JP6604120B2 - 無方向性電磁鋼板、及びその製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、無方向性電磁鋼板、及びその製造方法に関するものである。
電気機器等に使用されるモータは、省エネルギー化の観点等から、更なる高効率化が求められている。このような要求から、モータ等に用いられる無方向性電磁鋼板は、より低鉄損高磁束密度化が求められている。
特許文献１及び２には、特定の熱延板を、冷間圧延、中間焼鈍、特定のスキンパス圧延を施す、無方向性電磁鋼板の製造方法が開示されている。特許文献１及び２の手法は、熱延及び冷延方向に対して、特定の角度でスキンパスを施す必要があるため、１つのラインで連続的にスキンパスを施すことができず、生産性が悪かった。
特許文献３には、炭素原子を０．０５質量％以上含む特定の薄鋼板に、加工工程を施し、該薄鋼板の表層に特定の表面歪みを付加することにより、化成処理性に優れた効果構成高強度薄鋼板の製造方法が開示されている。
当該特許文献３の技術は、鋼の強度を増加するために炭素原子を０．０５％以上含有させるものであり、電磁鋼板の技術とは異なるものであった。
当該特許文献３の技術は、鋼の強度を増加するために炭素原子を０．０５％以上含有させるものであり、電磁鋼板の技術とは異なるものであった。
特許文献４には、特定の母材金属板を得る工程と、当該母材金属板に歪みを付与する工程と、歪み付与後の母材金属板にフェライト生成元素を付着させる工程と、当該フェライト生成元素を母材金属板に拡散させ合金化する工程と、特定温度で加熱し、次いで特定温度に冷却することにより｛２００｝面集積度を増加させる工程とを有する、高い｛２００｝面集積度を有するＦｅ系金属板の製造方法が開示されている。
特許文献５には、特定の溶鋼を、移動更新する冷却体表面によって凝固せしめて鋳造鋼帯とし、次いで、該鋳造鋼帯を特定の圧延率で冷間圧延して所定の厚さとした後、仕上焼鈍する無方向性電磁鋼板の製造方法が記載されており、当該製造方法によれば、一次再結晶後の組織が｛１００｝＜０ｖｗ＞集合組織を有する特定の無方向性電磁鋼板が製造できるとされている。
当該製造方法は、熱延もしくは鋳片において発生する柱状晶が板表面から中心層に向かって成長する際に、成長方向が＜１００＞方向に一致する性質を利用して、熱延板や鋳片にランダムキューブ系方位を集積させ、当該ランダムキューブ型方位が集積したキューブ系結晶組織が冷延後再結晶で消失しないように低冷延率で冷間圧延および回復焼鈍を行い、元のキューブ方位を維持するものである。当該技術については、現状では設備制約によりキューブ集合組織の柱状晶を有する熱延鋼板もしくは鋳片は大量生産に適していないという課題があった。また、この技術では｛１１１｝方位はほとんど発達しない。
当該製造方法は、熱延もしくは鋳片において発生する柱状晶が板表面から中心層に向かって成長する際に、成長方向が＜１００＞方向に一致する性質を利用して、熱延板や鋳片にランダムキューブ系方位を集積させ、当該ランダムキューブ型方位が集積したキューブ系結晶組織が冷延後再結晶で消失しないように低冷延率で冷間圧延および回復焼鈍を行い、元のキューブ方位を維持するものである。当該技術については、現状では設備制約によりキューブ集合組織の柱状晶を有する熱延鋼板もしくは鋳片は大量生産に適していないという課題があった。また、この技術では｛１１１｝方位はほとんど発達しない。
特許文献６には、特定の素材から特定の熱間圧延材を作成し、表面酸価層を除去後、特定の強冷間圧延して特定の板厚とした後、特定条件下で脱炭酸焼鈍と同時に最終焼鈍を行う、面内無方向性電磁鋼板の再造方法が記載されている。
当該製造方法は、冷間圧延において、高冷延率において形成されたαファイバー集合組織から｛４１１｝＜１４８＞〜｛１００｝＜０１２＞に至る系列の再結晶方位が優先的に形成される現象を利用する。高冷延率のαファイバー集合組織において｛１００｝＜０１１＞〜｛２１１｝＜０１１＞から当該再結晶方位が形成されると解釈されている。
このような｛４１１｝＜１４８＞〜｛１００｝＜０１２＞系列のキューブ周辺の方位を有する無方向性電磁鋼板においては、ハイグレードの高Ｓｉ系の材料では、高圧下率の冷延を施すにあたり、通板の安定性に課題があった。また、冷延率を高めると｛１１１｝方位はほとんど発達しなかった。
当該製造方法は、冷間圧延において、高冷延率において形成されたαファイバー集合組織から｛４１１｝＜１４８＞〜｛１００｝＜０１２＞に至る系列の再結晶方位が優先的に形成される現象を利用する。高冷延率のαファイバー集合組織において｛１００｝＜０１１＞〜｛２１１｝＜０１１＞から当該再結晶方位が形成されると解釈されている。
このような｛４１１｝＜１４８＞〜｛１００｝＜０１２＞系列のキューブ周辺の方位を有する無方向性電磁鋼板においては、ハイグレードの高Ｓｉ系の材料では、高圧下率の冷延を施すにあたり、通板の安定性に課題があった。また、冷延率を高めると｛１１１｝方位はほとんど発達しなかった。
特許文献７には、特定の鋼をスラブとして、熱間圧延において粗圧延及び仕上げ圧延を施し熱延板とし、酸性し一回の冷間圧延工程を施し、次いで特定条件による仕上焼鈍を施す、無方向性電磁鋼板の製造方法が記載されている。
また、特許文献８には、特定のスラブを粗圧延後、特定条件により熱間圧延の仕上げ圧延をして熱延板とし、次いで１回の冷間圧延後仕上焼鈍を施す、無方向性電磁鋼板の製造方法が記載されている。
特許文献７及び８の方法は、冷間圧延の冷延率を実質的に上昇させる効果を伴う熱延を施す特徴がある。特許文献７の手法は、熱延仕上温度極低温化により熱延集合組織に圧延集合組織を残存させ、従来よりも低い冷延率で｛４１１｝＜１４８＞〜｛１００｝＜０１２＞系集合組織を再結晶後に形成させるものであり、特許文献８の手法は、潤滑熱延を行うことにより、熱延結晶組織における付加的せん断歪を減少させ、熱延板全厚にわたり、圧延集合組織を発達させるものである。しかしながら特許文献７及び８の手法は、熱延条件が通常条件を大きく外れており実用化されていない。
また、特許文献８には、特定のスラブを粗圧延後、特定条件により熱間圧延の仕上げ圧延をして熱延板とし、次いで１回の冷間圧延後仕上焼鈍を施す、無方向性電磁鋼板の製造方法が記載されている。
特許文献７及び８の方法は、冷間圧延の冷延率を実質的に上昇させる効果を伴う熱延を施す特徴がある。特許文献７の手法は、熱延仕上温度極低温化により熱延集合組織に圧延集合組織を残存させ、従来よりも低い冷延率で｛４１１｝＜１４８＞〜｛１００｝＜０１２＞系集合組織を再結晶後に形成させるものであり、特許文献８の手法は、潤滑熱延を行うことにより、熱延結晶組織における付加的せん断歪を減少させ、熱延板全厚にわたり、圧延集合組織を発達させるものである。しかしながら特許文献７及び８の手法は、熱延条件が通常条件を大きく外れており実用化されていない。
従来、無方向性電磁鋼板の磁気特性は、通常、当該鋼板の板面に平行な方向で評価される場合が多かった。そのため、磁化容易軸である＜１００＞方向を鋼板の板面に平行な方向に配置するよう結晶方位制御の努力が向けられてきた。
一方、無方向性電磁鋼板は、種々の用途に用いられており、鋼板を積層して形成されるモータコアなどの電磁部品は、通常、単純な直方体形状ではなく、更なる高機能化や高効率化を指向してその形状は複雑化する傾向にある。このように実用での状況を考えると、電磁鋼板の中を流れる磁束の方向は必ずしも鋼板板面に平行であるとは限らず、電磁部品形状や複数部品の配置に応じて磁束の方向が大きく変化する領域や部品の端部近くでは磁束の方向が鋼板板面に平行な方向から大きくずれることになる。このため従来の電磁鋼板では電磁部品の高効率化が十分とは言えない状況となっており、鋼板板面に傾斜した方向への磁束を考慮した材料が必要と考えられた。
一方、無方向性電磁鋼板は、種々の用途に用いられており、鋼板を積層して形成されるモータコアなどの電磁部品は、通常、単純な直方体形状ではなく、更なる高機能化や高効率化を指向してその形状は複雑化する傾向にある。このように実用での状況を考えると、電磁鋼板の中を流れる磁束の方向は必ずしも鋼板板面に平行であるとは限らず、電磁部品形状や複数部品の配置に応じて磁束の方向が大きく変化する領域や部品の端部近くでは磁束の方向が鋼板板面に平行な方向から大きくずれることになる。このため従来の電磁鋼板では電磁部品の高効率化が十分とは言えない状況となっており、鋼板板面に傾斜した方向への磁束を考慮した材料が必要と考えられた。
本発明は、上記実情に鑑みてなされたものであり、板面に対し傾斜した方向への磁束の流れが向上し、磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板、及び、生産性に優れた、前記無方向性電磁鋼板の製造方法を提供することを目的とする。
本発明に係る無方向性電磁鋼板は、質量％で、
０．１≦Ｓｉ≦３．５、
０．１≦Ｍｎ≦１．５、
Ａｌ≦２．５、
Ｃｒ≦１．０、
Ｓｎ≦０．２、
Ｃ≦０．００３、
Ｎ≦０．００３、
Ｓ≦０．００３、
残部がＦｅ、及びその他不可避不純物からなる無方向性電磁鋼板であって、
当該無方向性電磁鋼板の板厚中心層の、０≦φ１≦９０°、０≦φ２≦９０°、０≦ψ≦９０°で定義される方位分布関数（ＯＤＦ）のＢｕｎｇｅ表示において、
φ２＝４５°断面において、ψ＝５５°である方位の最高強度が３以下かつ１以上であり、
φ２＝０°断面におけるψ＝０°である方位において、強度が２以上であるφ１の角度領域が６０°以上９０°以下であることを特徴とする無方向性電磁鋼板。
０．１≦Ｓｉ≦３．５、
０．１≦Ｍｎ≦１．５、
Ａｌ≦２．５、
Ｃｒ≦１．０、
Ｓｎ≦０．２、
Ｃ≦０．００３、
Ｎ≦０．００３、
Ｓ≦０．００３、
残部がＦｅ、及びその他不可避不純物からなる無方向性電磁鋼板であって、
当該無方向性電磁鋼板の板厚中心層の、０≦φ１≦９０°、０≦φ２≦９０°、０≦ψ≦９０°で定義される方位分布関数（ＯＤＦ）のＢｕｎｇｅ表示において、
φ２＝４５°断面において、ψ＝５５°である方位の最高強度が３以下かつ１以上であり、
φ２＝０°断面におけるψ＝０°である方位において、強度が２以上であるφ１の角度領域が６０°以上９０°以下であることを特徴とする無方向性電磁鋼板。
本発明に係る無方向性電磁鋼板の製造方法は、前記本発明に係る無方向性電磁鋼板の製造方法であって、
鋼板を少なくとも２本のリターンロールにより、曲げ−曲げ戻しする工程（Ｉ）と、
鋼板を直径６００ｍｍ以下の圧延ロールにより圧延する冷間圧延工程（ＩＩ）とをこの順に有することを特徴とする。
鋼板を少なくとも２本のリターンロールにより、曲げ−曲げ戻しする工程（Ｉ）と、
鋼板を直径６００ｍｍ以下の圧延ロールにより圧延する冷間圧延工程（ＩＩ）とをこの順に有することを特徴とする。
本発明の無方向性電磁鋼板の製造方法においては、前記冷間圧延工程（ＩＩ）が、直径６０ｍｍ以上１２０ｍｍ以下の圧延ロールを用いてリバース圧延機により圧延する工程であることが、再結晶後に得られる｛１１１｝方位結晶が十分に確保され、同時に｛１００｝方位結晶も十分に確保できるので、無方向性電磁鋼板の磁束密度をより向上し、鉄損を減少する点から好ましい。
