず、平均結晶粒径が小さすぎると、ユーザーで鋼板を打抜き、積層してモータコアを製作した後、歪取りの目的で高温（例えば７５０〜８５０℃、６０〜１８０分）焼鈍した際の鉄損が十分に向上しない。一方、結晶粒が過度に粗大化し、平均結晶粒径が大きくなりすぎると、ユーザーで鋼板を打抜き、積層してモータコアを製作した後、歪取りの目的で高温（例えば７５０〜８５０℃、６０〜１８０分）焼鈍した際の渦電流損が悪化する。そのため、第二の実施形態に係る電磁鋼板を７５０℃で１２０分焼鈍した後の平均結晶粒径は、５５μｍ〜２００μｍとする。平均結晶粒径は、好ましくは６０μｍ〜１５０μｍである。
［｛４１１｝方位粒の面積率：７０％以上］
｛４１１｝方位粒の面積率（電子線後方散乱回折（ＥＢＳＤ）で測定した際の｛４１１｝方位（裕度２０°以内）の結晶方位を有する結晶粒の全視野に対する面積率）は、７０％以上であることが好ましい。
さらに、無方向性電磁鋼板の磁気特性を向上させ、低鉄損および高磁束密度を実現するには、磁気特性に優位な｛４１１｝方位粒の存在確率を高めることが良い。そのため、｛４１１｝方位粒の面積率は、７０％以上が好ましく、８０％以上がより好ましい。なお、｛４１１｝方位粒の面積率は高い程好ましいが、製造上の観点から、｛４１１｝方位粒の面積率の上限は、例えば９５％以下である。
｛４１１｝方位粒の面積率（電子線後方散乱回折（ＥＢＳＤ）で測定した際の｛４１１｝方位（裕度２０°以内）の結晶方位を有する結晶粒の全視野に対する面積率）は、７０％以上であることが好ましい。
さらに、無方向性電磁鋼板の磁気特性を向上させ、低鉄損および高磁束密度を実現するには、磁気特性に優位な｛４１１｝方位粒の存在確率を高めることが良い。そのため、｛４１１｝方位粒の面積率は、７０％以上が好ましく、８０％以上がより好ましい。なお、｛４１１｝方位粒の面積率は高い程好ましいが、製造上の観点から、｛４１１｝方位粒の面積率の上限は、例えば９５％以下である。
［｛１１１｝方位粒の面積率：２５％以下］
｛１１１｝方位粒の面積率（電子線後方散乱回折（ＥＢＳＤ）で測定した際の｛１１１｝｝方位（裕度２０°以内）の結晶方位を有する結晶粒の全視野に対する面積率）は、２５％以下であることが好ましい。
さらに、無方向性電磁鋼板の磁気特性を向上させ、低鉄損および高磁束密度を実現するには、磁気特性に劣位な｛１１１｝方位粒の存在確率を低減することが良い。そのため、｛１１１｝方位粒の面積率は、２５％以下が好ましく、１５％以下がより好ましく、１０％以下がさらに好ましい。なお、｛１１１｝方位粒の面積率は０％が最も好ましいが、製造上の観点から、｛１１１｝方位粒の面積率の下限は、例えば５％以上である。
｛１１１｝方位粒の面積率（電子線後方散乱回折（ＥＢＳＤ）で測定した際の｛１１１｝｝方位（裕度２０°以内）の結晶方位を有する結晶粒の全視野に対する面積率）は、２５％以下であることが好ましい。
さらに、無方向性電磁鋼板の磁気特性を向上させ、低鉄損および高磁束密度を実現するには、磁気特性に劣位な｛１１１｝方位粒の存在確率を低減することが良い。そのため、｛１１１｝方位粒の面積率は、２５％以下が好ましく、１５％以下がより好ましく、１０％以下がさらに好ましい。なお、｛１１１｝方位粒の面積率は０％が最も好ましいが、製造上の観点から、｛１１１｝方位粒の面積率の下限は、例えば５％以上である。
［引張強度］
第二の実施形態に係る電磁鋼板の引張強度は、６００ＭＰａ以上が好ましい。引張強度が上記範囲であると、ロータ用無方向性電磁鋼板として適する鋼板となる。引張強度は、６００ＭＰａ〜８００ＭＰａがより好ましく、６５０ＭＰａ〜８００ＭＰａがさらに好ましい。
引張強度が６００ＭＰａに満たないと、ロータコアの変形を十分に抑制できない。ただし、引張強度が８５０ＭＰａを超えると、打抜きが困難になり、形状精度を得ることが難しくなることがある。そのため、引張強度の上限は８５０ＭＰａ以下が好ましい。
第二の実施形態に係る電磁鋼板の引張強度は、６００ＭＰａ以上が好ましい。引張強度が上記範囲であると、ロータ用無方向性電磁鋼板として適する鋼板となる。引張強度は、６００ＭＰａ〜８００ＭＰａがより好ましく、６５０ＭＰａ〜８００ＭＰａがさらに好ましい。
引張強度が６００ＭＰａに満たないと、ロータコアの変形を十分に抑制できない。ただし、引張強度が８５０ＭＰａを超えると、打抜きが困難になり、形状精度を得ることが難しくなることがある。そのため、引張強度の上限は８５０ＭＰａ以下が好ましい。
［その他］
本実施形態に係る無方向性電磁鋼板は、片面又は両面に絶縁被膜を有していてもよい。
無方向性電磁鋼板の磁気特性を向上させるためには、鉄損を低減することが重要である。鉄損は、渦電流損とヒステリシス損とから構成されている。無方向性電磁鋼板の表面に絶縁被膜を設けることで、鉄心として積層された無方向性電磁鋼板間の導通を抑制して鉄心の渦電流損を低減することが可能となり、無方向性電磁鋼板の実用的な磁気特性を更に向上させることが可能となる。
本実施形態に係る無方向性電磁鋼板は、片面又は両面に絶縁被膜を有していてもよい。
無方向性電磁鋼板の磁気特性を向上させるためには、鉄損を低減することが重要である。鉄損は、渦電流損とヒステリシス損とから構成されている。無方向性電磁鋼板の表面に絶縁被膜を設けることで、鉄心として積層された無方向性電磁鋼板間の導通を抑制して鉄心の渦電流損を低減することが可能となり、無方向性電磁鋼板の実用的な磁気特性を更に向上させることが可能となる。
ここで、絶縁被膜は、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。
絶縁被膜の付着量は、特に限定するものではないが、例えば、片面あたり０．１ｇ／ｍ２以上２．０ｇ／ｍ２以下程度とすることが好ましく、片面あたり０．２ｇ／ｍ２以上１．８ｇ／ｍ２以下とすることが更に好ましい。かかる付着量となるように絶縁被膜を形成することで、優れた均一性を保持することが可能となる。なお、かかる絶縁被膜の付着量を、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る。
なお、絶縁被膜の付着量は、例えば、絶縁被膜を形成した無方向性電磁鋼板を熱アルカリ溶液に浸漬することで絶縁被膜のみを除去し、絶縁被膜の除去前後の質量差から算出することが可能である。
なお、絶縁被膜の付着量は、例えば、絶縁被膜を形成した無方向性電磁鋼板を熱アルカリ溶液に浸漬することで絶縁被膜のみを除去し、絶縁被膜の除去前後の質量差から算出することが可能である。
次に、各種測定方法について説明する。
［｛１００｝面強度］
｛１００｝面強度は、次の通り測定する。
例えば、通常のＸ線回折プロファイルから、各結晶面の回折の積分強度をランダム方位材料における理想強度比と比較することにより、面配向性を求めることができる。測定は、例えばリガク製試料水平型強力Ｘ線回折装置ＲＩＮＴ-ＴＴＲ３や粉末Ｘ線回折装置ＲＩＮＴ−２０００を用いて行うことができるが、測定結果は本質的には測定機器に依存するものではない。
｛１００｝面強度は、次の通り測定する。
例えば、通常のＸ線回折プロファイルから、各結晶面の回折の積分強度をランダム方位材料における理想強度比と比較することにより、面配向性を求めることができる。測定は、例えばリガク製試料水平型強力Ｘ線回折装置ＲＩＮＴ-ＴＴＲ３や粉末Ｘ線回折装置ＲＩＮＴ−２０００を用いて行うことができるが、測定結果は本質的には測定機器に依存するものではない。
［各方位粒の面積率］
各方位粒の面積率（｛１００｝方位粒、｛４１１｝方位粒、｛１１１｝方位粒）は、次の通り測定する。
ＯＩＭアナリシス（ＴＳＬ社製）を用いて、下記測定条件で観察した走査型電子顕微鏡による観察視野の中から、目的とする各方位粒の面積率を抽出（トレランスは２０°に設定）する。その抽出した面積を、観察視野の面積で割り、百分率を求める。この百分率を各方位粒の面積率とする。
各方位粒の面積率（｛１００｝方位粒、｛４１１｝方位粒、｛１１１｝方位粒）は、次の通り測定する。
ＯＩＭアナリシス（ＴＳＬ社製）を用いて、下記測定条件で観察した走査型電子顕微鏡による観察視野の中から、目的とする各方位粒の面積率を抽出（トレランスは２０°に設定）する。その抽出した面積を、観察視野の面積で割り、百分率を求める。この百分率を各方位粒の面積率とする。
なお、各方位粒の面積率を求める測定条件の詳細は、次の通りである。
・測定装置：電子線後方散乱回折装置付き走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ−ＥＢＳＤ）「ＳＥＭの型番ＪＳＭ−６４００（ＪＥＯＬ社製）ＥＢＳＤ検出器は型番「ＨＩＫＡＲＩ」（ＴＳＬ社製）を使用」
・ステップ間隔：２μｍ
・測定対象：鋼板のＺ面（板厚方向に鋼板を切断した切断面）の中心層（板厚１／２部）
・測定領域：８０００μｍ×２４００μｍの領域
・粒界：結晶方位の角度差が１５°以上（角度差が１５°未満の連続する領域を一つの結晶粒とする）