また、本発明の無方向性電磁鋼板の製造方法においては、前記冷間圧延工程（ＩＩ）が、直径４００ｍｍ以上６００ｍｍ以下の圧延ロールを用いてタンデム圧延機により圧延する工程であることが、再結晶後に得られる｛１１１｝方位結晶が十分に確保され、同時に｛１００｝方位結晶も十分に確保できるので、無方向性電磁鋼板の磁束密度をより向上し、鉄損を減少する点から好ましい。
本発明の無方向性電磁鋼板の製造方法においては、前記冷間圧延工程直前の鋼板の結晶粒の平均直径が、円相当直径で５０μｍ以上３００μｍ以下であることが、無方向性電磁鋼板の磁束密度をより向上し、鉄損を減少する点から好ましい。
本発明の無方向性電磁鋼板の製造方法においては、前記リターンロールの直径が、１０ｍｍ以上３００ｍｍ以下であることが、容易に十分な曲げ−曲げ戻しを行える点から好ましい。
本発明の無方向性電磁鋼板の製造方法においては、鋼板の前記リターンロールへの入り側と出側とのなす角が１３５度以上１８０度以下であることが、十分な曲げ−曲げ戻しを行う点から好ましい。
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本発明によれば、板面に対し傾斜した方向への磁束の流れが向上し、磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板、及び、生産性に優れた、前記無方向性電磁鋼板の製造方法を提供することができる。
以下、本発明に係る無方向性電磁鋼板、及び、その製造方法について、順に説明する。
本発明において「％」は、特に断りが無い限り「質量％」を表すものとする。
本発明においては、磁束密度の強度を表す単位「tesla：テスラ」を表すアルファベット大文字「Ｔ」と鋼板板厚全厚「thickness：厚み」を表すアルファベット「ｔ」を区別して用いる。
また、本発明において、図の説明で使用する光学顕微鏡写真のＬ断面とは、鋼板法線方向と圧延方向を含む鋼板の断面を指している。Ｌ断面の観察は板幅全幅のうち、板幅中心線を中心として幅方向に９０％以内の範囲から断面を取り観察することが好ましい。しかしながら、それ以外の鋼板端部のＬ断面の観察結果を本発明の特徴から排除することを意味するものではない。
本発明において「％」は、特に断りが無い限り「質量％」を表すものとする。
本発明においては、磁束密度の強度を表す単位「tesla：テスラ」を表すアルファベット大文字「Ｔ」と鋼板板厚全厚「thickness：厚み」を表すアルファベット「ｔ」を区別して用いる。
また、本発明において、図の説明で使用する光学顕微鏡写真のＬ断面とは、鋼板法線方向と圧延方向を含む鋼板の断面を指している。Ｌ断面の観察は板幅全幅のうち、板幅中心線を中心として幅方向に９０％以内の範囲から断面を取り観察することが好ましい。しかしながら、それ以外の鋼板端部のＬ断面の観察結果を本発明の特徴から排除することを意味するものではない。
Ａ．無方向性電磁鋼板
本発明に係る無方向性電磁鋼板は、質量％で、
０．１≦Ｓｉ≦３．５、
０．１≦Ｍｎ≦１．５、
Ａｌ≦２．５、
Ｃｒ≦１．０、
Ｓｎ≦０．２、
Ｃ≦０．００３、
Ｎ≦０．００３、
Ｓ≦０．００３、
残部がＦｅ、及びその他不可避不純物からなる無方向性電磁鋼板であって、
当該無方向性電磁鋼板の板厚中心層の、０≦φ１≦９０°、０≦φ２≦９０°、０≦ψ≦９０°で定義される方位分布関数（ＯＤＦ）のＢｕｎｇｅ表示において、
φ２＝４５°断面において、ψ＝５５°である方位の最高強度が３以下かつ１以上であり、
φ２＝０°断面におけるψ＝０°である方位において、強度が２以上であるφ１の角度領域が６０°以上９０°以下であることを特徴とする。
本発明に係る無方向性電磁鋼板は、質量％で、
０．１≦Ｓｉ≦３．５、
０．１≦Ｍｎ≦１．５、
Ａｌ≦２．５、
Ｃｒ≦１．０、
Ｓｎ≦０．２、
Ｃ≦０．００３、
Ｎ≦０．００３、
Ｓ≦０．００３、
残部がＦｅ、及びその他不可避不純物からなる無方向性電磁鋼板であって、
当該無方向性電磁鋼板の板厚中心層の、０≦φ１≦９０°、０≦φ２≦９０°、０≦ψ≦９０°で定義される方位分布関数（ＯＤＦ）のＢｕｎｇｅ表示において、
φ２＝４５°断面において、ψ＝５５°である方位の最高強度が３以下かつ１以上であり、
φ２＝０°断面におけるψ＝０°である方位において、強度が２以上であるφ１の角度領域が６０°以上９０°以下であることを特徴とする。
なお、φ２＝４５°断面において、ψ＝５４．７°を中心に±１０°程度の範囲の方位は、一般的にγファイバーと呼ばれる。本発明においては、φ２＝４５°断面において、ψ＝５５°の方位における強度をγファイバーの代表値として取り扱うものとし、以降、本明細書においては、φ２＝４５°断面において、ψ＝５５°の方位を「γファイバー」と呼称することがある。
また、φ２＝０°断面におけるψ＝０°である方位は本発明においては特にＣファイバーと呼ぶ。以降、本明細書においてはこの呼称を用いることがある。さらに、本発明で規定する「φ２＝０°断面にてψ＝０°である方位において、強度が２以上であるφ１の角度領域」を単に「Ｃファイバーの特定角度領域」と呼ぶことがある。
また、φ２＝０°断面におけるψ＝０°である方位は本発明においては特にＣファイバーと呼ぶ。以降、本明細書においてはこの呼称を用いることがある。さらに、本発明で規定する「φ２＝０°断面にてψ＝０°である方位において、強度が２以上であるφ１の角度領域」を単に「Ｃファイバーの特定角度領域」と呼ぶことがある。
本発明の無方向性電磁鋼板は、板面内に加え、板面に対し傾斜した方向への磁束の流れが向上し、磁気特性に優れている。
本発明者らは、無方向性電磁鋼板が、単純な長方形形状でない部材においても広く用いられている実情から、無方向性電磁鋼板の板面に平行でない方向における磁気特性の改善に、鋭意検討を進めた結果、当該無方向性電磁鋼板の板厚中心層の、０≦φ１≦９０°、０≦φ２≦９０°、０≦ψ≦９０°で定義される方位分布関数（ＯＤＦ）のＢｕｎｇｅ表示において、Ｃファイバーの特定角度領域が６０°以上９０°以下であり、かつ、γファイバーが適度に存在することにより、上記のような効果が得られるとの知見を得た。
本発明の無方向性電磁鋼板がこのような効果を有する作用については、未解明な部分もあるが、以下のように推測される。
本発明者らは、無方向性電磁鋼板が、単純な長方形形状でない部材においても広く用いられている実情から、無方向性電磁鋼板の板面に平行でない方向における磁気特性の改善に、鋭意検討を進めた結果、当該無方向性電磁鋼板の板厚中心層の、０≦φ１≦９０°、０≦φ２≦９０°、０≦ψ≦９０°で定義される方位分布関数（ＯＤＦ）のＢｕｎｇｅ表示において、Ｃファイバーの特定角度領域が６０°以上９０°以下であり、かつ、γファイバーが適度に存在することにより、上記のような効果が得られるとの知見を得た。
本発明の無方向性電磁鋼板がこのような効果を有する作用については、未解明な部分もあるが、以下のように推測される。
本発明の無方向性電磁鋼板は、方位分布関数のＢｕｎｇｅ表示において、γファイバーの最高強度が３以下かつ１以上であり、無方向性電磁鋼板内に、γファイバーが適度に存在している。γファイバーにおいて磁化容易軸である＜１００＞方向は、板面に対して垂直な＜１１１＞方向と５５度の角度をなして板面に対して傾斜している。このため一般的にはγファイバーは磁気特性にとって最も好ましからざる方位であり、板面内の磁気特性を向上させることを目的としている従来の電磁鋼板ではこの方位を意図的に残留させることはなく、極限まで低減させるように制御されている。
また、本発明の無方向性電磁鋼板は、Ｃファイバーの特定角度領域が６０°以上である。Ｃファイバーは、鋼板面内に＜１００＞軸方向を有する方位であるため、この方位の強度を高めることが磁気特性にとって好ましいことは周知の事実である。しかし、いわゆる｛１００｝方位の集積度を高めた電磁鋼板ではＣファイバーの中でも特定のφ１の角度領域でのみ集積度が高くなることが多い。このような鋼板では、上記のようにγファイバーを制御したとしても、本発明で期待されるような効果は発現しない。
これは本願における板面に対して傾斜した方向への磁束の流れの良さを担保するγファイバー方位は、板面内の磁束の流れが特定方向に拘束されるような状況ではその効果を発揮できなくなることを示していると思われる。この理由は明確ではないが、板面に対して傾斜した方向への磁束の流れの良さは、他の方向についても拘束がなく全方向に流れが良い状況として発現するためと考えられる。
この結果、本発明の無方向性電磁鋼板は、板面に平行な磁束の流れが確保されているとともに、板面に対し傾斜した方向への磁束の流れが向上し、１枚の鋼板を部材として用いた場合のみならず、特に複数の鋼板を積層した部材において、積層方向の磁気特性を改善して部材の磁気的効率を向上させるという効果を発揮する。
以下、本発明に係る無方向性電磁鋼板の各構成についてより詳細に説明する。
また、本発明の無方向性電磁鋼板は、Ｃファイバーの特定角度領域が６０°以上である。Ｃファイバーは、鋼板面内に＜１００＞軸方向を有する方位であるため、この方位の強度を高めることが磁気特性にとって好ましいことは周知の事実である。しかし、いわゆる｛１００｝方位の集積度を高めた電磁鋼板ではＣファイバーの中でも特定のφ１の角度領域でのみ集積度が高くなることが多い。このような鋼板では、上記のようにγファイバーを制御したとしても、本発明で期待されるような効果は発現しない。
これは本願における板面に対して傾斜した方向への磁束の流れの良さを担保するγファイバー方位は、板面内の磁束の流れが特定方向に拘束されるような状況ではその効果を発揮できなくなることを示していると思われる。この理由は明確ではないが、板面に対して傾斜した方向への磁束の流れの良さは、他の方向についても拘束がなく全方向に流れが良い状況として発現するためと考えられる。
この結果、本発明の無方向性電磁鋼板は、板面に平行な磁束の流れが確保されているとともに、板面に対し傾斜した方向への磁束の流れが向上し、１枚の鋼板を部材として用いた場合のみならず、特に複数の鋼板を積層した部材において、積層方向の磁気特性を改善して部材の磁気的効率を向上させるという効果を発揮する。
以下、本発明に係る無方向性電磁鋼板の各構成についてより詳細に説明する。
［無方向性電磁鋼板の組成］
本発明の無方向性電磁鋼板は、少なくとも、Ｓｉ（ケイ素）、Ｍｎ（マンガン）を含有し、更にＡｌ（アルミニウム）、Ｃｒ（クロム）、Ｓｎ（スズ）を含有してもよく、本発明の効果を損なわない範囲で、Ｃ（炭素）、Ｎ（窒素）、Ｓ（硫黄）及びその他不可避不純物を含有してもよい、残部がＦｅ（鉄）からなる組成を有するものである。
本発明の無方向性電磁鋼板は、少なくとも、Ｓｉ（ケイ素）、Ｍｎ（マンガン）を含有し、更にＡｌ（アルミニウム）、Ｃｒ（クロム）、Ｓｎ（スズ）を含有してもよく、本発明の効果を損なわない範囲で、Ｃ（炭素）、Ｎ（窒素）、Ｓ（硫黄）及びその他不可避不純物を含有してもよい、残部がＦｅ（鉄）からなる組成を有するものである。
（０．１≦Ｓｉ≦３．５）
本発明の無方向性電磁鋼板は、Ｓｉの含有割合が０．１％以上３．５％以下である。Ｓｉは電気抵抗を増加する作用を有するため、鉄損低減に寄与する。本発明の無方向性電磁鋼板は、鉄損低減の点から、Ｓｉの含有割合を０．１％以上とするものであり、０．５％以上が好ましく、さらに好ましくは１．０％以上がより好ましい。鉄損をさらに改善するためには１．９％以上がより好ましい。一方、本発明の無方向性電磁鋼板は、磁気特性に優れ、圧延作業性を良好にし、仕上げの焼鈍温度の上昇を抑制する点から、Ｓｉの含有割合を３．５％以下とするものであり、３．２％以下が好ましく、２．７％以下がより好ましい。圧延作業性をさらに改善するためには２．４％以下がより好ましい。
本発明の無方向性電磁鋼板は、Ｓｉの含有割合が０．１％以上３．５％以下である。Ｓｉは電気抵抗を増加する作用を有するため、鉄損低減に寄与する。本発明の無方向性電磁鋼板は、鉄損低減の点から、Ｓｉの含有割合を０．１％以上とするものであり、０．５％以上が好ましく、さらに好ましくは１．０％以上がより好ましい。鉄損をさらに改善するためには１．９％以上がより好ましい。一方、本発明の無方向性電磁鋼板は、磁気特性に優れ、圧延作業性を良好にし、仕上げの焼鈍温度の上昇を抑制する点から、Ｓｉの含有割合を３．５％以下とするものであり、３．２％以下が好ましく、２．７％以下がより好ましい。圧延作業性をさらに改善するためには２．４％以下がより好ましい。
（０．１≦Ｍｎ≦１．５）
本発明の無方向性電磁鋼板は、Ｍｎの含有割合が０．１％以上１．５％以下である。
Ｍｎは電気抵抗を増加する作用を有するため、鉄損低減に寄与する。また、Ｍｎはオーステナイト拡大型元素であり、仕上焼鈍時におけるγファイバーの結晶粒の成長を抑制する。
本発明の無方向性電磁鋼板においては、Ｃファイバーの特定角度領域を広く確保しつつ適度にγファイバーを形成する点から、Ｍｎの含有割合は、０．１％以上１．５％以下であり、０．２％以上１．３％以下であることが好ましく、０．５％以上１．０％以下であることがより好ましい。
またＭｎの含有割合が、０．１％以上１．５％以下であれば、鉄損を低減し、且つ磁束密度の低下を抑制できる。
本発明の無方向性電磁鋼板は、Ｍｎの含有割合が０．１％以上１．５％以下である。
Ｍｎは電気抵抗を増加する作用を有するため、鉄損低減に寄与する。また、Ｍｎはオーステナイト拡大型元素であり、仕上焼鈍時におけるγファイバーの結晶粒の成長を抑制する。
本発明の無方向性電磁鋼板においては、Ｃファイバーの特定角度領域を広く確保しつつ適度にγファイバーを形成する点から、Ｍｎの含有割合は、０．１％以上１．５％以下であり、０．２％以上１．３％以下であることが好ましく、０．５％以上１．０％以下であることがより好ましい。
またＭｎの含有割合が、０．１％以上１．５％以下であれば、鉄損を低減し、且つ磁束密度の低下を抑制できる。
（Ａｌ≦２．５）
本発明の無方向性電磁鋼板は、Ａｌを含有してもよい。無方向性電磁鋼板がＡｌを含有する場合、鉄損低減の点から、０．１％以上２．５％以下であることが好ましく、０．３％以上２．４％以下であることがより好ましく、さらに好ましくは０．９％以上２．３であることがより好ましい。
また、オーステナイト域の縮小を抑制し、Ｃファイバーの特定角度領域を広く確保しつつ適度にγファイバーを形成する点から、Ｓｉの含有割合と、Ａｌの含有割合の２倍との和（Ｓｉ＋２Ａｌ）が、０．１以上５．１以下であることが好ましい。
本発明の無方向性電磁鋼板は、Ａｌを含有してもよい。無方向性電磁鋼板がＡｌを含有する場合、鉄損低減の点から、０．１％以上２．５％以下であることが好ましく、０．３％以上２．４％以下であることがより好ましく、さらに好ましくは０．９％以上２．３であることがより好ましい。
また、オーステナイト域の縮小を抑制し、Ｃファイバーの特定角度領域を広く確保しつつ適度にγファイバーを形成する点から、Ｓｉの含有割合と、Ａｌの含有割合の２倍との和（Ｓｉ＋２Ａｌ）が、０．１以上５．１以下であることが好ましい。
（Ｃｒ≦１．０）
本発明の無方向性電磁鋼板は、１．０％以下の範囲でＣｒを含有してもよい。１．０％を超過するとその効果が飽和するからである。無方向性電磁鋼板がＣｒを含有する場合、磁気特性を改善し、本発明の効果を向上させる点から、中でも、０．１≦Ｃｒ≦１．０であることが好ましい。
本発明の無方向性電磁鋼板は、１．０％以下の範囲でＣｒを含有してもよい。１．０％を超過するとその効果が飽和するからである。無方向性電磁鋼板がＣｒを含有する場合、磁気特性を改善し、本発明の効果を向上させる点から、中でも、０．１≦Ｃｒ≦１．０であることが好ましい。
（Ｓｎ≦０．２）
本発明の無方向性電磁鋼板は、０．２％以下の範囲でＳｎを含有してもよい。０．２％を超過するとその効果が飽和するからである。無方向性電磁鋼板がＳｎを含有する場合、磁気特性を改善し、本発明の効果を向上させる点から、中でも、０．０５≦Ｓｎ≦０．２であることが好ましく、０．０５≦Ｓｎ≦０．０１５％であることがより好ましい。
本発明の無方向性電磁鋼板は、０．２％以下の範囲でＳｎを含有してもよい。０．２％を超過するとその効果が飽和するからである。無方向性電磁鋼板がＳｎを含有する場合、磁気特性を改善し、本発明の効果を向上させる点から、中でも、０．０５≦Ｓｎ≦０．２であることが好ましく、０．０５≦Ｓｎ≦０．０１５％であることがより好ましい。
（不可避不純物）
本発明の無方向性電磁鋼板は、本発明の効果を損なわない範囲で、不可避的に混入する各種元素（不可避不純物）を含むものであってもよい。
このような元素としては、Ｃ、Ｎ、Ｓのほか、Ｔｉ（チタン）、Ｎｂ（ニオブ）、Ａｓ（ヒ素）、Ｚｒ（ジルコニウム）等が挙げられる。
本発明の無方向性電磁鋼板において、Ｃの含有割合は、磁気特性に優れる点から、０．００３％以下であり、さらに０．００２％以下がより好ましい。さらに秀逸な磁気特性を得るためには０．００１％以下が好ましい。
本発明の無方向性電磁鋼板において、Ｎの含有割合は、磁気特性に優れる点から、０．００３％以下であり、さらに０．００２％以下がより好ましい。さらに秀逸な磁気特性を得るためには０．００１％以下がより好ましい。
本発明の無方向性電磁鋼板において、Ｓの含有割合は、磁気特性に優れる点から、０．００３％以下であり、さらに０．００２％以下がより好ましい。さらに秀逸な磁気特性を得るためには０．００１％以下がより好ましい。
本発明の無方向性電磁鋼板において、Ｔｉの含有割合は、磁気特性に優れる点から、０．００４％以下であることが好ましく、さらに０．００３％以下がより好ましい。さらに秀逸な磁気特性を得るためには０．００２％以下がより好ましく、０．００１％以下が特に好ましい。
本発明の無方向性電磁鋼板において、Ｎｂの含有割合は、磁気特性に優れる点から、０．００３％以下であり、さらに０．００２％以下がより好ましい。さらに秀逸な磁気特性を得るためには０．００１％以下が好ましい。
本発明の無方向性電磁鋼板において、Ａｓの含有割合は、磁気特性に優れる点から、０．００３％以下であり、さらに０．００２％以下がより好ましい。さらに秀逸な磁気特性を得るためには０．００１％以下が好ましい。
本発明の無方向性電磁鋼板において、Ｚｒの含有割合は、磁気特性に優れる点から、０．００３％以下であり、さらに０．００２％以下がより好ましい。さらに秀逸な磁気特性を得るためには０．００１％以下が好ましい。
また、本発明の無方向性電磁鋼板において、不可避不純物全体の含有割合は、磁気特性に優れる点から、０．１％以下であることが好ましく、０．０５％以下であることがより好ましい。
本発明の無方向性電磁鋼板は、本発明の効果を損なわない範囲で、不可避的に混入する各種元素（不可避不純物）を含むものであってもよい。
このような元素としては、Ｃ、Ｎ、Ｓのほか、Ｔｉ（チタン）、Ｎｂ（ニオブ）、Ａｓ（ヒ素）、Ｚｒ（ジルコニウム）等が挙げられる。
本発明の無方向性電磁鋼板において、Ｃの含有割合は、磁気特性に優れる点から、０．００３％以下であり、さらに０．００２％以下がより好ましい。さらに秀逸な磁気特性を得るためには０．００１％以下が好ましい。
本発明の無方向性電磁鋼板において、Ｎの含有割合は、磁気特性に優れる点から、０．００３％以下であり、さらに０．００２％以下がより好ましい。さらに秀逸な磁気特性を得るためには０．００１％以下がより好ましい。
本発明の無方向性電磁鋼板において、Ｓの含有割合は、磁気特性に優れる点から、０．００３％以下であり、さらに０．００２％以下がより好ましい。さらに秀逸な磁気特性を得るためには０．００１％以下がより好ましい。
本発明の無方向性電磁鋼板において、Ｔｉの含有割合は、磁気特性に優れる点から、０．００４％以下であることが好ましく、さらに０．００３％以下がより好ましい。さらに秀逸な磁気特性を得るためには０．００２％以下がより好ましく、０．００１％以下が特に好ましい。
本発明の無方向性電磁鋼板において、Ｎｂの含有割合は、磁気特性に優れる点から、０．００３％以下であり、さらに０．００２％以下がより好ましい。さらに秀逸な磁気特性を得るためには０．００１％以下が好ましい。
本発明の無方向性電磁鋼板において、Ａｓの含有割合は、磁気特性に優れる点から、０．００３％以下であり、さらに０．００２％以下がより好ましい。さらに秀逸な磁気特性を得るためには０．００１％以下が好ましい。
本発明の無方向性電磁鋼板において、Ｚｒの含有割合は、磁気特性に優れる点から、０．００３％以下であり、さらに０．００２％以下がより好ましい。さらに秀逸な磁気特性を得るためには０．００１％以下が好ましい。
また、本発明の無方向性電磁鋼板において、不可避不純物全体の含有割合は、磁気特性に優れる点から、０．１％以下であることが好ましく、０．０５％以下であることがより好ましい。
無方向性電磁鋼板中の各元素の含有割合は、元素の種類に応じて下記の方法で公知の測定条件により測定することができる。
Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｃｒ、Ｓｎ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｚｒについては、誘導結合プラズマ質量分析法（ＩＣＰ−ＭＳ法）により測定することができる。
Ａｓについては、フレームレス原子吸光法により測定することができる。
Ｃ、Ｓについては、燃焼赤外線吸収法により測定することができる。
また、Ｎについては、加熱融解−熱伝導法により測定することができる。
Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｃｒ、Ｓｎ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｚｒについては、誘導結合プラズマ質量分析法（ＩＣＰ−ＭＳ法）により測定することができる。
Ａｓについては、フレームレス原子吸光法により測定することができる。
Ｃ、Ｓについては、燃焼赤外線吸収法により測定することができる。
また、Ｎについては、加熱融解−熱伝導法により測定することができる。