・測定装置：電子線後方散乱回折装置付き走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ−ＥＢＳＤ）「ＳＥＭの型番ＪＳＭ−６４００（ＪＥＯＬ社製）ＥＢＳＤ検出器は型番「ＨＩＫＡＲＩ」（ＴＳＬ社製）を使用」
・ステップ間隔：２μｍ
・測定対象：鋼板のＺ面（板厚方向に鋼板を切断した切断面）の中心層（板厚１／２部）
・測定領域：８０００μｍ×２４００μｍの領域
・粒界：結晶方位の角度差が１５°以上（角度差が１５°未満の連続する領域を一つの結晶粒とする）
［平均結晶粒径］
上記面積率を求める際のデータにおいて、各結晶粒の面積と等しくなる円の直径を各結晶粒の結晶粒径とする。そして、測定領域内で結晶粒と認識された（ＥＢＳＤの菊池線パターンにより結晶方位が特定できた）すべての結晶粒についての結晶粒径の算術平均を本発明で規定する平均結晶粒径とする。なお、ＥＢＳＤの菊池線パターンが不明瞭で結晶方位が特定できない領域は未再結晶組織と判断する。測定領域すべてで結晶方位が特定できない場合が完全未再結晶組織であり、本発明ではこの場合の平均結晶粒径は０（ゼロ）μｍと判定する。
上記面積率を求める際のデータにおいて、各結晶粒の面積と等しくなる円の直径を各結晶粒の結晶粒径とする。そして、測定領域内で結晶粒と認識された（ＥＢＳＤの菊池線パターンにより結晶方位が特定できた）すべての結晶粒についての結晶粒径の算術平均を本発明で規定する平均結晶粒径とする。なお、ＥＢＳＤの菊池線パターンが不明瞭で結晶方位が特定できない領域は未再結晶組織と判断する。測定領域すべてで結晶方位が特定できない場合が完全未再結晶組織であり、本発明ではこの場合の平均結晶粒径は０（ゼロ）μｍと判定する。
［Ｃｒ酸化層の厚さ］
Ｃｒ酸化層（Ｃｒ酸化物を含む層）の厚さは、次の通り測定する。
まず、鋼板断面を現出させ、エッチングせずにＳＥＭ観察し、エネルギー分散型Ｘ線分析（ＥＤＳ）して、地鉄よりＣｒとＯ濃度の高い領域を、Ｃｒ酸化層と特定する。
そして、観察した５個所のＣｒ酸化層の厚さを測定し、その算術平均をＣｒ酸化層の厚さとする。なお、Ｃｒ酸化層の厚さ測定には、電子線マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）やオージェ電子分光（ＡＥＳ）を用いてもよい。
Ｃｒ酸化層（Ｃｒ酸化物を含む層）の厚さは、次の通り測定する。
まず、鋼板断面を現出させ、エッチングせずにＳＥＭ観察し、エネルギー分散型Ｘ線分析（ＥＤＳ）して、地鉄よりＣｒとＯ濃度の高い領域を、Ｃｒ酸化層と特定する。
そして、観察した５個所のＣｒ酸化層の厚さを測定し、その算術平均をＣｒ酸化層の厚さとする。なお、Ｃｒ酸化層の厚さ測定には、電子線マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）やオージェ電子分光（ＡＥＳ）を用いてもよい。
［引張強度］
引張強度は、引張試験をＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１）に準拠して測定する。
引張強度は、引張試験をＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１）に準拠して測定する。
次に、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板の製造方法の一例について説明する。
本実施形態に係る無方向性電磁鋼板の製造方法としては、次の（１）ストリップキャスティング法、（２）薄スラブ連続鋳造法、（３）潤滑熱延法、（４）高温熱延板焼鈍＋冷延強圧下法、（５）複数回冷延法などが挙げられる。
（１）ストリップキャスティング法
ストリップキャスティング法は、次の通り、無方向性電磁鋼板を製造する。
まず、製鋼工程で、ストリップキャスティングにより直接１〜３ｍｍ厚さの熱延コイルを製造する。
ストリップキャスティングでは、溶鋼を水冷した１対のロール間で急速に冷却することで、直接熱延コイル相当厚さの鋼板を得ることができる。その際、水冷ロールに接触している鋼板最表面と溶鋼との温度差を十分に高めてやることで、表面で凝固した結晶粒が鋼板垂直方向に成長し、柱状晶を形成する。
ＢＣＣ構造を持つ鋼では、柱状晶は｛１００｝面が鋼板面に平行になるように成長する。｛１００｝面強度が増加し、｛１００｝方位粒の存在確率が高まる。そして、変態、加工又は再結晶で、｛１００｝面からなるべく変化させないことが重要である。具体的には、フェライト促進元素であるＳｉを含有させ、オーステナイト促進元素であるＭｎの含有量を制限することで、高温でのオーステナイト相生成を経ずに、凝固直後から室温までをフェライト単相とすることが重要である。
オーステナイト−フェライト変態が生じても一部｛１００｝面は維持されるが、ＳｉおよびＭｎの含有量を上記範囲に調整して、オーステナイト−フェライト変態の生じない成分系とする。
ストリップキャスティング法は、次の通り、無方向性電磁鋼板を製造する。
まず、製鋼工程で、ストリップキャスティングにより直接１〜３ｍｍ厚さの熱延コイルを製造する。
ストリップキャスティングでは、溶鋼を水冷した１対のロール間で急速に冷却することで、直接熱延コイル相当厚さの鋼板を得ることができる。その際、水冷ロールに接触している鋼板最表面と溶鋼との温度差を十分に高めてやることで、表面で凝固した結晶粒が鋼板垂直方向に成長し、柱状晶を形成する。
ＢＣＣ構造を持つ鋼では、柱状晶は｛１００｝面が鋼板面に平行になるように成長する。｛１００｝面強度が増加し、｛１００｝方位粒の存在確率が高まる。そして、変態、加工又は再結晶で、｛１００｝面からなるべく変化させないことが重要である。具体的には、フェライト促進元素であるＳｉを含有させ、オーステナイト促進元素であるＭｎの含有量を制限することで、高温でのオーステナイト相生成を経ずに、凝固直後から室温までをフェライト単相とすることが重要である。
オーステナイト−フェライト変態が生じても一部｛１００｝面は維持されるが、ＳｉおよびＭｎの含有量を上記範囲に調整して、オーステナイト−フェライト変態の生じない成分系とする。
次に、ストリップキャスティングにより得られた熱延コイルの鋼板を熱間圧延し、その後、得られた熱延板を焼鈍（熱延板焼鈍）する。
なお、熱間圧延は実施せず、そのまま後工程を実施してもよい。
また、熱延板焼鈍も実施せずに、そのまま後工程を実施してもよい。ここで、熱間圧延で鋼板に３０％以上の歪みを導入した場合、５５０℃以上の温度で熱延板焼鈍を実施すると歪み導入部から再結晶が生じ、結晶方位が変化することがある。そのため、熱間圧延で３０％以上の歪みを導入した場合、熱延板焼鈍は、実施しないか、再結晶しない温度で実施する。
なお、熱間圧延は実施せず、そのまま後工程を実施してもよい。
また、熱延板焼鈍も実施せずに、そのまま後工程を実施してもよい。ここで、熱間圧延で鋼板に３０％以上の歪みを導入した場合、５５０℃以上の温度で熱延板焼鈍を実施すると歪み導入部から再結晶が生じ、結晶方位が変化することがある。そのため、熱間圧延で３０％以上の歪みを導入した場合、熱延板焼鈍は、実施しないか、再結晶しない温度で実施する。
次に、鋼板に対して、冷間圧延前の酸洗を実施する。
酸洗は、鋼板表面のスケールを除去するために必要な工程である。スケール除去の状況に応じて、酸洗条件を選択する。なお、酸洗の代わりに、グラインダでスケールを除去してもよい。
酸洗は、鋼板表面のスケールを除去するために必要な工程である。スケール除去の状況に応じて、酸洗条件を選択する。なお、酸洗の代わりに、グラインダでスケールを除去してもよい。
次に、鋼板に対して、冷間圧延を実施する。
冷間圧延は、所望の製品厚を得るために必須な工程である。ただし、冷間圧延の圧下率が過大になると、製品において望ましい結晶方位が得られなくなる。そのため、冷間圧延の圧下率は、好ましくは９０％以下とし、より好ましくは８５％以下とし、さらに好ましくは８０％以下とする。冷間圧延の圧下率の下限は、特に設ける必要はないが、冷間圧延前の鋼板の板厚と所望の製品厚とから圧下率の下限を決める。また、積層鋼板として求められる表面性状および平坦度が得られていない場合も、冷間圧延が必要になるため、その目的での最小の冷間圧延が必要となる。
冷間圧延は、リバースミルで実施してもよいし、タンデムミルで実施してもよい。
冷間圧延は、所望の製品厚を得るために必須な工程である。ただし、冷間圧延の圧下率が過大になると、製品において望ましい結晶方位が得られなくなる。そのため、冷間圧延の圧下率は、好ましくは９０％以下とし、より好ましくは８５％以下とし、さらに好ましくは８０％以下とする。冷間圧延の圧下率の下限は、特に設ける必要はないが、冷間圧延前の鋼板の板厚と所望の製品厚とから圧下率の下限を決める。また、積層鋼板として求められる表面性状および平坦度が得られていない場合も、冷間圧延が必要になるため、その目的での最小の冷間圧延が必要となる。
冷間圧延は、リバースミルで実施してもよいし、タンデムミルで実施してもよい。
なお、冷間圧延の代わりに、脆性破断回避の観点から、材料の延性／脆性遷移温度以上の温度で、温間圧延を実施しても良い。