具体的には、まず、測定対象となる無方向性電磁鋼板を準備する。無方向性電磁鋼板が絶縁被膜やその他の層を備える場合には、予め公知の方法により当該被膜などを取り除く。
当該無方向性電磁鋼板の一部を切子状にして秤量し、これを測定用試料とする。当該測定用試料は、測定方法に応じて以下のように処理される。なお、燃焼赤外線吸収法、及び加熱融解−熱伝導法においては、上記切子状の測定用試料をそのまま用いることができる。
（Ａ）誘導結合プラズマ質量分析法（ＩＣＰ−ＭＳ法）
前記測定用試料を酸に溶解し酸溶解液とする（必要に応じて加熱してもよい）。残渣は濾紙回収して別途アルカリ等に融解し、融解物を酸で抽出して溶液化する。当該溶液と前記酸溶解液とを混合し、必要に応じて希釈することにより、ＩＣＰ−ＭＳ測定用溶液とすることができる。
（Ｂ）フレームレス原子吸光法（ＡＡ法）
前記測定用試料を酸に溶解し酸溶解液とする（必要に応じて加熱してもよい）。得られた酸溶解液を必要に応じて希釈することにより、ＡＡ法測定用溶液とすることができる。
当該無方向性電磁鋼板の一部を切子状にして秤量し、これを測定用試料とする。当該測定用試料は、測定方法に応じて以下のように処理される。なお、燃焼赤外線吸収法、及び加熱融解−熱伝導法においては、上記切子状の測定用試料をそのまま用いることができる。
（Ａ）誘導結合プラズマ質量分析法（ＩＣＰ−ＭＳ法）
前記測定用試料を酸に溶解し酸溶解液とする（必要に応じて加熱してもよい）。残渣は濾紙回収して別途アルカリ等に融解し、融解物を酸で抽出して溶液化する。当該溶液と前記酸溶解液とを混合し、必要に応じて希釈することにより、ＩＣＰ−ＭＳ測定用溶液とすることができる。
（Ｂ）フレームレス原子吸光法（ＡＡ法）
前記測定用試料を酸に溶解し酸溶解液とする（必要に応じて加熱してもよい）。得られた酸溶解液を必要に応じて希釈することにより、ＡＡ法測定用溶液とすることができる。
［方位分布関数（ＯＤＦ）］
本発明の無方向性電磁鋼板は、当該無方向性電磁鋼板の板厚中心層の、０≦φ１≦９０°、０≦φ２≦９０°、０≦ψ≦９０°で定義される方位分布関数（ＯＤＦ）のＢｕｎｇｅ表示において、γファイバーの最高強度が３以下かつ１以上であり、Ｃファイバーの特定角度領域が６０°以上９０°以下である。
本発明の無方向性電磁鋼板は、少なくとも板厚中心層においてγファイバーの最高強度が３以下かつ１以上であり、Ｃファイバーの特定角度領域が６０°以上であればよい。なお本発明において板厚中心層とは、電磁鋼板の厚みをＴとしたときに、当該電磁鋼板の表面から、０．２Ｔ〜０．８Ｔの深さの範囲をいう。更に、本発明の無方向性電磁鋼板は、磁気特性の点から、０．１Ｔ〜０．９Ｔの範囲でγファイバーの最高強度が３以下かつ１以上であり、Ｃファイバーの特定角度領域が６０°以上であることが好ましく、鋼板表層（即ち、０．０Ｔ〜０．１Ｔおよび０．９Ｔ〜１．０Ｔも含む全領域）においてもγファイバーの最高強度が３以下かつ１以上であり、Ｃファイバーの特定角度領域が６０°以上であることがより好ましい。
本発明の無方向性電磁鋼板は、当該無方向性電磁鋼板の板厚中心層の、０≦φ１≦９０°、０≦φ２≦９０°、０≦ψ≦９０°で定義される方位分布関数（ＯＤＦ）のＢｕｎｇｅ表示において、γファイバーの最高強度が３以下かつ１以上であり、Ｃファイバーの特定角度領域が６０°以上９０°以下である。
本発明の無方向性電磁鋼板は、少なくとも板厚中心層においてγファイバーの最高強度が３以下かつ１以上であり、Ｃファイバーの特定角度領域が６０°以上であればよい。なお本発明において板厚中心層とは、電磁鋼板の厚みをＴとしたときに、当該電磁鋼板の表面から、０．２Ｔ〜０．８Ｔの深さの範囲をいう。更に、本発明の無方向性電磁鋼板は、磁気特性の点から、０．１Ｔ〜０．９Ｔの範囲でγファイバーの最高強度が３以下かつ１以上であり、Ｃファイバーの特定角度領域が６０°以上であることが好ましく、鋼板表層（即ち、０．０Ｔ〜０．１Ｔおよび０．９Ｔ〜１．０Ｔも含む全領域）においてもγファイバーの最高強度が３以下かつ１以上であり、Ｃファイバーの特定角度領域が６０°以上であることがより好ましい。
本発明においてＯＤＦ(Orientation Distribution Function)、すなわち三次元方位分布関数は、測定対象となる無方向性電磁鋼板に関し、Ｘ線回折により極点図を複数求め、これをもとに結晶粒方位分布関数を求め、球面調和関数を展開して方位空間分布を求め、結晶方位はＢｕｎｇｅ表示により、φ１、φ２、ψの３つの指数で表される方位空間中の各方位の強度分布を求める。
極点図は反射法のＸ線回折では（１１０）、（２００）、（２１１）、（３１０）の４面の不完全極点図を測定し、これらを元にＢｕｎｇｅ表示による方位空間における方位分布関数（ＯＤＦ）を計算する。
Ｂｕｎｇｅ記法では、方位を表す際に、Ｃｕｂｅ方位の３つの＜１００＞軸を鋼板の圧延方向（ＲＤ）のＸ軸、板面垂直方向（ＮＤ）Ｚ軸、板幅方向（ＴＤ）Ｙ軸の３つにあわせてから、決められた手順で回転操作を行い、その３つの回転角をもって各結晶方位の三次元方位空間の位置を決定する。
Ｂｕｎｇｅ表示によるオイラー角は、φ１、φ２、ψにより構成される。
まず、結晶座標のＺ軸（ＮＤ方向と一致）の周りにφ１（°）結晶を回転させる。次に、回転後の新しい結晶座標の新しい向きのＸ’軸周りにψ（°）回転させる。この操作の後のさらに新しい結晶座標系のＺ’’軸周りにφ２（°）回転させる。
極点図は反射法のＸ線回折では（１１０）、（２００）、（２１１）、（３１０）の４面の不完全極点図を測定し、これらを元にＢｕｎｇｅ表示による方位空間における方位分布関数（ＯＤＦ）を計算する。
Ｂｕｎｇｅ記法では、方位を表す際に、Ｃｕｂｅ方位の３つの＜１００＞軸を鋼板の圧延方向（ＲＤ）のＸ軸、板面垂直方向（ＮＤ）Ｚ軸、板幅方向（ＴＤ）Ｙ軸の３つにあわせてから、決められた手順で回転操作を行い、その３つの回転角をもって各結晶方位の三次元方位空間の位置を決定する。
Ｂｕｎｇｅ表示によるオイラー角は、φ１、φ２、ψにより構成される。
まず、結晶座標のＺ軸（ＮＤ方向と一致）の周りにφ１（°）結晶を回転させる。次に、回転後の新しい結晶座標の新しい向きのＸ’軸周りにψ（°）回転させる。この操作の後のさらに新しい結晶座標系のＺ’’軸周りにφ２（°）回転させる。
Ｂｕｎｇｅ表示の定義ではφ１：０〜３６０°、φ２：０〜３６０°、ψ：０〜１８０°の回転が可能である。方位分布関数であるＯＤＦは立法晶の対称性と縮退を考慮して、φ１、φ２、ψとも０〜９０°で方位空間を表現する。すなわち、φ１とφ２は立法晶の結晶の対称性は４回対称であるので、等価な回転を省略して、φ１：０〜９０°、φ２：０〜９０°とする。
また、ψについては、２分の１に縮退することから、ψ：０〜９０°とする。
すなわち本発明では、０≦φ１≦９０°、０≦φ２≦９０°、０≦ψ≦９０°で定義される方位分布関数（ＯＤＦ）のＢｕｎｇｅ表示を使用する。
なお、Ｂｕｎｇｅ表示は、「集合組織」長嶋晋一 丸善株式会社 ｐ．１−３９を参照することができる。
また、ψについては、２分の１に縮退することから、ψ：０〜９０°とする。
すなわち本発明では、０≦φ１≦９０°、０≦φ２≦９０°、０≦ψ≦９０°で定義される方位分布関数（ＯＤＦ）のＢｕｎｇｅ表示を使用する。
なお、Ｂｕｎｇｅ表示は、「集合組織」長嶋晋一 丸善株式会社 ｐ．１−３９を参照することができる。
ここで、φ２＝０°断面におけるψ＝０°である方位において、強度が２以上であるφ１の角度領域即ち、Ｃファイバーの特定角度領域について図５及び図６を参照して説明する。
図５、及び図６は、「強度が２以上であるφ１の角度領域」の説明の用に供する図面である。
図５及び図６は、方位分布関数（ＯＤＦ）のφ２＝０°断面におけるψ＝０°である方位において、横軸にφ１、縦軸に強度をとったグラフである。図５の例では、φ１が５°〜５０°の範囲、及び、φ１が６０°〜８０°の範囲で、強度が２以上となっている。この場合、当該２つの領域の合計６５°の領域で強度が２以上、即ち、強度が２以上であるφ１の角度領域は６５°である。また、図６の例では、φ１が０°〜１０°の範囲、φ１が３５°〜５５°の範囲、及び、φ１が８０°〜９０°の範囲で、強度が２以上となっている。この場合、当該３つの領域の合計４０°の領域で強度が２以上、即ち、強度が２以上であるφ１の角度領域は４０°である。
図５、及び図６は、「強度が２以上であるφ１の角度領域」の説明の用に供する図面である。
図５及び図６は、方位分布関数（ＯＤＦ）のφ２＝０°断面におけるψ＝０°である方位において、横軸にφ１、縦軸に強度をとったグラフである。図５の例では、φ１が５°〜５０°の範囲、及び、φ１が６０°〜８０°の範囲で、強度が２以上となっている。この場合、当該２つの領域の合計６５°の領域で強度が２以上、即ち、強度が２以上であるφ１の角度領域は６５°である。また、図６の例では、φ１が０°〜１０°の範囲、φ１が３５°〜５５°の範囲、及び、φ１が８０°〜９０°の範囲で、強度が２以上となっている。この場合、当該３つの領域の合計４０°の領域で強度が２以上、即ち、強度が２以上であるφ１の角度領域は４０°である。
本発明の無方向性電磁鋼板は、上記の測定により測定された方位分布関数（ＯＤＦ）Ｂｕｎｇｅ表示において、γファイバーの最高強度が３以下かつ１以上であればよく、磁気特性の点から、３．０以下かつ１．５以上であることが好ましく、２．９以下かつ２．０以上であることが更に好ましい。
また、同時に、Ｃファイバーの特定角度領域が６０°以上９０°以下であればよく、磁気特性の点から、７５°以上であることが好ましい。また、磁気特性の点から、Ｃファイバーの特定角度領域を強度が２．５以上と規定した場合にもその領域が６０°以上であることがより好ましく、強度を３．０以上と規定してもその領域が６０°以上であることがさらに好ましい。
本発明の無方向性電磁鋼板は、方位分布関数が上記の範囲を満たすため、板面内に加えて板面に対して傾斜した方向への磁束の流れが向上する。
また、同時に、Ｃファイバーの特定角度領域が６０°以上９０°以下であればよく、磁気特性の点から、７５°以上であることが好ましい。また、磁気特性の点から、Ｃファイバーの特定角度領域を強度が２．５以上と規定した場合にもその領域が６０°以上であることがより好ましく、強度を３．０以上と規定してもその領域が６０°以上であることがさらに好ましい。
本発明の無方向性電磁鋼板は、方位分布関数が上記の範囲を満たすため、板面内に加えて板面に対して傾斜した方向への磁束の流れが向上する。
本発明の無方向性電磁鋼板の厚みは、用途等に応じて適宜調整すればよく特に限定されるものではないが、製造上の観点から、通常、０．００４ｍｍ以上０．６５ｍｍ以下であり、０．０１５ｍｍ以上０．５０ｍｍ以下がより好ましい。磁気特性と生産性のバランスの観点からは、０．０１５ｍｍ以上０．３５ｍｍ以下が好ましい。
（無方向性電磁鋼板の用途）
本発明の無方向性電磁鋼板は、電気機器に用いられるサーボモータ、ステッピングモータ、電気機器のコンプレッサー、産業用途に使用されるモータ、電気自動車、ハイブリッドカー、電車の駆動モータ、様々な用途で使用される発電機や鉄心、チョークコイル、リアクトル、電流センサー等、無方向性電磁鋼板が用いられている従来公知の用途にいずれも好適に適用でき、板面に対し傾斜した方向への磁気特性が求められる用途（例えば、積層して使用する用途等）により好適に用いることができる。
本発明の無方向性電磁鋼板は、電気機器に用いられるサーボモータ、ステッピングモータ、電気機器のコンプレッサー、産業用途に使用されるモータ、電気自動車、ハイブリッドカー、電車の駆動モータ、様々な用途で使用される発電機や鉄心、チョークコイル、リアクトル、電流センサー等、無方向性電磁鋼板が用いられている従来公知の用途にいずれも好適に適用でき、板面に対し傾斜した方向への磁気特性が求められる用途（例えば、積層して使用する用途等）により好適に用いることができる。
従来、無方向性電磁鋼板の積層方向の磁束分布は十分に解析されておらず、磁束の流れの変化は板面内だけで発生すると考えられていた。しかしながら、３次元解析により、板厚方向（積層方向）の漏れ磁束の影響があるものと推測され始めている。本発明の無方向性電磁鋼板は、板面に平行な磁束の流れが確保されているとともに、板面に対し傾斜した方向への磁束の流れが向上し、１枚の鋼板を部材として用いた場合のみならず、特に複数の鋼板を積層した部材において、板厚方向（積層方向）の磁気特性を改善して部材の磁気的効率を向上させるという効果を発揮する。そのため、本発明の無方向性電磁鋼板は、複雑な部材形状であっても磁気的効率が高く、中でも、ステータとコアバックを有するモータに好適に用いることができ、特に、コアバックに分割コアを使用するモータに特に好適に用いることができる。
またこの効果は、磁束の流れの複雑な永久磁石式同期モータ、三相交流以外で駆動される各種の誘導モータ、同期モータ、回転子巻線型同期モータ、回転子巻線型三相交流誘導モータ、非同期式発電機、同期式発電機、永久磁石を使用しない同期モータ、スイッチトリラクタンスモータ、くまとりモータ、その他の同業者が製造可能な各種のモータ、特にステータコアおよびロータコアの形状が複雑なモータ、及び、磁束の流れを使用して駆動力を得るコンプレッサー、リニアモータ、複雑な形状の各種サイズの鉄心に適用できるものであり、その効果や適用範囲を本発明は何ら制限するものではない。
本発明の無方向性電磁鋼板は仕上焼鈍後、そのまま打ち抜いて電機機器の使用に供してもよい。また、打ち抜き後、もしくは打ち抜いて鉄心に積層し、歪取焼鈍を施した後、電機機器の使用に供しても良い。また、１％以上から１５％以内のスキンパス圧延を施して、焼鈍を施して電機機器の使用に供しても良い。
その他、接着皮膜を塗布して積層するなど、公知の無方向性電磁鋼板の使用方法のいずれに供することも本発明は制限するものではない。
表面皮膜に関しては、従来公知のいずれの成分や塗布技術を適用することも、本発明の範囲を制限するものではない。
その他、接着皮膜を塗布して積層するなど、公知の無方向性電磁鋼板の使用方法のいずれに供することも本発明は制限するものではない。
表面皮膜に関しては、従来公知のいずれの成分や塗布技術を適用することも、本発明の範囲を制限するものではない。
Ｂ．無方向性電磁鋼板の製造方法
本発明に係る無方向性電磁鋼板の製造方法は、前記本発明に係る無方向性電磁鋼板の製造方法であって、
鋼板を少なくとも２本のリターンロールにより、曲げ−曲げ戻しする工程（Ｉ）と、
鋼板を直径６００ｍｍ以下の圧延ロールにより圧延する冷間圧延工程（ＩＩ）とをこの順に有することを特徴とする。
本発明に係る無方向性電磁鋼板の製造方法は、前記本発明に係る無方向性電磁鋼板の製造方法であって、
鋼板を少なくとも２本のリターンロールにより、曲げ−曲げ戻しする工程（Ｉ）と、
鋼板を直径６００ｍｍ以下の圧延ロールにより圧延する冷間圧延工程（ＩＩ）とをこの順に有することを特徴とする。
本発明に係る無方向性電磁鋼板の製造方法によれば、従来、無方向性電磁鋼板の製造において広く用いられていた拡散焼鈍工程を行うことなく、板面に対し傾斜した方向への磁束の流れが向上し、磁気特性に優れた前記本発明に係る無方向性電磁鋼板を製造することが可能となり、当該無方向性電磁鋼板の生産性に優れ、更に低コストで製造可能となる。
本発明の製造方法により、前記本発明の無方向性電磁鋼板を好適に製造可能な理由は不明確な部分もあるが、前記工程（Ｉ）で鋼板内に形成される特殊な転位および格子欠陥構造をその後の圧延によりさらに複雑な構造とすることが、その後の仕上焼鈍で発達する、前記本発明に係る無方向性電磁鋼板に特有な集合組織の形成の原因になっているためと推測される。
本発明の無方向性電磁鋼板の製造方法は、少なくとも一度以上、曲げ−曲げ戻しする工程（Ｉ）と、冷間圧延工程（ＩＩ）とが連続して行われればよく、本発明の効果を損なわない範囲で、更に他の工程を有していてもよく、全製造工程において、前記工程（Ｉ）に相当する工程が２回以上行われてもよく、また、前記工程（ＩＩ）に相当する工程が２回以上行われても良いものである。
本発明の製造方法においては、途中で一度でも本発明規定内の工程（Ｉ）の直後に工程（ＩＩ）が実施されていれば、磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板を得ることができる。
本発明の製造方法においては、途中で一度でも本発明規定内の工程（Ｉ）の直後に工程（ＩＩ）が実施されていれば、磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板を得ることができる。
本発明の無方向性電磁鋼板の製造方法は、少なくとも前記工程（Ｉ）及び前記工程（ＩＩ）を有し、本発明の効果を損なわない範囲で、更に他の工程を有していてもよいものである。他の工程としては、例えば、鋼板を準備する工程（ＩＩＩ）や、仕上焼鈍工程等が挙げられる。
以下、このような本発明の無方向性電磁鋼板の製造方法について、順に詳細に説明する。
以下、このような本発明の無方向性電磁鋼板の製造方法について、順に詳細に説明する。
［工程（Ｉ）］
工程（Ｉ）は、鋼板を少なくとも２本のリターンロールにより、曲げ−曲げ戻しする工程である。当該工程（Ｉ）により冷間圧延前の鋼板内に通常の冷間圧延とは異なる形態の転移および転移の相互作用により形成された新規な転移の堆積および格子欠陥が形成され、Ｃファイバーが適度に存在した鋼板を得ることができる。
工程（Ｉ）は、鋼板を少なくとも２本のリターンロールにより、曲げ−曲げ戻しする工程である。当該工程（Ｉ）により冷間圧延前の鋼板内に通常の冷間圧延とは異なる形態の転移および転移の相互作用により形成された新規な転移の堆積および格子欠陥が形成され、Ｃファイバーが適度に存在した鋼板を得ることができる。
本発明の工程（Ｉ）においては、リターンロールを２本１組で用いる。リターンロールを２本１組で用いることにより、曲げ及び曲げ戻しの際に鉄鋼にかかる応力が大きくなり、通常の冷間圧延で形成されるものとは異なる転位および転位の相互作用により形成された新規な転位の堆積および格子欠陥の形成が促進される。その結果、後述の工程（ＩＩ）での冷間圧延による歪み導入、およびその後の仕上焼鈍を経て、Ｃファイバーが適度に存在した鋼板を得ることができる。
本発明においては、曲げ−曲げ伸ばしの際に鉄鋼に十分な歪を与える点から、リターンロールの直径が１０ｍｍ以上３００ｍｍ以下であることが好ましく、さらに１５ｍｍ以上２００ｍｍ以下であることがより好ましい。
また本発明においては、曲げ−曲げ伸ばしの際に鉄鋼に十分な歪を与える点から、鋼板の前記リターンロールへの入り側と出側とのなす角が１３５度以上１８０度以下であることが好ましく、１４５度以上１７０度以下であることがより好ましい。
［工程（ＩＩ）］
工程（ＩＩ）は、鋼板を６００ｍｍ以下の圧延ロールで圧延する冷間圧延工程である。前述の工程（Ｉ）で導入された、通常の冷間圧延とは異なる形態の転位および転位の相互作用により形成された新規な転位の堆積および格子欠陥に、さらに圧延歪を加えることで複雑な転位および格子欠陥構造が形成されるため、最終的な仕上焼鈍を経た後に、γファイバーが適度に存在した鋼板を得ることができる。
さらに、直径２００ｍｍ以下の圧延ロールにより圧延することにより、転位および格子欠陥構造がより特殊なものとなり、発明効果を顕著に得ることができる。
工程（ＩＩ）は、鋼板を６００ｍｍ以下の圧延ロールで圧延する冷間圧延工程である。前述の工程（Ｉ）で導入された、通常の冷間圧延とは異なる形態の転位および転位の相互作用により形成された新規な転位の堆積および格子欠陥に、さらに圧延歪を加えることで複雑な転位および格子欠陥構造が形成されるため、最終的な仕上焼鈍を経た後に、γファイバーが適度に存在した鋼板を得ることができる。
さらに、直径２００ｍｍ以下の圧延ロールにより圧延することにより、転位および格子欠陥構造がより特殊なものとなり、発明効果を顕著に得ることができる。
工程（ＩＩ）での圧延率は工程（ＩＩ）一回あたり２３％以上とすることが好ましい。即ち、工程（ＩＩ）の直前の鋼板の厚みに対する、工程（ＩＩ）の直後の鋼板の厚みが２３％以上減少していることが好ましい。特に、工程（Ｉ）と工程（ＩＩ）とを連続で行う際に、工程（Ｉ）の直後の鋼板の厚みに対して、工程（ＩＩ）の直後の鋼板の厚みが２３％以上減少していることが好ましい。これは工程（ＩＩ）一回あたりの圧下率が小さすぎると転位および格子欠陥構造を一般的なものとは異なる好ましい程度に複雑なものにできなくなるためと考えられる。工程（Ｉ）と工程（ＩＩ）を複数回繰り返す場合は、少なくとも一回は、本発明の規定を満足する工程（Ｉ）の直後の工程（ＩＩ）においてこの圧下率範囲を満足していることが好ましい。
上限は、工業的な製造の困難さを回避するためと、冷延率が高くなるとその直前に導入した工程（Ｉ）による特殊な転位構造の影響が小さくなり、特許文献６のような既存の高冷延率材と同様に、Ｃファイバー中の特定方位のみの強度が高く、γファイバーが発達しない集合組織が形成されてしまうため、４７％以下とすることが好ましく、より好ましくは２８〜４３％、さらに好ましくは２４〜３９％である。
なお、一般的な熱延鋼板を原板として、最終的に一般的な板厚と磁気特性を有する電磁鋼板を得るにはトータルの圧延率は６３〜９４％であることが好ましく、より好ましくは７０％〜９２％であり、さらに好ましくは７２〜８９％である。工程（Ｉ）と工程（ＩＩ）を複数回行う場合には、得られた電磁鋼板の圧延率が、熱延鋼板を基準にして、上記範囲内であることが好ましい。
上限は、工業的な製造の困難さを回避するためと、冷延率が高くなるとその直前に導入した工程（Ｉ）による特殊な転位構造の影響が小さくなり、特許文献６のような既存の高冷延率材と同様に、Ｃファイバー中の特定方位のみの強度が高く、γファイバーが発達しない集合組織が形成されてしまうため、４７％以下とすることが好ましく、より好ましくは２８〜４３％、さらに好ましくは２４〜３９％である。
なお、一般的な熱延鋼板を原板として、最終的に一般的な板厚と磁気特性を有する電磁鋼板を得るにはトータルの圧延率は６３〜９４％であることが好ましく、より好ましくは７０％〜９２％であり、さらに好ましくは７２〜８９％である。工程（Ｉ）と工程（ＩＩ）を複数回行う場合には、得られた電磁鋼板の圧延率が、熱延鋼板を基準にして、上記範囲内であることが好ましい。