次に、鋼板に対して、仕上げ焼鈍を実施する。
仕上げ焼鈍は、所望の磁気特性および強度が得られる結晶粒径を得るために条件を決める必要があるが、通常の無方向性電磁鋼板の仕上げ焼鈍条件の範囲であれば良い。
仕上げ焼鈍は、連続焼鈍でも、バッチ焼鈍でもよい。コストの観点から、仕上げ焼鈍は連続焼鈍で実施するのが好ましい。
仕上焼鈍は、鋼板の表面に形成されるＣｒ酸化層の厚さが０．０１μｍ以上０．５μｍ以下となるようにする。Ｃｒ酸化層の厚さが０．０１μｍ未満では、酸素の侵入を防止してＳｉおよびＡｌの内部酸化を抑制する効果が不十分である。また、Ｃｒ酸化層の厚さが０．５μｍを超えると、磁気特性への悪影響が出始める。冷間圧延後の仕上焼鈍における酸素ポテンシャルが十分に低い場合、Ｃｒ酸化層は薄く緻密な構造の外部酸化膜を形成する。一方で、酸素ポテンシャルが高い場合、外部酸化膜ではなく厚く疎で酸素を通し易い内部酸化層を形成する。鋼中のＣｒ含有量を低減すると、外部酸化膜を形成する酸素ポテンシャルの上限は低下する。特に仕上焼鈍の昇温時の酸素ポテンシャルが重要であり、Ｃｒ酸化層の厚みを０．０１μｍ以上０．５μｍ以下にするには、冷間圧延後の仕上焼鈍において、その焼鈍全体を低酸素ポテンシャルにするとともに、昇温時においても低酸素ポテンシャルにする。例えば、Ｃｒを２％以上含有する鋼を焼鈍する場合、昇温時の３００℃〜５００℃をＰＨ２Ｏ/ＰＨ２≦５×１０−２にし、Ｃｒ含有量が０．３％の鋼を焼鈍する場合、昇温時の３００℃〜５００℃をＰＨ２Ｏ/ＰＨ２≦１０−２にする。
特にストリップキャスティング法では、鋳造で発達させた柱状晶が、熱間圧延、冷間圧延で加工されて、仕上焼鈍で｛１００｝方位（裕度２０°以内）の結晶方位を有する結晶粒を再結晶させる。一方で、仕上焼鈍昇温時に鋼板表面に形成されるＣｒ酸化層の厚さが規定の範囲外では、｛１００｝方位（裕度２０°以内）の結晶方位を有する結晶粒の再結晶が不十分となるため、仕上焼鈍において、その焼鈍全体を低酸素ポテンシャルにするとともに、昇温時においても低酸素ポテンシャルにすることが重要である。
仕上げ焼鈍は、所望の磁気特性および強度が得られる結晶粒径を得るために条件を決める必要があるが、通常の無方向性電磁鋼板の仕上げ焼鈍条件の範囲であれば良い。
仕上げ焼鈍は、連続焼鈍でも、バッチ焼鈍でもよい。コストの観点から、仕上げ焼鈍は連続焼鈍で実施するのが好ましい。
仕上焼鈍は、鋼板の表面に形成されるＣｒ酸化層の厚さが０．０１μｍ以上０．５μｍ以下となるようにする。Ｃｒ酸化層の厚さが０．０１μｍ未満では、酸素の侵入を防止してＳｉおよびＡｌの内部酸化を抑制する効果が不十分である。また、Ｃｒ酸化層の厚さが０．５μｍを超えると、磁気特性への悪影響が出始める。冷間圧延後の仕上焼鈍における酸素ポテンシャルが十分に低い場合、Ｃｒ酸化層は薄く緻密な構造の外部酸化膜を形成する。一方で、酸素ポテンシャルが高い場合、外部酸化膜ではなく厚く疎で酸素を通し易い内部酸化層を形成する。鋼中のＣｒ含有量を低減すると、外部酸化膜を形成する酸素ポテンシャルの上限は低下する。特に仕上焼鈍の昇温時の酸素ポテンシャルが重要であり、Ｃｒ酸化層の厚みを０．０１μｍ以上０．５μｍ以下にするには、冷間圧延後の仕上焼鈍において、その焼鈍全体を低酸素ポテンシャルにするとともに、昇温時においても低酸素ポテンシャルにする。例えば、Ｃｒを２％以上含有する鋼を焼鈍する場合、昇温時の３００℃〜５００℃をＰＨ２Ｏ/ＰＨ２≦５×１０−２にし、Ｃｒ含有量が０．３％の鋼を焼鈍する場合、昇温時の３００℃〜５００℃をＰＨ２Ｏ/ＰＨ２≦１０−２にする。
特にストリップキャスティング法では、鋳造で発達させた柱状晶が、熱間圧延、冷間圧延で加工されて、仕上焼鈍で｛１００｝方位（裕度２０°以内）の結晶方位を有する結晶粒を再結晶させる。一方で、仕上焼鈍昇温時に鋼板表面に形成されるＣｒ酸化層の厚さが規定の範囲外では、｛１００｝方位（裕度２０°以内）の結晶方位を有する結晶粒の再結晶が不十分となるため、仕上焼鈍において、その焼鈍全体を低酸素ポテンシャルにするとともに、昇温時においても低酸素ポテンシャルにすることが重要である。
以上の工程を経て、（１）ストリップキャスティング法では、目的とする無方向性電磁鋼板が得られる。
（２）薄スラブ連続鋳造法
薄スラブ連続鋳造法では、次の通り、無方向性電磁鋼板を製造する。
薄スラブ連続鋳造法では、製鋼工程で３０〜６０ｍｍ厚さのスラブを製造し、熱間圧延工程の粗圧延を省略する。薄スラブで｛１００｝面が鋼板面に平行な柱状晶を十分に発達させ、熱間圧延で柱状晶を加工して得られる｛１００｝＜０１１＞方位を熱延板に残すことが望ましい。この目的のためには連続鋳造での電磁撹拌を実施しない方が望ましい。また、凝固核生成を促進させる溶鋼中の微細介在物は極力低減することが望ましい。
そして、薄スラブを再加熱炉で加熱した後、熱間圧延工程で連続的に仕上げ圧延し、約２ｍｍ厚さの熱延コイルを得る。
薄スラブ連続鋳造法では、次の通り、無方向性電磁鋼板を製造する。
薄スラブ連続鋳造法では、製鋼工程で３０〜６０ｍｍ厚さのスラブを製造し、熱間圧延工程の粗圧延を省略する。薄スラブで｛１００｝面が鋼板面に平行な柱状晶を十分に発達させ、熱間圧延で柱状晶を加工して得られる｛１００｝＜０１１＞方位を熱延板に残すことが望ましい。この目的のためには連続鋳造での電磁撹拌を実施しない方が望ましい。また、凝固核生成を促進させる溶鋼中の微細介在物は極力低減することが望ましい。
そして、薄スラブを再加熱炉で加熱した後、熱間圧延工程で連続的に仕上げ圧延し、約２ｍｍ厚さの熱延コイルを得る。
その後、熱延コイルの鋼板に対して、（１）ストリップキャスティング法と同様にして、熱延板焼鈍、酸洗、冷間圧延、仕上げ焼鈍を実施する。
以上の工程を経て、（２）薄スラブ連続鋳造法では、目的とする無方向性電磁鋼板が得られる。
（３）潤滑熱延法
潤滑熱延法では、次の通り、無方向性電磁鋼板を製造する。
まず、製鋼工程でスラブを製造する。スラブを再加熱炉で加熱した後、熱間圧延工程で連続的に粗圧延および仕上げ圧延し、熱延コイルを得る。
ここで、熱間圧延は、通常無潤滑で実施するが、適切な潤滑条件で熱間圧延する。適切な潤滑条件で熱間圧延を実施すると、鋼板表層近傍に導入される剪断変形が低減する。それにより、通常鋼板中央で発達するαファイバと呼ばれるＲＤ／／＜０１１＞方位を持つ加工組織を鋼板表層近傍まで発達させることができる。例えば、特開平１０−３６９１２号に記載のように、熱間圧延時に潤滑剤として熱延ロール冷却水に０．５〜２０％の油脂を混入し、仕上熱延ロールと鋼板との平均摩擦係数を０．２５以下にすることで、αファイバを発達させることができる。
潤滑熱延法では、次の通り、無方向性電磁鋼板を製造する。
まず、製鋼工程でスラブを製造する。スラブを再加熱炉で加熱した後、熱間圧延工程で連続的に粗圧延および仕上げ圧延し、熱延コイルを得る。
ここで、熱間圧延は、通常無潤滑で実施するが、適切な潤滑条件で熱間圧延する。適切な潤滑条件で熱間圧延を実施すると、鋼板表層近傍に導入される剪断変形が低減する。それにより、通常鋼板中央で発達するαファイバと呼ばれるＲＤ／／＜０１１＞方位を持つ加工組織を鋼板表層近傍まで発達させることができる。例えば、特開平１０−３６９１２号に記載のように、熱間圧延時に潤滑剤として熱延ロール冷却水に０．５〜２０％の油脂を混入し、仕上熱延ロールと鋼板との平均摩擦係数を０．２５以下にすることで、αファイバを発達させることができる。
その後、熱延コイルの鋼板に対して、（１）ストリップキャスティング法と同様にして、熱延板焼鈍、酸洗、冷間圧延、仕上げ焼鈍を実施する。熱延コイルの鋼板でαファイバを鋼板表層近傍まで発達させると、その後の熱延板焼鈍で｛ｈ１１｝＜１／ｈ １ ２＞、特に｛１００｝＜０１２＞〜｛４１１｝＜１４８＞が再結晶する。この鋼板を酸洗後、冷間圧延し、仕上げ焼鈍を実施すると、｛１００｝＜０１２＞〜｛４１１｝＜１４８＞が再結晶する。それにより、｛１００｝面強度が増加し、｛１００｝方位粒の存在確率が高まる。
以上の工程を経て、（３）潤滑熱延法では、目的とする無方向性電磁鋼板が得られる。
（４）高温熱延板焼鈍＋冷延強圧下法
高温熱延板焼鈍＋冷延強圧下法では、次の通り、無方向性電磁鋼板を製造する。
まず、製鋼工程でスラブを製造する。スラブを再加熱炉で加熱した後、熱間圧延工程で連続的に粗圧延および仕上げ圧延し、熱延コイルを得る。
次に、熱延コイルの鋼板に対して、熱延板焼鈍を実施する。熱延板焼鈍により、再結晶させ、結晶粒を結晶粒径３００〜５００μｍまで粗大に成長させる。
熱延板焼鈍は、連続焼鈍でも、バッチ焼鈍でもよい。コストの観点から、熱延板焼鈍は連続焼鈍で実施するのが好ましい。連続焼鈍を実施するには、高温短時間で結晶粒成長させる必要があり、具体的には、例えば、最高到達温度１，０００℃〜１，０５０℃、均熱時間３０分〜６０分で焼鈍を実施する。ここで、均熱時間とは最高到達温度−１０℃が保持される時間を指す。
高温熱延板焼鈍＋冷延強圧下法では、次の通り、無方向性電磁鋼板を製造する。
まず、製鋼工程でスラブを製造する。スラブを再加熱炉で加熱した後、熱間圧延工程で連続的に粗圧延および仕上げ圧延し、熱延コイルを得る。
次に、熱延コイルの鋼板に対して、熱延板焼鈍を実施する。熱延板焼鈍により、再結晶させ、結晶粒を結晶粒径３００〜５００μｍまで粗大に成長させる。
熱延板焼鈍は、連続焼鈍でも、バッチ焼鈍でもよい。コストの観点から、熱延板焼鈍は連続焼鈍で実施するのが好ましい。連続焼鈍を実施するには、高温短時間で結晶粒成長させる必要があり、具体的には、例えば、最高到達温度１，０００℃〜１，０５０℃、均熱時間３０分〜６０分で焼鈍を実施する。ここで、均熱時間とは最高到達温度−１０℃が保持される時間を指す。
次に、鋼板に対して、酸洗後、冷間圧延を実施する。
ここで、Ｓｉ含有量の高い高級無方向性電磁鋼板では、結晶粒径を粗大にしすぎると鋼板が脆化し、冷間圧延での脆性破断懸念が生じる。そのため、冷間圧延前の鋼板の平均結晶粒径を、通常２００μｍ以下に制限する。一方で、本発明では、冷間圧延前の平均結晶粒径を３００〜５００μｍとし、続く冷間圧延を圧下率８０〜９５％で実施する。
なお、冷間圧延の代わりに、脆性破断回避の観点から、材料の延性／脆性遷移温度以上の温度で、温間圧延を実施しても良い。
その後、仕上げ焼鈍を実施すると、ＮＤ／／＜１００＞再結晶粒が成長する。それにより、｛１００｝面強度が増加し、｛１００｝方位粒の存在確率が高まる。
ここで、Ｓｉ含有量の高い高級無方向性電磁鋼板では、結晶粒径を粗大にしすぎると鋼板が脆化し、冷間圧延での脆性破断懸念が生じる。そのため、冷間圧延前の鋼板の平均結晶粒径を、通常２００μｍ以下に制限する。一方で、本発明では、冷間圧延前の平均結晶粒径を３００〜５００μｍとし、続く冷間圧延を圧下率８０〜９５％で実施する。
なお、冷間圧延の代わりに、脆性破断回避の観点から、材料の延性／脆性遷移温度以上の温度で、温間圧延を実施しても良い。
その後、仕上げ焼鈍を実施すると、ＮＤ／／＜１００＞再結晶粒が成長する。それにより、｛１００｝面強度が増加し、｛１００｝方位粒の存在確率が高まる。
なお、酸洗、仕上げ焼鈍は、１）ストリップキャスティング法と同様にして実施する。
以上の工程を経て、（４）高温熱延板焼鈍＋冷延強圧下法では、目的とする無方向性電磁鋼板が得られる。
（５）複数回冷延法
複数回冷延法では、次の通り、無方向性電磁鋼板を製造する。
まず、製鋼工程でスラブを製造する。スラブを再加熱炉で加熱した後、熱間圧延、熱延板焼鈍、酸洗を実施する。
複数回冷延法では、次の通り、無方向性電磁鋼板を製造する。
まず、製鋼工程でスラブを製造する。スラブを再加熱炉で加熱した後、熱間圧延、熱延板焼鈍、酸洗を実施する。
次に、酸洗後の鋼板に対して、冷間圧延を実施する。
ここで、高級無方向性電磁鋼板では、通常熱間圧延、熱延板焼鈍、酸洗を行った後に、１回の冷間圧延で所望の製品厚を得る。製品厚が０．３ｍｍ以下に薄くなると、冷間圧延の圧下率は高くなり、磁気特性にとって好ましくないγファイバと呼ばれるＮＤ／／＜１１１＞集合組織が発達する。
そのため、冷間圧延は、１回以上の焼鈍を挟んで２回以上実施し、最終冷延圧下率を５５〜７５％にする。それにより、γファイバの発達を抑制でき、所望の製品特性を得ることができる。
さらに、冷間圧延は、２回以上の焼鈍を挟んで３回以上実施し、最終の冷間圧延と最終から２番目の冷間圧延の圧下率を５５〜７５％にすることが良い。それにより、よりγファイバの発達を抑制でき、ＮＤ／／＜００１＞集合組織を発達させ、所望の製品特性を得ることができる。
冷間圧延は、リバースミルで実施してもよいし、タンデムミルで実施してもよい。
ここで、高級無方向性電磁鋼板では、通常熱間圧延、熱延板焼鈍、酸洗を行った後に、１回の冷間圧延で所望の製品厚を得る。製品厚が０．３ｍｍ以下に薄くなると、冷間圧延の圧下率は高くなり、磁気特性にとって好ましくないγファイバと呼ばれるＮＤ／／＜１１１＞集合組織が発達する。
そのため、冷間圧延は、１回以上の焼鈍を挟んで２回以上実施し、最終冷延圧下率を５５〜７５％にする。それにより、γファイバの発達を抑制でき、所望の製品特性を得ることができる。
さらに、冷間圧延は、２回以上の焼鈍を挟んで３回以上実施し、最終の冷間圧延と最終から２番目の冷間圧延の圧下率を５５〜７５％にすることが良い。それにより、よりγファイバの発達を抑制でき、ＮＤ／／＜００１＞集合組織を発達させ、所望の製品特性を得ることができる。
冷間圧延は、リバースミルで実施してもよいし、タンデムミルで実施してもよい。
なお、冷間圧延の代わりに、脆性破断回避の観点から、材料の延性／脆性遷移温度以上の温度で、温間圧延を実施しても良い。
その後、冷延コイルの鋼板に対して、（１）ストリップキャスティング法と同様にして、仕上げ焼鈍を実施する。
以上の工程を経て、（５）複数回冷延法では、目的とする無方向性電磁鋼板が得られる。
ここで、以上説明した、（１）ストリップキャスティング法、（２）薄スラブ連続鋳造法、（３）潤滑熱延法、（４）高温熱延板焼鈍＋冷延強圧下法、（５）複数回冷延法など製造方法により、第一の実施形態に係る無方向性電磁鋼板を製造し、例えば、ステータコア用無方向性電磁鋼板に要求される低鉄損を実現する場合には、仕上焼鈍は高温で実施する。具体的には、例えば、最高到達温度９００℃〜１１００℃、均熱時間１０秒〜６０秒で仕上げ焼鈍を実施する。ここで、均熱時間とは最高到達温度−１０℃が保持される時間を指す。
この高温での仕上げ焼鈍により、結晶粒を成長させて、平均結晶粒径を５５μｍ〜２００μｍとし、低鉄損な無方向性電磁鋼板が得られる。
この高温での仕上げ焼鈍により、結晶粒を成長させて、平均結晶粒径を５５μｍ〜２００μｍとし、低鉄損な無方向性電磁鋼板が得られる。
一方、第二の実施形態に係る無方向性電磁鋼板を製造し、例えば、ロータコア用無方向性電磁鋼板に要求される高強度を実現する場合には、仕上げ焼鈍は低温で実施する。具体的には、例えば、最高到達温度７５０℃〜８５０℃、均熱時間１０秒〜６０秒で仕上げ焼鈍を実施する。ここで、均熱時間とは最高到達温度−１０℃が保持される時間を指す。
この低温での仕上げ焼鈍により、結晶粒の成長を抑えて、平均結晶粒径を２０μｍ以下とし、高強度な無方向性電磁鋼板が得られる。
この低温での仕上げ焼鈍により、結晶粒の成長を抑えて、平均結晶粒径を２０μｍ以下とし、高強度な無方向性電磁鋼板が得られる。
そして、得られた第二の実施形態に係る無方向性電磁鋼板をロータ用の鋼板として使用する場合、得られた鋼板をそのまま使用する。
一方、得られた第二の実施形態に係る無方向性電磁鋼板をステータ用の鋼板として使用する場合、得られた鋼板を打抜いた後、打抜き材を焼鈍（例えば、最高到達温度７５０〜８５０℃、均熱時間６０分〜１８０分で焼鈍）して使用する。
一方、得られた第二の実施形態に係る無方向性電磁鋼板をステータ用の鋼板として使用する場合、得られた鋼板を打抜いた後、打抜き材を焼鈍（例えば、最高到達温度７５０〜８５０℃、均熱時間６０分〜１８０分で焼鈍）して使用する。
以下、本発明を、実施例を挙げてさらに具体的に説明する。ただし、これら各実施例は、本発明を制限するものではない。
（実施例１Ａ：板厚０．２０ｍｍ）
表１に示す化学組成の鋼を溶製し、熱間圧延で１．７ｍｍ厚の熱延板を作製した。熱延板は１，０５０℃で３０分焼鈍後、酸洗で表面スケールを除去した。その後、冷間圧延で０．２０ｍｍ厚に仕上げ、昇温時の３００℃〜５００℃のＰＨ２Ｏ/ＰＨ２によりＣｒ酸化層厚みを制御して、７５０℃で１５秒仕上げ焼鈍した。なお、鋼Ｄ１Ａと鋼Ｋ１Ａは冷間圧延時に破断した。
以上の工程を経て、無方向性電磁鋼板を得た。
なお、表１中、「総計」は、Ｍｇ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ及びＣｄの合計量を示す。
表１に示す化学組成の鋼を溶製し、熱間圧延で１．７ｍｍ厚の熱延板を作製した。熱延板は１，０５０℃で３０分焼鈍後、酸洗で表面スケールを除去した。その後、冷間圧延で０．２０ｍｍ厚に仕上げ、昇温時の３００℃〜５００℃のＰＨ２Ｏ/ＰＨ２によりＣｒ酸化層厚みを制御して、７５０℃で１５秒仕上げ焼鈍した。なお、鋼Ｄ１Ａと鋼Ｋ１Ａは冷間圧延時に破断した。
以上の工程を経て、無方向性電磁鋼板を得た。
なお、表１中、「総計」は、Ｍｇ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ及びＣｄの合計量を示す。
得られた各無方向性電磁鋼板について、次の測定を実施した。結果を表２に示す。
−｛１００｝面強度、各方位粒の面積率、平均結晶粒径、Ｃｒ酸化層の厚さ、引張強度−
既述の方法に従って、｛１００｝面強度、各方位粒の面積率（｛１００｝方位粒、｛４１１｝方位粒、｛１１１｝方位粒）、平均結晶粒径、Ｃｒ酸化層の厚さ、引張強度を測定した。
既述の方法に従って、｛１００｝面強度、各方位粒の面積率（｛１００｝方位粒、｛４１１｝方位粒、｛１１１｝方位粒）、平均結晶粒径、Ｃｒ酸化層の厚さ、引張強度を測定した。
−鉄損、および磁束密度−
得られた無方向性電磁鋼板から、幅５５ｍｍ、長さ５５ｍｍに切り出して測定試料を得た。