工程（ＩＩ）において、圧延方式は特に限定されず、例えば、リバース圧延方式、タンデム圧延方式等、いずれの圧延方式を用いてもよい。リバース圧延機では６０ｍｍ以上１２０ｍｍ以下のロール径で、さらに好ましくはロール径９０ｍｍ以上１２０ｍｍ以下の圧延ロールにより、タンデム圧延機では４００ｍｍ以上６００ｍｍ以下の圧延ロールにより、さらに好ましくは４００ｍｍ以上５００ｍｍ以下の圧延ロールで圧延することが上記の転位および格子欠陥構造を本発明効果の発現に適したものとするために好ましい。
中でも、鋼板の通板方向を一定方向とする、タンデム圧延では通板速度を安定させることが可能となるため特に板厚中心層でのφ２＝０°断面におけるψ＝０°かつφ１において強度が２以上の範囲が６０°以上の方位の範囲の角度を増やすことができ、｛１００｝方位を富化すると同時に、本発明の特徴である｛１１１｝面強度であるγファイバーを同時に発達させることが容易となる。
タンデム圧延においてこのような結果が得られる原因については発明者らは調査中であるが、歪速度の違いが転位構造に影響を与えた結果、再結晶集合組織に影響を与えることが一因ではないかと推察している。
中でも、鋼板の通板方向を一定方向とする、タンデム圧延では通板速度を安定させることが可能となるため特に板厚中心層でのφ２＝０°断面におけるψ＝０°かつφ１において強度が２以上の範囲が６０°以上の方位の範囲の角度を増やすことができ、｛１００｝方位を富化すると同時に、本発明の特徴である｛１１１｝面強度であるγファイバーを同時に発達させることが容易となる。
タンデム圧延においてこのような結果が得られる原因については発明者らは調査中であるが、歪速度の違いが転位構造に影響を与えた結果、再結晶集合組織に影響を与えることが一因ではないかと推察している。
工程（Ｉ）および工程（ＩＩ）の鋼板の通板性を改善するため、本発明では圧延前の鋼板を公知の方法で加熱して温間圧延を行ってもよい。
例をあげれば、熱水中に圧延前のコイルを浸漬し、７０℃以上８０℃以下の温度で圧延を行ってもよい。
また、圧延前のコイルを誘導加熱その他の公知の方法により加熱し、１００℃以上４００℃以下の温度で温間圧延を行ってもよい。
例をあげれば、熱水中に圧延前のコイルを浸漬し、７０℃以上８０℃以下の温度で圧延を行ってもよい。
また、圧延前のコイルを誘導加熱その他の公知の方法により加熱し、１００℃以上４００℃以下の温度で温間圧延を行ってもよい。
［その他の工程］
本発明の無方向性電磁鋼板の製造方法は、本発明の効果を損なわない範囲で、更に他の工程を有していてもよい。他の工程としては、例えば、鋼板を準備する工程（ＩＩＩ）や、仕上焼鈍工程（ＩＶ）等が挙げられる。
本発明の無方向性電磁鋼板の製造方法は、本発明の効果を損なわない範囲で、更に他の工程を有していてもよい。他の工程としては、例えば、鋼板を準備する工程（ＩＩＩ）や、仕上焼鈍工程（ＩＶ）等が挙げられる。
［工程（ＩＩＩ）］
工程（ＩＩＩ）は、本発明の無方向性電磁鋼板の製造方法に用いられる鋼板を準備する工程である。
当該鋼板を準備する方法は、特に限定されないが、通常、前記本発明に係る無方向性電磁鋼板と同様の組成を有する鋼塊乃至鋼片を熱間圧延し、必要に応じて熱延板焼鈍することにより得られる。
本発明の無方向性電磁鋼板の製造方法においては、板面に対し傾斜した方向への磁束の流れが向上し、磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板を効率よく得られる点から、冷間圧延工程直前の鋼板の結晶粒の平均直径が、円相当直径で５０μｍ以上３００μｍ以下であることが好ましい。そのため、本工程は、結晶粒の平均粒径が、円相当直径で５０μｍ以上である鋼板を準備する工程（ＩＩＩ’）であることが好ましい。
冷間圧延前の鋼板の結晶粒の平均円相当直径が小さすぎると、鋼板に導入される転位や格子欠陥の形態が本発明で得られるものと異なり、工程（Ｉ）と（ＩＩ）の相乗効果が損なわれやすくなる傾向がある。この結果として、再結晶方位において｛１１１｝方位であるγファイバーが主方位となり、｛１００｝方位の発達が抑制され、従来の無方向性電磁鋼板生産プロセスにより得られた磁気特性は変わらないものとなる。そのため、本発明においては、冷間圧延工程直前の鋼板の結晶粒の平均直径が、円相当直径で５０μｍ以上であることが好ましい。
一方、３００μｍ超であると、リターンロールでの通板時の安定性が損なわれるので、本発明においては、冷間圧延工程直前の鋼板の結晶粒の平均直径が、円相当直径で３００μｍ以下であることが好ましい。
工程（ＩＩＩ）は、本発明の無方向性電磁鋼板の製造方法に用いられる鋼板を準備する工程である。
当該鋼板を準備する方法は、特に限定されないが、通常、前記本発明に係る無方向性電磁鋼板と同様の組成を有する鋼塊乃至鋼片を熱間圧延し、必要に応じて熱延板焼鈍することにより得られる。
本発明の無方向性電磁鋼板の製造方法においては、板面に対し傾斜した方向への磁束の流れが向上し、磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板を効率よく得られる点から、冷間圧延工程直前の鋼板の結晶粒の平均直径が、円相当直径で５０μｍ以上３００μｍ以下であることが好ましい。そのため、本工程は、結晶粒の平均粒径が、円相当直径で５０μｍ以上である鋼板を準備する工程（ＩＩＩ’）であることが好ましい。
冷間圧延前の鋼板の結晶粒の平均円相当直径が小さすぎると、鋼板に導入される転位や格子欠陥の形態が本発明で得られるものと異なり、工程（Ｉ）と（ＩＩ）の相乗効果が損なわれやすくなる傾向がある。この結果として、再結晶方位において｛１１１｝方位であるγファイバーが主方位となり、｛１００｝方位の発達が抑制され、従来の無方向性電磁鋼板生産プロセスにより得られた磁気特性は変わらないものとなる。そのため、本発明においては、冷間圧延工程直前の鋼板の結晶粒の平均直径が、円相当直径で５０μｍ以上であることが好ましい。
一方、３００μｍ超であると、リターンロールでの通板時の安定性が損なわれるので、本発明においては、冷間圧延工程直前の鋼板の結晶粒の平均直径が、円相当直径で３００μｍ以下であることが好ましい。
工程（ＩＩＩ’）は、先ず上述した組成を有する鋼を、連続鋳造法あるいは鋼塊を分塊圧延する方法など一般的な方法によりスラブとし、加熱炉に装入して熱間圧延を施す。この際、スラブ温度が高い場合には加熱炉に装入しないで熱間圧延を行ってもよい。スラブ加熱温度は特に限定されるものではないが、コストおよび熱間圧延性の観点から１０００〜１３００℃とすることが好ましい。より好ましくは１０５０〜１２５０℃である。また、熱間圧延の各種条件は特に限定されるものではなく、例えば仕上げ温度が７００〜９５０℃、巻き取り温度が７５０℃以下など、一般的な条件に従って行えばよい。
次に、上記熱間圧延により得られた熱間圧延鋼板に必要に応じて熱延板焼鈍を施す。熱延板焼鈍工程を行うことにより、磁気特性が向上する。熱延板焼鈍は、例えば８００℃以上１０５０℃以下で１０秒間以上３分間以下保持する連続焼鈍にて実施する。
連続焼鈍の場合、本発明では、焼鈍温度が８００℃未満では短時間の連続焼鈍で熱延板焼鈍の効果が得られないので８００℃以上で行う。焼鈍温度が１０５０℃超では、表面に形成される酸化層が厚くなり酸洗性が低下するとともに、加熱に要する熱エネルギーが増大し不経済となるとともに、熱延板焼鈍の効果が飽和するので本発明では連続焼鈍の場合、１０５０℃以下が好ましい。
連速焼鈍の場合、保定時間が５秒未満ではその効果が不足し、３分超ではその効果が飽和するとともに焼鈍に要する熱エネルギーが増大し不経済となるので５秒以上３分以下が好ましい。
本発明では熱延板焼鈍を箱焼鈍により７５０℃以上１０５０℃以下で焼鈍温度に到達後５分以上３時間以内の保定を行った後、降温してもよい。
箱焼鈍の場合、焼鈍温度が７５０℃未満では熱延板焼鈍の効果が十分に得られないので本発明では７５０℃以上が好ましい。焼鈍温度が１０５０℃超では加熱に必要なエネルギーが増大するとともに、炉の寿命が短くなりコスト上昇を招き、熱延板焼鈍の効果も飽和するので１０５０℃以下が好ましい。
箱焼鈍の場合、保定時間が５分未満ではその効果が不足し、３時間超ではその効果が飽和するとともに焼鈍に要する熱エネルギーが増大し不経済となるので５分以上３時間以下が好ましい。
連続焼鈍の場合、本発明では、焼鈍温度が８００℃未満では短時間の連続焼鈍で熱延板焼鈍の効果が得られないので８００℃以上で行う。焼鈍温度が１０５０℃超では、表面に形成される酸化層が厚くなり酸洗性が低下するとともに、加熱に要する熱エネルギーが増大し不経済となるとともに、熱延板焼鈍の効果が飽和するので本発明では連続焼鈍の場合、１０５０℃以下が好ましい。
連速焼鈍の場合、保定時間が５秒未満ではその効果が不足し、３分超ではその効果が飽和するとともに焼鈍に要する熱エネルギーが増大し不経済となるので５秒以上３分以下が好ましい。
本発明では熱延板焼鈍を箱焼鈍により７５０℃以上１０５０℃以下で焼鈍温度に到達後５分以上３時間以内の保定を行った後、降温してもよい。
箱焼鈍の場合、焼鈍温度が７５０℃未満では熱延板焼鈍の効果が十分に得られないので本発明では７５０℃以上が好ましい。焼鈍温度が１０５０℃超では加熱に必要なエネルギーが増大するとともに、炉の寿命が短くなりコスト上昇を招き、熱延板焼鈍の効果も飽和するので１０５０℃以下が好ましい。
箱焼鈍の場合、保定時間が５分未満ではその効果が不足し、３時間超ではその効果が飽和するとともに焼鈍に要する熱エネルギーが増大し不経済となるので５分以上３時間以下が好ましい。
このようにして結晶粒の平均直径が円相当直径で５０μｍ以上の鋼板を得ることができる。本発明において鋼板中の結晶粒の直径は、光学顕微鏡を用いて測定することができる。円相当直径はＪＩＳ Ｇ０５５２の切断法により求めた結晶粒の平均断面積をもとに計算する。
（仕上焼鈍工程（ＩＶ））
仕上焼鈍工程は、従来公知の仕上焼鈍工程を適宜選択して用いることができる。例えば、最高温度を７００度以上に設定し、最高温度での保持時間を３０秒以下として焼鈍を行う方法などが挙げられる。
仕上焼鈍工程は、従来公知の仕上焼鈍工程を適宜選択して用いることができる。例えば、最高温度を７００度以上に設定し、最高温度での保持時間を３０秒以下として焼鈍を行う方法などが挙げられる。
以下、本発明について実施例を示して具体的に説明する。これらの記載により本発明を制限するものではない。
［実施例１］
（本発明１−１：無方向性電磁鋼板１−１の製造）
（１）Ｓｉ：０．３％、Ｍｎ：０．２％、Ａｌ：０．２％を含有するスラブを、加熱炉に装入して、１０００℃〜１３００℃で加熱し、熱間圧延することにより、厚みが２．５ｍｍの鋼板を得た。
（２）上記で得られた鋼板を、半径９０ｍｍのリターンロール１組に順次巻きつけて鋼板の曲げ伸ばしを行った。なお、リターンロールへの入り側と出側とのなす角は１５０度とした。
（３）次いで得られた鋼板を酸洗後、圧延ロール径１００ｍｍのリバース冷延機で５パス均等圧下し、厚みが０．５ｍｍの鋼板を得た。各パスの圧延率は２７．５％である。