そして、測定試料の鉄損Ｗ１５／５０、鉄損Ｗ１０／４００、および磁束密度Ｂ５０を測定した。各磁気特性は、圧延方向（Ｌ方向）と圧延直角方向（Ｃ方向）を単板磁気試験器で測定し、その平均値で評価した。
得られた無方向性電磁鋼板から、幅５５ｍｍ、長さ５５ｍｍに切り出して測定試料を得た。
そして、測定試料の鉄損Ｗ１５／５０、鉄損Ｗ１０／４００、および磁束密度Ｂ５０を測定した。各磁気特性は、圧延方向（Ｌ方向）と圧延直角方向（Ｃ方向）を単板磁気試験器で測定し、その平均値で評価した。
−７５０℃１２０分焼鈍後の特性−
得られた無方向性電磁鋼板を打ち抜き、特性評価用の鋼板を得た。そして、特性評価用の鋼板を、温度７５０℃、１２０分で焼鈍した。
焼鈍後の特性評価用の鋼板について、既述の方法に従って、｛｛１００｝面強度、各方位粒の面積率、平均結晶粒径を測定した。そして、鉄損、および磁束密度を測定した。
得られた無方向性電磁鋼板を打ち抜き、特性評価用の鋼板を得た。そして、特性評価用の鋼板を、温度７５０℃、１２０分で焼鈍した。
焼鈍後の特性評価用の鋼板について、既述の方法に従って、｛｛１００｝面強度、各方位粒の面積率、平均結晶粒径を測定した。そして、鉄損、および磁束密度を測定した。
上記結果からわかるように、鋼Ａ１Ａ、鋼Ｂ１Ａ、鋼Ｃ１Ａ、鋼Ｅ１Ａ、鋼Ｆ１Ａ、鋼Ｈ１Ａ、鋼Ｌ１Ａ、鋼Ｍ１Ａ、鋼Ｎ１Ａ、鋼Ｏ１Ａ、鋼Ｙ１Ａは｛１００｝面強度２．４以上であり、磁束密度Ｂ５０は高かったが、焼鈍後の平均結晶粒径が５０μｍ未満で、粗大粒と微細粒とが混在する組織となり、鉄損Ｗ１５／５０、Ｗ１０／４００が劣化した。さらに、鋼Ｃ１Ａ、鋼Ｅ１Ａ、鋼Ｈ１Ａは式３のＲが６４未満であり、特にＷ１０／４００が劣化した。
鋼Ｇ１Ａ、鋼Ｉ１Ａは、｛１００｝面強度２．４以上であったが、それぞれＭｎ、Ｃｒが上限を超えており、Ｂ５０が低下した。
鋼Ｊ１Ａは結晶粒径が５５μｍ以上であったが、｛１００｝面強度が２．４未満であり、磁束密度Ｂ５０が劣化した。
鋼Ｚ１Ａは結晶粒径が５５μｍ以上、｛１００｝面強度２．４以上であったが、Ｃｒ酸化層厚さがほぼ０μｍであり、鉄損Ｗ１５／５０、Ｗ１０／４００、磁束密度Ｂ５０が劣化した。鋼ＷＷ１Ａは結晶粒径が５５μｍ以上、｛１００｝面強度２．４以上であったが、Ｃｒ酸化層厚さが１μｍであり、鉄損Ｗ１５／５０、Ｗ１０／４００、磁束密度Ｂ５０が劣化した。
鋼Ｇ１Ａ、鋼Ｉ１Ａは、｛１００｝面強度２．４以上であったが、それぞれＭｎ、Ｃｒが上限を超えており、Ｂ５０が低下した。
鋼Ｊ１Ａは結晶粒径が５５μｍ以上であったが、｛１００｝面強度が２．４未満であり、磁束密度Ｂ５０が劣化した。
鋼Ｚ１Ａは結晶粒径が５５μｍ以上、｛１００｝面強度２．４以上であったが、Ｃｒ酸化層厚さがほぼ０μｍであり、鉄損Ｗ１５／５０、Ｗ１０／４００、磁束密度Ｂ５０が劣化した。鋼ＷＷ１Ａは結晶粒径が５５μｍ以上、｛１００｝面強度２．４以上であったが、Ｃｒ酸化層厚さが１μｍであり、鉄損Ｗ１５／５０、Ｗ１０／４００、磁束密度Ｂ５０が劣化した。
それに対して、鋼Ｐ１Ａ〜Ｘ１Ａ、鋼ＸＸ１Ａ、ＺＺ１Ａは、７５０℃１２０分焼鈍後において、鉄損Ｗ１５／５０、Ｗ１０／４００、および磁束密度Ｂ５０が共に良化した。また、７５０℃１２０分焼鈍前においては、高い引張強度を有しつつも、良好な鉄損Ｗ１５／５０、Ｗ１０／４００、および磁束密度Ｂ５０が得られた。
ただし、鋼ＸＸ１Ａ、ＺＺ１Ａは、｛４１１｝方位粒面積率が７０％未満、｛１１１｝方位粒面積率が２５％超えであったため、鋼Ｐ１Ａ〜Ｘ１Ａに比べ、鉄損Ｗ１５／５０、Ｗ１０／４００が高く、磁束密度Ｂ５０が低かった。
鋼Ｔ１Ａ１〜Ｔ１Ａ５は、仕上焼鈍の昇温時の３００℃〜５００℃のＰＨ２Ｏ/ＰＨ２を変化させた結果、結晶粒径が５５μｍ以上、｛１００｝面強度２．４以上であったが、Ｃｒ酸化層厚みが０〜０．６μｍとなり、規定範囲外の鋼Ｔ１Ａ１、鋼Ｔ１Ａ５では鉄損Ｗ１５／５０、Ｗ１０／４００、磁束密度Ｂ５０が劣化した。
なお、鋼ＺＺ１Ａは仕上げ焼鈍後の組織が１００％未再結晶組織（平均結晶粒径０μｍと記載）であり、引張強度はロータ用無方向性電磁鋼板として好適な範囲を満たした。７５０℃１２０分焼鈍後の平均結晶粒径は８５μｍであり、｛１００｝面強度５．２であり、鉄損Ｗ１５／５０、Ｗ１０／４００、および磁束密度Ｂ５０が共に良化した。
鋼ＰＰ１Ａは仕上げ焼鈍後の｛１００｝面強度２．４以上であったが、結晶粒径が８５μｍであったため、鉄損Ｗ１５／５０、Ｗ１０／４００、磁束密度Ｂ５０は良好であったが、引張強度が劣化した。７５０℃１２０分焼鈍後において、鉄損Ｗ１５／５０、Ｗ１０／４００、磁束密度Ｂ５０は良好であった。
鋼ＰＰＰ１Ａは仕上げ焼鈍後の｛１００｝面強度２．４以上であったが、結晶粒径が４０μｍであったため、鉄損Ｗ１５／５０、Ｗ１０／４００、磁束密度Ｂ５０は良好であったが、引張強度が劣化した。７５０℃１２０分焼鈍後において、鉄損Ｗ１５／５０、Ｗ１０／４００がともに良化した。
ただし、鋼ＸＸ１Ａ、ＺＺ１Ａは、｛４１１｝方位粒面積率が７０％未満、｛１１１｝方位粒面積率が２５％超えであったため、鋼Ｐ１Ａ〜Ｘ１Ａに比べ、鉄損Ｗ１５／５０、Ｗ１０／４００が高く、磁束密度Ｂ５０が低かった。
鋼Ｔ１Ａ１〜Ｔ１Ａ５は、仕上焼鈍の昇温時の３００℃〜５００℃のＰＨ２Ｏ/ＰＨ２を変化させた結果、結晶粒径が５５μｍ以上、｛１００｝面強度２．４以上であったが、Ｃｒ酸化層厚みが０〜０．６μｍとなり、規定範囲外の鋼Ｔ１Ａ１、鋼Ｔ１Ａ５では鉄損Ｗ１５／５０、Ｗ１０／４００、磁束密度Ｂ５０が劣化した。
なお、鋼ＺＺ１Ａは仕上げ焼鈍後の組織が１００％未再結晶組織（平均結晶粒径０μｍと記載）であり、引張強度はロータ用無方向性電磁鋼板として好適な範囲を満たした。７５０℃１２０分焼鈍後の平均結晶粒径は８５μｍであり、｛１００｝面強度５．２であり、鉄損Ｗ１５／５０、Ｗ１０／４００、および磁束密度Ｂ５０が共に良化した。
鋼ＰＰ１Ａは仕上げ焼鈍後の｛１００｝面強度２．４以上であったが、結晶粒径が８５μｍであったため、鉄損Ｗ１５／５０、Ｗ１０／４００、磁束密度Ｂ５０は良好であったが、引張強度が劣化した。７５０℃１２０分焼鈍後において、鉄損Ｗ１５／５０、Ｗ１０／４００、磁束密度Ｂ５０は良好であった。
鋼ＰＰＰ１Ａは仕上げ焼鈍後の｛１００｝面強度２．４以上であったが、結晶粒径が４０μｍであったため、鉄損Ｗ１５／５０、Ｗ１０／４００、磁束密度Ｂ５０は良好であったが、引張強度が劣化した。７５０℃１２０分焼鈍後において、鉄損Ｗ１５／５０、Ｗ１０／４００がともに良化した。
（実施例１Ｂ：板厚０．１５ｍｍ）
表３に示す化学組成の鋼を溶製し、熱間圧延で１．２５ｍｍ厚の熱延板を作製した。熱延板は１，０５０℃で３０分焼鈍後、酸洗で表面スケールを除去した。その後、冷間圧延で０．１５ｍｍ厚に仕上げ、昇温時の３００℃〜５００℃のＰＨ２Ｏ/ＰＨ２によりＣｒ酸化層厚みを制御して、７５０℃で１５秒仕上げ焼鈍した。なお、鋼Ｄ１Ｂと鋼Ｋ１Ｂは冷間圧延時に破断した。
以上の工程を経て、無方向性電磁鋼板を得た。
なお、表３中、「総計」は、Ｍｇ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ及びＣｄの合計量を示す。
表３に示す化学組成の鋼を溶製し、熱間圧延で１．２５ｍｍ厚の熱延板を作製した。熱延板は１，０５０℃で３０分焼鈍後、酸洗で表面スケールを除去した。その後、冷間圧延で０．１５ｍｍ厚に仕上げ、昇温時の３００℃〜５００℃のＰＨ２Ｏ/ＰＨ２によりＣｒ酸化層厚みを制御して、７５０℃で１５秒仕上げ焼鈍した。なお、鋼Ｄ１Ｂと鋼Ｋ１Ｂは冷間圧延時に破断した。
以上の工程を経て、無方向性電磁鋼板を得た。
なお、表３中、「総計」は、Ｍｇ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ及びＣｄの合計量を示す。
得られた各無方向性電磁鋼板について、次の測定を実施した。結果を表４に示す。
−｛１００｝面強度、各方位粒の面積率、平均結晶粒径、Ｃｒ酸化層の厚さ、引張強度−
既述の方法に従って、｛１００｝面強度、各方位粒の面積率（｛１００｝方位粒、｛４１１｝方位粒、｛１１１｝方位粒）、平均結晶粒径、Ｃｒ酸化層の厚さ、引張強度を測定した。
既述の方法に従って、｛１００｝面強度、各方位粒の面積率（｛１００｝方位粒、｛４１１｝方位粒、｛１１１｝方位粒）、平均結晶粒径、Ｃｒ酸化層の厚さ、引張強度を測定した。
−鉄損、および磁束密度−
得られた無方向性電磁鋼板から、幅５５ｍｍ、長さ５５ｍｍに切り出して測定試料を得た。
そして、測定試料の鉄損Ｗ１５／５０、鉄損Ｗ１０／４００、および磁束密度Ｂ５０を測定した。各磁気特性は、圧延方向（Ｌ方向）と圧延直角方向（Ｃ方向）を単板磁気試験器で測定し、その平均値で評価した。
得られた無方向性電磁鋼板から、幅５５ｍｍ、長さ５５ｍｍに切り出して測定試料を得た。
そして、測定試料の鉄損Ｗ１５／５０、鉄損Ｗ１０／４００、および磁束密度Ｂ５０を測定した。各磁気特性は、圧延方向（Ｌ方向）と圧延直角方向（Ｃ方向）を単板磁気試験器で測定し、その平均値で評価した。
−７５０℃１２０分焼鈍後の特性−
得られた無方向性電磁鋼板を打ち抜き、特性評価用の鋼板を得た。そして、特性評価用の鋼板を、温度７５０℃、１２０分で焼鈍した。
焼鈍後の特性評価用の鋼板について、既述の方法に従って、｛｛１００｝面強度、各方位粒の面積率、平均結晶粒径を測定した。そして、鉄損、および磁束密度を測定した。
得られた無方向性電磁鋼板を打ち抜き、特性評価用の鋼板を得た。そして、特性評価用の鋼板を、温度７５０℃、１２０分で焼鈍した。
焼鈍後の特性評価用の鋼板について、既述の方法に従って、｛｛１００｝面強度、各方位粒の面積率、平均結晶粒径を測定した。そして、鉄損、および磁束密度を測定した。
上記結果からわかるように、鋼Ａ１Ｂ、鋼Ｂ１Ｂ、鋼Ｃ１Ｂ、鋼Ｅ１Ｂ、鋼Ｆ１Ｂ、鋼Ｈ１Ｂ、鋼Ｌ１Ｂ、鋼Ｍ１Ｂ、鋼Ｎ１Ｂ、鋼Ｏ１Ｂ、鋼Ｙ１Ｂは｛１００｝面強度２．４以上であり、磁束密度Ｂ５０は高かったが、焼鈍後の平均結晶粒径が５０μｍ未満で、粗大粒と微細粒とが混在する組織となり、鉄損Ｗ１５／５０、Ｗ１０／４００が劣化した。さらに、鋼Ｃ１Ｂ、鋼Ｅ１Ｂ、鋼Ｈ１Ｂは式３のＲが６４未満であり、特にＷ１０／４００が劣化した。
鋼Ｇ１Ｂ、鋼Ｉ１Ｂは、｛１００｝面強度２．４以上であったが、それぞれＭｎ、Ｃｒが上限を超えており、Ｂ５０が低下した。
鋼Ｊ１Ｂは結晶粒径が５５μｍ以上であったが、｛１００｝面強度が２．４未満であり、磁束密度Ｂ５０が劣化した。
鋼Ｚ１Ｂは結晶粒径が５５μｍ以上、｛１００｝面強度２．４以上であったが、Ｃｒ酸化層厚さがほぼ０μｍであり、鉄損Ｗ１５／５０、Ｗ１０／４００、磁束密度Ｂ５０が劣化した。鋼ＷＷ１Ｂは結晶粒径が５５μｍ以上、｛１００｝面強度２．４以上であったが、Ｃｒ酸化層厚さが１μｍであり、鉄損Ｗ１５／５０、Ｗ１０／４００、磁束密度Ｂ５０が劣化した。
鋼Ｇ１Ｂ、鋼Ｉ１Ｂは、｛１００｝面強度２．４以上であったが、それぞれＭｎ、Ｃｒが上限を超えており、Ｂ５０が低下した。
鋼Ｊ１Ｂは結晶粒径が５５μｍ以上であったが、｛１００｝面強度が２．４未満であり、磁束密度Ｂ５０が劣化した。
鋼Ｚ１Ｂは結晶粒径が５５μｍ以上、｛１００｝面強度２．４以上であったが、Ｃｒ酸化層厚さがほぼ０μｍであり、鉄損Ｗ１５／５０、Ｗ１０／４００、磁束密度Ｂ５０が劣化した。鋼ＷＷ１Ｂは結晶粒径が５５μｍ以上、｛１００｝面強度２．４以上であったが、Ｃｒ酸化層厚さが１μｍであり、鉄損Ｗ１５／５０、Ｗ１０／４００、磁束密度Ｂ５０が劣化した。
それに対して、鋼Ｐ１Ｂ〜Ｘ１Ｂ、鋼ＸＸ１Ｂ、ＺＺ１Ｂは、７５０℃１２０分焼鈍後において、鉄損Ｗ１５／５０、Ｗ１０／４００、および磁束密度Ｂ５０が共に良化した。また、７５０℃１２０分焼鈍前においては、高い引張強度を有しつつも、良好な鉄損Ｗ１５／５０、Ｗ１０／４００、および磁束密度Ｂ５０が得られた。
ただし、鋼ＸＸ１Ｂ、ＺＺ１Ｂは、｛４１１｝方位粒面積率が７０％未満、｛１１１｝方位粒面積率が２５％超えであったため、鋼Ｐ１Ｂ〜Ｘ１Ｂに比べ、鉄損Ｗ１５／５０、Ｗ１０／４００が高く、磁束密度Ｂ５０が低かった。
鋼Ｓ１Ａ１〜Ｓ１Ａ５は、仕上焼鈍の昇温時の３００℃〜５００℃のＰＨ２Ｏ/ＰＨ２を変化させた結果、結晶粒径が５５μｍ以上、｛１００｝面強度２．４以上であったが、Ｃｒ酸化層厚みが０〜０．６μｍとなり、規定範囲外の鋼Ｓ１Ａ１、鋼Ｓ１Ａ５では鉄損Ｗ１５／５０、Ｗ１０／４００、磁束密度Ｂ５０が劣化した。
なお、鋼ＺＺ１Ｂは仕上げ焼鈍後の組織が１００％未再結晶組織（平均結晶粒径０μｍと記載）であり、引張強度はロータ用無方向性電磁鋼板として好適な範囲を満たした。７５０℃１２０分焼鈍後の平均結晶粒径は８５μｍであり、｛１００｝面強度５であり、鉄損Ｗ１５／５０、Ｗ１０／４００、および磁束密度Ｂ５０が共に良化した。
鋼ＰＰ１Ｂは仕上げ焼鈍後の｛１００｝面強度２．４以上であったが、結晶粒径が７５μｍであったため、鉄損Ｗ１５／５０、Ｗ１０／４００、磁束密度Ｂ５０は良好であったが、引張強度が劣化した。７５０℃１２０分焼鈍後において、鉄損Ｗ１５／５０、Ｗ１０／４００、磁束密度Ｂ５０は良好であった。
鋼ＰＰＰ１Ｂは仕上げ焼鈍後の｛１００｝面強度２．４以上であったが、結晶粒径が３５μｍであったため、鉄損Ｗ１５／５０、Ｗ１０／４００、磁束密度Ｂ５０は良好であったが、引張強度が劣化した。７５０℃１２０分焼鈍後において、鉄損Ｗ１５／５０、Ｗ１０／４００がともに良化した。
ただし、鋼ＸＸ１Ｂ、ＺＺ１Ｂは、｛４１１｝方位粒面積率が７０％未満、｛１１１｝方位粒面積率が２５％超えであったため、鋼Ｐ１Ｂ〜Ｘ１Ｂに比べ、鉄損Ｗ１５／５０、Ｗ１０／４００が高く、磁束密度Ｂ５０が低かった。
鋼Ｓ１Ａ１〜Ｓ１Ａ５は、仕上焼鈍の昇温時の３００℃〜５００℃のＰＨ２Ｏ/ＰＨ２を変化させた結果、結晶粒径が５５μｍ以上、｛１００｝面強度２．４以上であったが、Ｃｒ酸化層厚みが０〜０．６μｍとなり、規定範囲外の鋼Ｓ１Ａ１、鋼Ｓ１Ａ５では鉄損Ｗ１５／５０、Ｗ１０／４００、磁束密度Ｂ５０が劣化した。
なお、鋼ＺＺ１Ｂは仕上げ焼鈍後の組織が１００％未再結晶組織（平均結晶粒径０μｍと記載）であり、引張強度はロータ用無方向性電磁鋼板として好適な範囲を満たした。７５０℃１２０分焼鈍後の平均結晶粒径は８５μｍであり、｛１００｝面強度５であり、鉄損Ｗ１５／５０、Ｗ１０／４００、および磁束密度Ｂ５０が共に良化した。
鋼ＰＰ１Ｂは仕上げ焼鈍後の｛１００｝面強度２．４以上であったが、結晶粒径が７５μｍであったため、鉄損Ｗ１５／５０、Ｗ１０／４００、磁束密度Ｂ５０は良好であったが、引張強度が劣化した。７５０℃１２０分焼鈍後において、鉄損Ｗ１５／５０、Ｗ１０／４００、磁束密度Ｂ５０は良好であった。
鋼ＰＰＰ１Ｂは仕上げ焼鈍後の｛１００｝面強度２．４以上であったが、結晶粒径が３５μｍであったため、鉄損Ｗ１５／５０、Ｗ１０／４００、磁束密度Ｂ５０は良好であったが、引張強度が劣化した。７５０℃１２０分焼鈍後において、鉄損Ｗ１５／５０、Ｗ１０／４００がともに良化した。
（実施例１Ｃ：板厚０．２５ｍｍ）
表５に示す化学組成の鋼を溶製し、熱間圧延で２．１ｍｍ厚の熱延板を作製した。熱延板は１，０５０℃で３０分焼鈍後、酸洗で表面スケールを除去した。その後、冷間圧延で０．２５ｍｍ厚に仕上げ、昇温時の３００℃〜５００℃のＰＨ２Ｏ/ＰＨ２によりＣｒ酸化層厚みを制御して、７５０℃で１５秒仕上げ焼鈍した。なお、鋼Ｄ１Ｃと鋼Ｋ１Ｃは冷間圧延時に破断した。
以上の工程を経て、無方向性電磁鋼板を得た。
なお、表５中、「総計」は、Ｍｇ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ及びＣｄの合計量を示す。
表５に示す化学組成の鋼を溶製し、熱間圧延で２．１ｍｍ厚の熱延板を作製した。熱延板は１，０５０℃で３０分焼鈍後、酸洗で表面スケールを除去した。その後、冷間圧延で０．２５ｍｍ厚に仕上げ、昇温時の３００℃〜５００℃のＰＨ２Ｏ/ＰＨ２によりＣｒ酸化層厚みを制御して、７５０℃で１５秒仕上げ焼鈍した。なお、鋼Ｄ１Ｃと鋼Ｋ１Ｃは冷間圧延時に破断した。
以上の工程を経て、無方向性電磁鋼板を得た。
なお、表５中、「総計」は、Ｍｇ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ及びＣｄの合計量を示す。
得られた各無方向性電磁鋼板について、次の測定を実施した。結果を表６に示す。
−｛１００｝面強度、各方位粒の面積率、平均結晶粒径、Ｃｒ酸化層の厚さ、引張強度−
既述の方法に従って、｛１００｝面強度、各方位粒の面積率（｛１００｝方位粒、｛４１１｝方位粒、｛１１１｝方位粒）、平均結晶粒径、Ｃｒ酸化層の厚さ、引張強度を測定した。
既述の方法に従って、｛１００｝面強度、各方位粒の面積率（｛１００｝方位粒、｛４１１｝方位粒、｛１１１｝方位粒）、平均結晶粒径、Ｃｒ酸化層の厚さ、引張強度を測定した。
−鉄損、および磁束密度−
得られた無方向性電磁鋼板から、幅５５ｍｍ、長さ５５ｍｍに切り出して測定試料を得た。
そして、測定試料の鉄損Ｗ１５／５０、鉄損Ｗ１０／４００、および磁束密度Ｂ５０を測定した。各磁気特性は、圧延方向（Ｌ方向）と圧延直角方向（Ｃ方向）を単板磁気試験器で測定し、その平均値で評価した。
得られた無方向性電磁鋼板から、幅５５ｍｍ、長さ５５ｍｍに切り出して測定試料を得た。
そして、測定試料の鉄損Ｗ１５／５０、鉄損Ｗ１０／４００、および磁束密度Ｂ５０を測定した。各磁気特性は、圧延方向（Ｌ方向）と圧延直角方向（Ｃ方向）を単板磁気試験器で測定し、その平均値で評価した。
−７５０℃１２０分焼鈍後の特性−
得られた無方向性電磁鋼板を打ち抜き、特性評価用の鋼板を得た。そして、特性評価用の鋼板を、温度７５０℃、１２０分で焼鈍した。
焼鈍後の特性評価用の鋼板について、既述の方法に従って、｛｛１００｝面強度、各方位粒の面積率、平均結晶粒径を測定した。そして、鉄損、および磁束密度を測定した。
得られた無方向性電磁鋼板を打ち抜き、特性評価用の鋼板を得た。そして、特性評価用の鋼板を、温度７５０℃、１２０分で焼鈍した。
焼鈍後の特性評価用の鋼板について、既述の方法に従って、｛｛１００｝面強度、各方位粒の面積率、平均結晶粒径を測定した。そして、鉄損、および磁束密度を測定した。