（４）７５０℃で２０秒間仕上焼鈍を行い、無方向性電磁鋼板１−１を得た。
（本発明１−１：無方向性電磁鋼板１−１の製造）
（１）Ｓｉ：０．３％、Ｍｎ：０．２％、Ａｌ：０．２％を含有するスラブを、加熱炉に装入して、１０００℃〜１３００℃で加熱し、熱間圧延することにより、厚みが２．５ｍｍの鋼板を得た。
（２）上記で得られた鋼板を、半径９０ｍｍのリターンロール１組に順次巻きつけて鋼板の曲げ伸ばしを行った。なお、リターンロールへの入り側と出側とのなす角は１５０度とした。
（３）次いで得られた鋼板を酸洗後、圧延ロール径１００ｍｍのリバース冷延機で５パス均等圧下し、厚みが０．５ｍｍの鋼板を得た。各パスの圧延率は２７．５％である。
（４）７５０℃で２０秒間仕上焼鈍を行い、無方向性電磁鋼板１−１を得た。
（比較例１−１：比較無方向性電磁鋼板の製造）
上記本発明１−１において、（２）の工程を行わなかった以外は、本発明１−１と同様にして、比較無方向性電磁鋼板を得た。
上記本発明１−１において、（２）の工程を行わなかった以外は、本発明１−１と同様にして、比較無方向性電磁鋼板を得た。
［評価］
＜金属組成観察＞
本発明１−１の（３）の工程のあと、（４）の工程の前に、鋼板の一部を切り出して、観察断面に圧延方向と鋼板垂直方向が含まれ、鋼板板幅方向に垂直なＬ断面を研磨し、ナイタールエッチング後、光学顕微鏡観察を行った。比較例１−１の鋼板についても同様にして、光学顕微鏡観察を行った。結果を図１及び図２に示す。なお、図１及び図２においては、写真の上下方向が板面垂直方向、水平方向が圧延方向である。
＜金属組成観察＞
本発明１−１の（３）の工程のあと、（４）の工程の前に、鋼板の一部を切り出して、観察断面に圧延方向と鋼板垂直方向が含まれ、鋼板板幅方向に垂直なＬ断面を研磨し、ナイタールエッチング後、光学顕微鏡観察を行った。比較例１−１の鋼板についても同様にして、光学顕微鏡観察を行った。結果を図１及び図２に示す。なお、図１及び図２においては、写真の上下方向が板面垂直方向、水平方向が圧延方向である。
＜方位分布関数の測定＞
本発明１−１及び比較例１−１の無方向性電磁鋼板を反射法によるＸ線回折により（１１０）、（２００）、（２１１）、（３１０）の４面の不完全極点図を測定し、これらを元にＢｕｎｇｅ記法による方位空間における方位分布関数（ＯＤＦ）を測定した。結果を図３及び４に示す。なお、図３及び図４は、圧延方向と板幅方向を含む鋼板面と平行な０．５ｔの中心層の断面試料を表面から検索して採取し、エッチングにより研削歪を除去して鏡面仕上げとしてＸ線回折測定に供し、その反射Ｘ線回折像をもとに方位分布関数（ＯＤＦ）を計算した結果を示している。
本発明１−１及び比較例１−１の無方向性電磁鋼板を反射法によるＸ線回折により（１１０）、（２００）、（２１１）、（３１０）の４面の不完全極点図を測定し、これらを元にＢｕｎｇｅ記法による方位空間における方位分布関数（ＯＤＦ）を測定した。結果を図３及び４に示す。なお、図３及び図４は、圧延方向と板幅方向を含む鋼板面と平行な０．５ｔの中心層の断面試料を表面から検索して採取し、エッチングにより研削歪を除去して鏡面仕上げとしてＸ線回折測定に供し、その反射Ｘ線回折像をもとに方位分布関数（ＯＤＦ）を計算した結果を示している。
＜磁気測定＞
本発明１−１及び比較例１−１の無方向性電磁鋼板の一部をそれぞれサンプルとして切り出し、７５０℃で２時間、歪取焼鈍を行った後、ＪＩＳ Ｃ２５５０に記載のエプスタイン試験法に基づいて、磁気測定を行った。結果を表１に示す。
本発明１−１及び比較例１−１の無方向性電磁鋼板の一部をそれぞれサンプルとして切り出し、７５０℃で２時間、歪取焼鈍を行った後、ＪＩＳ Ｃ２５５０に記載のエプスタイン試験法に基づいて、磁気測定を行った。結果を表１に示す。
なお、表１中のＢ５０は、磁化力が５０００（Ａ／ｍ）における磁束密度（Ｔ）を表し、Ｗ１５／５０は、最大磁束密度が１．５Ｔ、周波数５０Ｈｚのときに発生する鉄損を表す。
次に、本発明１−１と比較例１−１の無方向性電磁鋼板を使用して、一体打ち抜きの三相交流誘導モータを製作した。２０００ｒｐｍで１００ｋＷの定格出力で運転し、効率を比較した。
その結果を表２に示す。
その結果を表２に示す。
表２より、本発明の無方向性電磁鋼板を使用すると、三相交流誘導モータの効率が、改善していることがわかる。
これは、モータのステータとロータの間に板面内とは異なるわたり磁束が生じるため、積層した無方向性電磁鋼板においても、積層鋼板間にわたり磁束が生じ、この磁気抵抗が少なかったことで、モータの効率が板面方向以外の方向での磁気特性も優れる本発明の無方向性電磁鋼板ではモータの効率が向上したと考えられる。
これは、モータのステータとロータの間に板面内とは異なるわたり磁束が生じるため、積層した無方向性電磁鋼板においても、積層鋼板間にわたり磁束が生じ、この磁気抵抗が少なかったことで、モータの効率が板面方向以外の方向での磁気特性も優れる本発明の無方向性電磁鋼板ではモータの効率が向上したと考えられる。
［実施例２］
（本発明２−１：無方向性電磁鋼板２−１の製造）
（１）Ｓｉ：２．１％、Ｍｎ：０．５％、Ａｌ：０．５％を含有するスラブを、加熱炉に装入して、１０５０℃で加熱し、熱間圧延することにより、厚みが２．３ｍｍの鋼板を得た。
（２）上記で得られた鋼板を、半径１２０ｍｍのリターンロール２組に順次巻きつけて鋼板の曲げ伸ばしを行った。なお、リターンロールへの入り側と出側とのなす角は１４５度とした。
（３）次いで得られた鋼板を酸洗後、圧延ロール径４５０ｍｍのタンデム冷延機で５パス均等圧下し、厚みが０．５ｍｍの鋼板を得た。各パスの圧延率は２７．５２６．３％である。
（４）９００℃で３０秒間仕上焼鈍を行い、無方向性電磁鋼板２−１を得た。
（本発明２−１：無方向性電磁鋼板２−１の製造）
（１）Ｓｉ：２．１％、Ｍｎ：０．５％、Ａｌ：０．５％を含有するスラブを、加熱炉に装入して、１０５０℃で加熱し、熱間圧延することにより、厚みが２．３ｍｍの鋼板を得た。
（２）上記で得られた鋼板を、半径１２０ｍｍのリターンロール２組に順次巻きつけて鋼板の曲げ伸ばしを行った。なお、リターンロールへの入り側と出側とのなす角は１４５度とした。
（３）次いで得られた鋼板を酸洗後、圧延ロール径４５０ｍｍのタンデム冷延機で５パス均等圧下し、厚みが０．５ｍｍの鋼板を得た。各パスの圧延率は２７．５２６．３％である。
（４）９００℃で３０秒間仕上焼鈍を行い、無方向性電磁鋼板２−１を得た。
（比較例２−１：比較無方向性電磁鋼板の製造）
本発明２−１において、（２）の工程を行わなかった以外は、本発明２−１と同様にして、比較無方向性電磁鋼板を得た。
本発明２−１において、（２）の工程を行わなかった以外は、本発明２−１と同様にして、比較無方向性電磁鋼板を得た。
＜磁気測定およびモータによる効率試験＞
磁束の流れの複雑さが異なる３種類のモータにおける本発明の適用効果の違いを調査するために以下の試験を行った。
磁束の流れの複雑さが異なる３種類のモータにおける本発明の適用効果の違いを調査するために以下の試験を行った。
本発明２−１及び比較例２−１の無方向性電磁鋼板の一部をそれぞれサンプルとして切り出し、７５０℃で２時間、歪取焼鈍を行った後、ＪＩＳ Ｃ２５５０に記載のエプスタイン試験法に基づいて、磁気測定を行った。結果を表３に示す。
本発明２−１及び比較例２−１におけるエプスタイン測定の結果では、磁束密度Ｂ５０、鉄損Ｗ１５／５０ともに磁気特性の変化はなかった。
そこで、本発明２−１及び比較例２−１の無方向性電磁鋼板を使用して、ラジアルギャップの通常の定格出力５０ｋＷの三相交流誘導モータ、定格出力５０ｋＷの永久磁石式アキシャルギャップ同期モータおよび定格出力５０ｋＷの永久磁石式ラジアルギャップ同期モータをそれぞれ作成し、２５００ｒｐｍでの効率を測定した。
そこで、本発明２−１及び比較例２−１の無方向性電磁鋼板を使用して、ラジアルギャップの通常の定格出力５０ｋＷの三相交流誘導モータ、定格出力５０ｋＷの永久磁石式アキシャルギャップ同期モータおよび定格出力５０ｋＷの永久磁石式ラジアルギャップ同期モータをそれぞれ作成し、２５００ｒｐｍでの効率を測定した。
永久磁石式アキシャルギャップ同期モータおよび永久磁石式ラジアルギャップ同期モータの鉄心は軸方向に、本発明２−１、又は比較例２−１の無方向性電磁鋼板を積層して製作した。
表４にその結果を示す。
表４にその結果を示す。
表４より、本発明２−１と比較例２−１の無方向性電磁鋼板では、三相交流誘導モータでは効率の差は２．０％であったが、永久磁石式ラジアルギャップ同期モータでは４．６％の効率の大幅な向上がみられ、さらに、永久磁石式アキシャルギャップ同期モータにおいては本発明２−１の無方向性電磁鋼板を使用することにより、５．５％も顕著に効率が向上する特殊な効果が得られた。
永久磁石式ラジアルギャップ同期モータはラジアルギャップモータのロータ内に永久磁石を埋め込んだ構造が特徴である。永久磁石自身が磁石の磁化方向には磁束を通しやすいが、回転するロータ内で変化する磁束に対してがフラックスバリア（磁束の流れを妨げる物質）となるため、モータ内の磁束の流れは三相交流誘導モータよりも複雑になる。このため、本発明２−１の無方向性電磁鋼板を使用することにより効率が大幅に向上したと考えられる。
永久磁石式アキシャルギャップ同期モータは扁平な形状をしており、設置場所の狭い箇所での活躍が期待されるモータである。
当該モータは二つの円盤状の永久磁石ロータと励磁コイルが向かいあって設置される構造である。このため、永久磁石と積層鋼板の板面垂直方向に磁束が渡る必要がある。よって、三相交流誘導モータや永久磁石式ラジアルギャップ同期モータよりも、モータ内のステータおよびロータの間の磁束の流れは、はるかに複雑となっている。
本発明の無方向性電磁鋼板は板面内以外の磁束の流れが改善されているので、複雑な磁束の流れを有するモータにおいてその効果がより発揮されることが本実施例により明らかとなった。
このため、本発明による板面方向以外の磁束の流れが改善した永久磁石式アキシャルギャップ同期モータにおいて特に効率向上が顕著であったと推察される。
このように、本発明の無方向性電磁鋼板を使用することにより、モータ内の磁束の流れが複雑なモータにおいて、より効率向上の効果が高まることが明らかとなった。
永久磁石式ラジアルギャップ同期モータはラジアルギャップモータのロータ内に永久磁石を埋め込んだ構造が特徴である。永久磁石自身が磁石の磁化方向には磁束を通しやすいが、回転するロータ内で変化する磁束に対してがフラックスバリア（磁束の流れを妨げる物質）となるため、モータ内の磁束の流れは三相交流誘導モータよりも複雑になる。このため、本発明２−１の無方向性電磁鋼板を使用することにより効率が大幅に向上したと考えられる。
永久磁石式アキシャルギャップ同期モータは扁平な形状をしており、設置場所の狭い箇所での活躍が期待されるモータである。
当該モータは二つの円盤状の永久磁石ロータと励磁コイルが向かいあって設置される構造である。このため、永久磁石と積層鋼板の板面垂直方向に磁束が渡る必要がある。よって、三相交流誘導モータや永久磁石式ラジアルギャップ同期モータよりも、モータ内のステータおよびロータの間の磁束の流れは、はるかに複雑となっている。