上記結果からわかるように、鋼Ａ１Ｃ、鋼Ｂ１Ｃ、鋼Ｃ１Ｃ、鋼Ｅ１Ｃ、鋼Ｆ１Ｃ、鋼Ｈ１Ｃ、鋼Ｌ１Ｃ、鋼Ｍ１Ｃ、鋼Ｎ１Ｃ、鋼Ｏ１Ｃ、鋼Ｙ１Ｃは｛１００｝面強度２．４以上であり、磁束密度Ｂ５０は高かったが、焼鈍後の平均結晶粒径が５０μｍ未満で、粗大粒と微細粒とが混在する組織となり、鉄損Ｗ１５／５０、Ｗ１０／４００が劣化した。さらに、鋼Ｃ１Ｃ、鋼Ｅ１Ｃ、鋼Ｈ１Ｃは式３のＲが６４未満であり、特にＷ１０／４００が劣化した。
鋼Ｇ１Ｃ、鋼Ｉ１Ｃは、｛１００｝面強度２．４以上であったが、それぞれＭｎ、Ｃｒが上限を超えており、Ｂ５０が低下した。
鋼Ｊ１Ｃは結晶粒径が５５μｍ以上であったが、｛１００｝面強度が２．４未満であり、磁束密度Ｂ５０が劣化した。
鋼Ｚ１Ｃは結晶粒径が５５μｍ以上、｛１００｝面強度２．４以上であったが、Ｃｒ酸化層厚さがほぼ０μｍであり、鉄損Ｗ１５／５０、Ｗ１０／４００、磁束密度Ｂ５０が劣化した。鋼ＷＷ１Ｃは結晶粒径が５５μｍ以上、｛１００｝面強度２．４以上であったが、Ｃｒ酸化層厚さが１μｍであり、鉄損Ｗ１５／５０、Ｗ１０／４００、磁束密度Ｂ５０が劣化した。
鋼Ｇ１Ｃ、鋼Ｉ１Ｃは、｛１００｝面強度２．４以上であったが、それぞれＭｎ、Ｃｒが上限を超えており、Ｂ５０が低下した。
鋼Ｊ１Ｃは結晶粒径が５５μｍ以上であったが、｛１００｝面強度が２．４未満であり、磁束密度Ｂ５０が劣化した。
鋼Ｚ１Ｃは結晶粒径が５５μｍ以上、｛１００｝面強度２．４以上であったが、Ｃｒ酸化層厚さがほぼ０μｍであり、鉄損Ｗ１５／５０、Ｗ１０／４００、磁束密度Ｂ５０が劣化した。鋼ＷＷ１Ｃは結晶粒径が５５μｍ以上、｛１００｝面強度２．４以上であったが、Ｃｒ酸化層厚さが１μｍであり、鉄損Ｗ１５／５０、Ｗ１０／４００、磁束密度Ｂ５０が劣化した。
それに対して、鋼Ｐ１Ｃ〜Ｘ１Ｃ、鋼ＸＸ１Ｃ、ＺＺ１Ｃは、鉄損Ｗ１５／５０、Ｗ１０／４００、および磁束密度Ｂ５０が共に良化した。また、７５０℃１２０分焼鈍前においては、高い引張強度を有しつつも、良好な鉄損Ｗ１５／５０、Ｗ１０／４００、および磁束密度Ｂ５０が得られた。
ただし、鋼ＸＸ１Ｃ、ＺＺ１Ｃは、｛４１１｝方位粒面積率が７０％未満、｛１１１｝方位粒面積率が２５％超えであったため、鋼Ｐ１Ｃ〜Ｘ１Ｃに比べ、鉄損Ｗ１５／５０、Ｗ１０／４００が高く、磁束密度Ｂ５０が低かった。
鋼Ｔ１Ａ１〜Ｔ１Ａ５は、仕上焼鈍の昇温時の３００℃〜５００℃のＰＨ２Ｏ/ＰＨ２を変化させた結果、結晶粒径が５５μｍ以上、｛１００｝面強度２．４以上であったが、Ｃｒ酸化層厚みが０〜０．６μｍとなり、規定範囲外の鋼Ｔ１Ａ１、鋼Ｔ１Ａ５では鉄損Ｗ１５／５０、Ｗ１０／４００、磁束密度Ｂ５０が劣化した。
なお、鋼ＺＺ１Ｃは仕上げ焼鈍後の組織が１００％未再結晶組織（平均結晶粒径０μｍと記載）であり、引張強度はロータ用無方向性電磁鋼板として好適な範囲を満たした。７５０℃１２０分焼鈍後の平均結晶粒径は８５μｍであり、｛１００｝面強度５．１であり、鉄損Ｗ１５／５０、Ｗ１０／４００、および磁束密度Ｂ５０が共に良化した。
鋼ＰＰ１Ｃは仕上げ焼鈍後の｛１００｝面強度２．４以上であったが、結晶粒径が８０μｍであったため、鉄損Ｗ１５／５０、Ｗ１０／４００、磁束密度Ｂ５０は良好であったが、引張強度が劣化した。７５０℃１２０分焼鈍後において、鉄損Ｗ１５／５０、Ｗ１０／４００、磁束密度Ｂ５０は良好であった。
鋼ＰＰＰ１Ｃは仕上げ焼鈍後の｛１００｝面強度２．４以上であったが、結晶粒径が３５μｍであったため、鉄損Ｗ１５／５０、Ｗ１０／４００、磁束密度Ｂ５０は良好であったが、引張強度が劣化した。７５０℃１２０分焼鈍後において、鉄損Ｗ１５／５０、Ｗ１０／４００がともに良化した。
ただし、鋼ＸＸ１Ｃ、ＺＺ１Ｃは、｛４１１｝方位粒面積率が７０％未満、｛１１１｝方位粒面積率が２５％超えであったため、鋼Ｐ１Ｃ〜Ｘ１Ｃに比べ、鉄損Ｗ１５／５０、Ｗ１０／４００が高く、磁束密度Ｂ５０が低かった。
鋼Ｔ１Ａ１〜Ｔ１Ａ５は、仕上焼鈍の昇温時の３００℃〜５００℃のＰＨ２Ｏ/ＰＨ２を変化させた結果、結晶粒径が５５μｍ以上、｛１００｝面強度２．４以上であったが、Ｃｒ酸化層厚みが０〜０．６μｍとなり、規定範囲外の鋼Ｔ１Ａ１、鋼Ｔ１Ａ５では鉄損Ｗ１５／５０、Ｗ１０／４００、磁束密度Ｂ５０が劣化した。
なお、鋼ＺＺ１Ｃは仕上げ焼鈍後の組織が１００％未再結晶組織（平均結晶粒径０μｍと記載）であり、引張強度はロータ用無方向性電磁鋼板として好適な範囲を満たした。７５０℃１２０分焼鈍後の平均結晶粒径は８５μｍであり、｛１００｝面強度５．１であり、鉄損Ｗ１５／５０、Ｗ１０／４００、および磁束密度Ｂ５０が共に良化した。
鋼ＰＰ１Ｃは仕上げ焼鈍後の｛１００｝面強度２．４以上であったが、結晶粒径が８０μｍであったため、鉄損Ｗ１５／５０、Ｗ１０／４００、磁束密度Ｂ５０は良好であったが、引張強度が劣化した。７５０℃１２０分焼鈍後において、鉄損Ｗ１５／５０、Ｗ１０／４００、磁束密度Ｂ５０は良好であった。
鋼ＰＰＰ１Ｃは仕上げ焼鈍後の｛１００｝面強度２．４以上であったが、結晶粒径が３５μｍであったため、鉄損Ｗ１５／５０、Ｗ１０／４００、磁束密度Ｂ５０は良好であったが、引張強度が劣化した。７５０℃１２０分焼鈍後において、鉄損Ｗ１５／５０、Ｗ１０／４００がともに良化した。
（実施例２）
表７に示す化学成分の溶鋼を水冷した１対のロール間で急速に冷却して１ｍｍ厚の鋳片を作製した。鋳片は酸洗で表面スケールを除去した後、冷間圧延で０．２０ｍｍ厚に仕上げ、昇温時の３００℃〜５００℃のＰＨ２Ｏ/ＰＨ２によりＣｒ酸化層厚みを制御して、７５０℃で１５秒仕上げ焼鈍した。なお、鋼Ｄ２と鋼Ｋ２は冷間圧延時に破断した。
以上の工程を経て、無方向性電磁鋼板を得た。そして、実施例１と同様に、得られた無方向性電磁鋼板に対して、各種測定を実施した。その結果を表８に示す。
なお、表７中、「総計」は、Ｍｇ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ及びＣｄの合計量を示す。
表７に示す化学成分の溶鋼を水冷した１対のロール間で急速に冷却して１ｍｍ厚の鋳片を作製した。鋳片は酸洗で表面スケールを除去した後、冷間圧延で０．２０ｍｍ厚に仕上げ、昇温時の３００℃〜５００℃のＰＨ２Ｏ/ＰＨ２によりＣｒ酸化層厚みを制御して、７５０℃で１５秒仕上げ焼鈍した。なお、鋼Ｄ２と鋼Ｋ２は冷間圧延時に破断した。
以上の工程を経て、無方向性電磁鋼板を得た。そして、実施例１と同様に、得られた無方向性電磁鋼板に対して、各種測定を実施した。その結果を表８に示す。
なお、表７中、「総計」は、Ｍｇ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ及びＣｄの合計量を示す。
上記結果からわかるように、所定の範囲の成分で、｛１００｝面強度≧２．４、｛１００｝方位粒面積率≧１８％、とすることで、高い引張強度を有しつつも、良好な鉄損Ｗ１５／５０、Ｗ１０／４００および磁束密度Ｂ５０が得られた。
鋼Ａ２、鋼Ｂ２、鋼Ｃ２、鋼Ｅ２、鋼Ｆ２、鋼Ｈ２、鋼Ｍ２、鋼Ｎ２、鋼Ｏ２、およびＹ２は、｛１００｝面強度２．４以上であり、磁束密度Ｂ５０は高かったが、７５０℃１２０分焼鈍後の平均結晶粒径が５０μｍ未満で、粗大粒と微細粒とが混在する組織となり、鉄損Ｗ１５／５０、Ｗ１０／４００が劣化した。さらに、鋼Ｃ２、鋼Ｅ２、鋼Ｈ２は式３のＲが６４未満であり、特にＷ１０／４００が劣化した。
鋼Ｇ２、鋼Ｉ２は、｛１００｝面強度２．４以上であったが、それぞれＭｎ、Ｃｒが上限を超えており、磁束密度Ｂ５０が低下した。
鋼Ｚ２は結晶粒径が５０μｍ、｛１００｝面強度２．４以上であったが、Ｃｒ酸化層厚さが１μｍであり、鉄損Ｗ１５／５０、Ｗ１０／４００、磁束密度Ｂ５０が劣化した。
鋼Ａ２、鋼Ｂ２、鋼Ｃ２、鋼Ｅ２、鋼Ｆ２、鋼Ｈ２、鋼Ｍ２、鋼Ｎ２、鋼Ｏ２、およびＹ２は、｛１００｝面強度２．４以上であり、磁束密度Ｂ５０は高かったが、７５０℃１２０分焼鈍後の平均結晶粒径が５０μｍ未満で、粗大粒と微細粒とが混在する組織となり、鉄損Ｗ１５／５０、Ｗ１０／４００が劣化した。さらに、鋼Ｃ２、鋼Ｅ２、鋼Ｈ２は式３のＲが６４未満であり、特にＷ１０／４００が劣化した。
鋼Ｇ２、鋼Ｉ２は、｛１００｝面強度２．４以上であったが、それぞれＭｎ、Ｃｒが上限を超えており、磁束密度Ｂ５０が低下した。
鋼Ｚ２は結晶粒径が５０μｍ、｛１００｝面強度２．４以上であったが、Ｃｒ酸化層厚さが１μｍであり、鉄損Ｗ１５／５０、Ｗ１０／４００、磁束密度Ｂ５０が劣化した。
それに対して、鋼Ｐ２〜Ｘ２、鋼ＺＺ２、鋼ＷＷ２は、７５０℃１２０分焼鈍後において、鉄損Ｗ１５／５０、Ｗ１０／４００、および磁束密度Ｂ５０が共に良化した。また、７５０℃１２０分焼鈍前においては、高い引張強度を有しつつも、良好な鉄損Ｗ１５／５０、Ｗ１０／４００、および磁束密度Ｂ５０が得られた。
ただし、鋼ＺＺ２、鋼ＷＷ２は、｛１１１｝方位粒面積率が２５％超えであったため、鋼Ｐ１Ａ〜Ｘ１Ａに比べ、鉄損Ｗ１５／５０、Ｗ１０／４００が高く、磁束密度Ｂ５０が低かった。
鋼Ｓ２１〜Ｓ２５は、仕上焼鈍の昇温時の３００℃〜５００℃のＰＨ２Ｏ/ＰＨ２を変化させた結果、結晶粒径が５５μｍ以上、｛１００｝面強度２．４以上であったが、Ｃｒ酸化層厚みが０〜０．６μｍとなり、規定範囲外の鋼Ｓ２１、鋼Ｓ２５では鉄損Ｗ１５／５０、Ｗ１０／４００、磁束密度Ｂ５０が劣化した。
なお、鋼ＷＷ２は仕上げ焼鈍後の組織が１００％未再結晶組織（平均結晶粒径０μｍと記載）であり、引張強度はロータ用無方向性電磁鋼板として好適な範囲を満たした。７５０℃１２０分焼鈍後の平均結晶粒径は８０μｍであり、｛１００｝面強度５．４であり、鉄損Ｗ１５／５０、Ｗ１０／４００、および磁束密度Ｂ５０が共に良化した。
ただし、鋼ＺＺ２、鋼ＷＷ２は、｛１１１｝方位粒面積率が２５％超えであったため、鋼Ｐ１Ａ〜Ｘ１Ａに比べ、鉄損Ｗ１５／５０、Ｗ１０／４００が高く、磁束密度Ｂ５０が低かった。
鋼Ｓ２１〜Ｓ２５は、仕上焼鈍の昇温時の３００℃〜５００℃のＰＨ２Ｏ/ＰＨ２を変化させた結果、結晶粒径が５５μｍ以上、｛１００｝面強度２．４以上であったが、Ｃｒ酸化層厚みが０〜０．６μｍとなり、規定範囲外の鋼Ｓ２１、鋼Ｓ２５では鉄損Ｗ１５／５０、Ｗ１０／４００、磁束密度Ｂ５０が劣化した。
なお、鋼ＷＷ２は仕上げ焼鈍後の組織が１００％未再結晶組織（平均結晶粒径０μｍと記載）であり、引張強度はロータ用無方向性電磁鋼板として好適な範囲を満たした。７５０℃１２０分焼鈍後の平均結晶粒径は８０μｍであり、｛１００｝面強度５．４であり、鉄損Ｗ１５／５０、Ｗ１０／４００、および磁束密度Ｂ５０が共に良化した。
（実施例３）
表９に示す化学組成の鋼Ａを溶製し、熱間圧延で２．１ｍｍ厚の熱延板と１．２５ｍｍ厚の熱延板を作製した。
２．１ｍｍ厚の熱延板を、条件１）１，０５０℃で３０分、条件２）１，０５０℃で５分焼鈍した後、又は条件３）１．２５ｍｍ厚の熱延板を１，０５０℃で３０分焼鈍した後、条件４）１．８ｍｍ厚の熱延板を１．０５０℃で３０分焼鈍した後、又は条件５）１．８ｍｍ厚の熱延板を１，０５０℃で３０分焼鈍した後、酸洗で表面スケールを除去した。
その後、冷間圧延で０．２５ｍｍ厚に仕上げ、昇温時の３００℃〜５００℃のＰＨ２Ｏ/ＰＨ２を１０−３以下に制御して、７５０℃で１５秒仕上げ焼鈍した。
以上の工程を経て、無方向性電磁鋼板を製造した。なお、条件１）、条件２）、条件３）、条件４）、条件５）で熱延板の焼鈍を施した無方向性電磁鋼板Ｎｏを、各々、Ｃ−１、Ｃ−２、Ｃ−３、Ｃ−４、Ｃ−５とした。
そして、実施例１と同様に、得られた無方向性電磁鋼板に対して、各種測定を実施した。その結果を表１０に示す。Ｃ−５については、得られた無方向性電磁鋼板を打ち抜いて得た特性評価用の鋼板を、温度７５０℃、６０分で焼鈍した。
なお、表５中、「総計」は、Ｍｇ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ及びＣｄの合計量を示す。
表９に示す化学組成の鋼Ａを溶製し、熱間圧延で２．１ｍｍ厚の熱延板と１．２５ｍｍ厚の熱延板を作製した。
２．１ｍｍ厚の熱延板を、条件１）１，０５０℃で３０分、条件２）１，０５０℃で５分焼鈍した後、又は条件３）１．２５ｍｍ厚の熱延板を１，０５０℃で３０分焼鈍した後、条件４）１．８ｍｍ厚の熱延板を１．０５０℃で３０分焼鈍した後、又は条件５）１．８ｍｍ厚の熱延板を１，０５０℃で３０分焼鈍した後、酸洗で表面スケールを除去した。
その後、冷間圧延で０．２５ｍｍ厚に仕上げ、昇温時の３００℃〜５００℃のＰＨ２Ｏ/ＰＨ２を１０−３以下に制御して、７５０℃で１５秒仕上げ焼鈍した。
以上の工程を経て、無方向性電磁鋼板を製造した。なお、条件１）、条件２）、条件３）、条件４）、条件５）で熱延板の焼鈍を施した無方向性電磁鋼板Ｎｏを、各々、Ｃ−１、Ｃ−２、Ｃ−３、Ｃ−４、Ｃ−５とした。
そして、実施例１と同様に、得られた無方向性電磁鋼板に対して、各種測定を実施した。その結果を表１０に示す。Ｃ−５については、得られた無方向性電磁鋼板を打ち抜いて得た特性評価用の鋼板を、温度７５０℃、６０分で焼鈍した。
なお、表５中、「総計」は、Ｍｇ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ及びＣｄの合計量を示す。
上記結果からわかるように、鋼Ｃ−２、鋼Ｃ−３は｛１００｝面強度が２．４未満となり、磁束密度Ｂ５０が劣化した。
それに対して、鋼Ｃ−１、鋼Ｃ−４、鋼Ｃ−５は、７５０℃１２０分焼鈍前において、高い引張強度を有しつつも、鉄損Ｗ１５／５０、Ｗ１０／４００、および磁束密度Ｂ５０が共に良化した。そして、鋼Ｃ−５は、７５０℃１２０分焼鈍後、良好な鉄損Ｗ１５／５０、Ｗ１０／４００、および磁束密度Ｂ５０が得られた。
それに対して、鋼Ｃ−１、鋼Ｃ−４、鋼Ｃ−５は、７５０℃１２０分焼鈍前において、高い引張強度を有しつつも、鉄損Ｗ１５／５０、Ｗ１０／４００、および磁束密度Ｂ５０が共に良化した。そして、鋼Ｃ−５は、７５０℃１２０分焼鈍後、良好な鉄損Ｗ１５／５０、Ｗ１０／４００、および磁束密度Ｂ５０が得られた。
Claims (5)
- 質量％で
Ｃ：０％超〜０．００３０％、
Ｓｉ：２．００％〜４．５０％、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．１５％〜２．５０％、
Ｍｎ：０．２０％〜１．５０％、
Ｃｒ：０．３０％〜５．００％
Ｐ：０．００５％〜０．２００％、
Ｓ：０．００１０％〜０．０１００％、
Ｔｉ：０．０００５％〜０．０１００％、
Ｃａ：０．０００５％〜０．０１００％、
Ｍｇ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ及びＣｄからなる群から選択された一種以上：総計０．０００５％〜０．０２００％、並びに、
残部：Ｆｅ及び不純物を含む化学組成を有し
インバースポールフィギュアの｛１００｝面強度が２．４以上であり、
電子線後方散乱回折（ＥＢＳＤ）で測定した際の｛１００｝方位（裕度２０°以内）の結晶方位を有する結晶粒の全視野に対する面積率が１８％以上であり、
平均結晶粒径が５５μｍ〜２００μｍであり、
板厚が０．１０ｍｍ〜０．３０ｍｍであり、
鋼板の表面に厚さが０．０１μｍ以上０．５μｍ以下のＣｒ酸化物を含む層を有し、
前記Ｓｉの含有量（質量％）を［Ｓｉ］、前記Ａｌの含有量（質量％）を［Ａｌ］、前記Ｃｒの含有量（質量％）を［Ｃｒ］、無方向性電磁鋼板の板厚（ｍｍ）をｔとしたときに以下の式１及び式２を満たす無方向性電磁鋼板。
１０．００％≦２［Ｓｉ］＋２［Ａｌ］＋［Ｃｒ］＜１５．００％ （式１）
（２［Ａｌ］＋［Ｃｒ］）／２［Ｓｉ］−１０ｔ２≦０．３５ （式２） - 前記Ｓｉの含有量（質量％）を[Ｓｉ]、前記Ａｌの含有量（質量%）を[Ａｌ]、前記Ｍｎの含有量（質量％）を[Ｍｎ]、前記Ｃｒの含有量（質量％）を[Ｃｒ]としたときに下記式３で表されるＲが６４．００以上である請求項１に記載の無方向性電磁鋼板。
Ｒ＝９．９＋１２．４×[Ｓｉ]＋１０．０×[Ａｌ]＋６．６×[Ｍｎ]＋５．０×[Ｃｒ] （式３） - 電子線後方散乱回折（ＥＢＳＤ）で測定した際の｛４１１｝方位（裕度２０°以内）の結晶方位を有する結晶粒の全視野に対する面積率が７０％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。
- 電子線後方散乱回折（ＥＢＳＤ）で測定した際の｛１１１｝方位（裕度２０°以内）の結晶方位を有する結晶粒の全視野に対する面積率が２５％以下である請求項１〜請求項３のいずれか１項に記載の無方向性電磁鋼板。
- ７５０℃で１２０分焼鈍により、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が得られる無方向性電磁鋼板であって、
質量％で
Ｃ：０％超〜０．００３０％、
Ｓｉ：２．００％〜４．５０％、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．１５％〜２．５％、
Ｍｎ：０．２０％〜１．５０％、
Ｃｒ：０．３０％〜５．００％
Ｐ：０．００５％〜０．２００％、
Ｓ：０．００１０％〜０．０１００％、
Ｔｉ：０．０００５％〜０．０１００％、
Ｃａ：０．０００５％〜０．０１００％、
Ｍｇ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ及びＣｄからなる群から選択された一種以上：総計０．０００５％〜０．０２００％、並びに、
残部：Ｆｅ及び不純物を含む化学組成を有し、
７５０℃で１２０分焼鈍した後、
インバースポールフィギュアの｛１００｝面強度が２．４以上であり、
電子線後方散乱回折（ＥＢＳＤ）で測定した際の｛１００｝方位（裕度２０°以内）の結晶方位を有する結晶粒の全視野に対する面積率が１８％以上であり、
平均結晶粒径が２０μｍ以下であり、
板厚が０．１０ｍｍ〜０．３０ｍｍであり、
鋼板の表面に厚さが０．０１μｍ以上０．５μｍ以下のＣｒ酸化物を含む層を有し、 前記Ｓｉの含有量（質量％）を［Ｓｉ］、前記Ａｌの含有量（質量％）を［Ａｌ］、前記Ｃｒの含有量（質量％）を［Ｃｒ］、無方向性電磁鋼板の板厚（ｍｍ）ｔとしたときに前記の式１及び式２を満たす無方向性電磁鋼板。
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