本発明の無方向性電磁鋼板は板面内以外の磁束の流れが改善されているので、複雑な磁束の流れを有するモータにおいてその効果がより発揮されることが本実施例により明らかとなった。
このため、本発明による板面方向以外の磁束の流れが改善した永久磁石式アキシャルギャップ同期モータにおいて特に効率向上が顕著であったと推察される。
このように、本発明の無方向性電磁鋼板を使用することにより、モータ内の磁束の流れが複雑なモータにおいて、より効率向上の効果が高まることが明らかとなった。
［実施例３〜１０］
以下、実施例３〜１０について、まず共通する製造方法について説明し、次いで各結果を説明する。
以下、実施例３〜１０について、まず共通する製造方法について説明し、次いで各結果を説明する。
（鋼種Ａ〜Ｅの準備）
下表５に示される組成を有する鋼種Ａ〜Ｅスラブをそれぞれ準備した。
下表５に示される組成を有する鋼種Ａ〜Ｅスラブをそれぞれ準備した。
（無方向性電磁鋼板の製造方法）
前記鋼種Ａ〜Ｅのスラブをそれぞれスラブ加熱炉にて保定し、上記表５に記載の各仕上焼鈍条件にて仕上焼鈍を行い、その後、後述する表６〜表１３に示された熱延巻取温度（ＣＴ／℃）で各熱延板板厚（ｍｍ）に仕上げた。なお、必要に応じ、表６〜表１３に記載の温度で６０秒の熱延板焼鈍（ＣＴ／℃）を熱延板に施した。熱延板焼鈍（ＡＰ）を施す際に熱延仕上温度を上昇させたのは、熱延板焼鈍における熱延板の結晶組織の成長を促進する効果があるからである。
前記鋼種Ａ〜Ｅのスラブをそれぞれスラブ加熱炉にて保定し、上記表５に記載の各仕上焼鈍条件にて仕上焼鈍を行い、その後、後述する表６〜表１３に示された熱延巻取温度（ＣＴ／℃）で各熱延板板厚（ｍｍ）に仕上げた。なお、必要に応じ、表６〜表１３に記載の温度で６０秒の熱延板焼鈍（ＣＴ／℃）を熱延板に施した。熱延板焼鈍（ＡＰ）を施す際に熱延仕上温度を上昇させたのは、熱延板焼鈍における熱延板の結晶組織の成長を促進する効果があるからである。
続いてリターンロールでの曲げ伸ばし（工程（Ｉ））及び、冷間圧延工程（ＩＩ）を行い、最終板厚に仕上げた。なお、表６〜表１３中、工程（Ｉ）の欄が「−」となっているものは、工程（Ｉ）を行わなかったことを示す。その後、仕上焼鈍を施し、無方向性電磁鋼板を得た。
すなわち、本発明の無方向性電磁鋼板は、大きく分けると以下の二通りの工程を経る。
第１：
仕上熱延−リターンロールによる曲げ伸ばしおよび圧延−仕上焼鈍−磁気測定
第２：
仕上熱延−熱延板焼鈍（ＡＰ）−リターンロールによる曲げ伸ばしおよび圧延−仕上焼鈍−磁気測定
第１：
仕上熱延−リターンロールによる曲げ伸ばしおよび圧延−仕上焼鈍−磁気測定
第２：
仕上熱延−熱延板焼鈍（ＡＰ）−リターンロールによる曲げ伸ばしおよび圧延−仕上焼鈍−磁気測定
得られた無方向性電磁鋼板それぞれについて、ＪＩＳ Ｃ２５５０に定められたエプスタイン試料を用意し、エプスタイン測定を行い、磁束密度Ｂ５０、鉄損Ｗ１５／５０を測定した。磁束密度Ｂ５０とは、磁界５０００Ａ／ｍにおけるエプスタイン試験片の示す磁束密度の値（単位：Ｔ）であり、鉄損Ｗ１５／５０とは、周波数５０Ｈｚにおいて、最大動作磁束密度１．５Ｔにエプスタイン試験片を励磁した際の鉄損の値（単位：Ｗ／ｋｇ）である。結果を表６に示す。
得られた無方向性電磁鋼板を使用して３種類のモータを作成した。
無方向性電磁鋼板を同一形状の一体打ち抜きにより単板のステータとロータを打ち抜き、積層してステータコアとロータコアを作成し、積層枚数の異なる３種類の三相交流誘導モータを作成した。
無方向性電磁鋼板を同一形状の一体打ち抜きにより単板のステータとロータを打ち抜き、積層してステータコアとロータコアを作成し、積層枚数の異なる３種類の三相交流誘導モータを作成した。
積層枚数が異なると、モータ内の磁束の流れの複雑さを変化させることが可能となり、本発明で得た無方向性電磁鋼板のモータ効率に対する特殊な効果の確認が容易となる。
また、積層枚数を変えることで、モータの出力を変化させることが可能であり、３種類の定格出力の異なるモータを作成した。ただし、積層枚数を変化させただけであるので、３種類のモータに用いたステータ及びロータの打ち抜き形状はいずれも同じである。
これにより、定格出力１００ｋＷのモータＡ、定格出力７５ｋＷのモータＢ、定格出力５０ｋＷのモータＣを作成した。
モータの胴長はモータＡが最も長く、次にモータＢが長く、最も胴長が短いのがモータＣである。
また、積層枚数を増やすと、ステータコアおよびロータコアの軸方向の長さが増加する。モータの出力はステータコアとロータコアの間にわたる磁束の数が増えるほど増加するので、積層枚数が多いとステータコアとロータコアの間の軸方向長さが増えるのでわたり磁束増加によりモータの出力が増加する。
以下に、個別の実施例について述べる。
また、積層枚数を変えることで、モータの出力を変化させることが可能であり、３種類の定格出力の異なるモータを作成した。ただし、積層枚数を変化させただけであるので、３種類のモータに用いたステータ及びロータの打ち抜き形状はいずれも同じである。
これにより、定格出力１００ｋＷのモータＡ、定格出力７５ｋＷのモータＢ、定格出力５０ｋＷのモータＣを作成した。
モータの胴長はモータＡが最も長く、次にモータＢが長く、最も胴長が短いのがモータＣである。
また、積層枚数を増やすと、ステータコアおよびロータコアの軸方向の長さが増加する。モータの出力はステータコアとロータコアの間にわたる磁束の数が増えるほど増加するので、積層枚数が多いとステータコアとロータコアの間の軸方向長さが増えるのでわたり磁束増加によりモータの出力が増加する。
以下に、個別の実施例について述べる。
（実施例３）
下記表６に従い、前記鋼種Ａ〜Ｅをそれぞれ選択し、前記無方向性電磁鋼板の製造方法において述べた方法により、表６の鋼Ｎｏ．３−１〜３−２５の無方向性電磁鋼板を製造した。
圧延は、工程（Ｉ）および工程（ＩＩ）のロール径を変えてタンデム圧延、すなわち一方向圧延にて行った。
得られた無方向性電磁鋼板をそれぞれ用いて、モータＡ、モータＢ、モータＣを作成しそれぞれの定格出力における効率を測定した。
結果を表６に示す。本発明の効果はステータコアおよびロータコアの積厚が少なくなり、モータ内の磁束の流れは板面方向以外の成分が増え、より複雑になるので、モータＡの効率＜モータＢの効率＜モータＣの効率の順に改善されていることがわかる。
表６より、工程（Ｉ）と工程（ＩＩ）のロール径の適切な組合せの場合に優れた磁気特性とモータ特性が得られていることがわかる。
表６より、モータＡ、モータＢ、モータＣの効率向上には、工程（ＩＩ）のロール径は６００ｍｍ以下が好ましいことがわかる。さらに好ましくは、工程（ＩＩ）のロール径が１２０ｍｍ以上５５０ｍｍ以下であることがわかる。
工程（Ｉ）を省略すると、本発明の効果が得られないことがわかる。表６より、工程（Ｉ）のロール径は１０ｍｍ以上３００ｍｍ以下が好ましいことがわかる。さらに好ましくは、５０ｍｍ以上１８０ｍｍ以下であることがわかる。
下記表６に従い、前記鋼種Ａ〜Ｅをそれぞれ選択し、前記無方向性電磁鋼板の製造方法において述べた方法により、表６の鋼Ｎｏ．３−１〜３−２５の無方向性電磁鋼板を製造した。
圧延は、工程（Ｉ）および工程（ＩＩ）のロール径を変えてタンデム圧延、すなわち一方向圧延にて行った。
得られた無方向性電磁鋼板をそれぞれ用いて、モータＡ、モータＢ、モータＣを作成しそれぞれの定格出力における効率を測定した。
結果を表６に示す。本発明の効果はステータコアおよびロータコアの積厚が少なくなり、モータ内の磁束の流れは板面方向以外の成分が増え、より複雑になるので、モータＡの効率＜モータＢの効率＜モータＣの効率の順に改善されていることがわかる。
表６より、工程（Ｉ）と工程（ＩＩ）のロール径の適切な組合せの場合に優れた磁気特性とモータ特性が得られていることがわかる。
表６より、モータＡ、モータＢ、モータＣの効率向上には、工程（ＩＩ）のロール径は６００ｍｍ以下が好ましいことがわかる。さらに好ましくは、工程（ＩＩ）のロール径が１２０ｍｍ以上５５０ｍｍ以下であることがわかる。
工程（Ｉ）を省略すると、本発明の効果が得られないことがわかる。表６より、工程（Ｉ）のロール径は１０ｍｍ以上３００ｍｍ以下が好ましいことがわかる。さらに好ましくは、５０ｍｍ以上１８０ｍｍ以下であることがわかる。
（実施例４）
下記表７に従い、前記無方向性電磁鋼板の製造方法において述べた方法により、表７の鋼Ｎｏ．４−１〜４−１０の無方向性電磁鋼板を製造した。
圧延は、タンデム圧延、すなわち一方向圧延にて行った。
得られた無方向性電磁鋼板をそれぞれ用いて、モータＡ、モータＢ、モータＣを作成しそれぞれの定格出力における効率を測定した。
結果を表７に示す。本発明の効果はステータコアおよびロータコアの積厚が少なくなり、モータ内の磁束の流れは板面方向以外の成分が増え、より複雑になるので、モータＡの効率＜モータＢの効率＜モータＣの効率の順に改善されていることがわかる。
表７より、本発明で定める工程（Ｉ）でのリターンロールへの入り側と出側のなす角度（単位：度、deg.、もしくは°）が１３５度以上１８０度以下において優れた磁気特性と、より高いモータ効率が得られていることがわかる。さらに好ましくは、１４５度以上１６５度以下であることが磁気特性とモータＡ、モータＢ、モータＣの効率よりわかる。
下記表７に従い、前記無方向性電磁鋼板の製造方法において述べた方法により、表７の鋼Ｎｏ．４−１〜４−１０の無方向性電磁鋼板を製造した。
圧延は、タンデム圧延、すなわち一方向圧延にて行った。
得られた無方向性電磁鋼板をそれぞれ用いて、モータＡ、モータＢ、モータＣを作成しそれぞれの定格出力における効率を測定した。
結果を表７に示す。本発明の効果はステータコアおよびロータコアの積厚が少なくなり、モータ内の磁束の流れは板面方向以外の成分が増え、より複雑になるので、モータＡの効率＜モータＢの効率＜モータＣの効率の順に改善されていることがわかる。
表７より、本発明で定める工程（Ｉ）でのリターンロールへの入り側と出側のなす角度（単位：度、deg.、もしくは°）が１３５度以上１８０度以下において優れた磁気特性と、より高いモータ効率が得られていることがわかる。さらに好ましくは、１４５度以上１６５度以下であることが磁気特性とモータＡ、モータＢ、モータＣの効率よりわかる。
（実施例５）
下記表８に従い前記無方向性電磁鋼板の製造方法において述べた方法により、表８の鋼Ｎｏ．５−１〜５−１０の無方向性電磁鋼板を製造した。
圧延は、タンデム圧延、すなわち一方向圧延にて行った。鋼種Ｂは工程（Ｉ）のロール径は５０ｍｍ、鋼種Ｄは工程（ＩＩ）のロール径は１００ｍｍで行った。
得られた無方向性電磁鋼板をそれぞれ用いて、モータＡ、モータＢ、モータＣを作成しそれぞれの定格出力における効率を測定した。
結果を表８に示す。本発明の効果はステータコアおよびロータコアの積厚が少なくなり、モータ内の磁束の流れは板面方向以外の成分が増え、より複雑になるので、モータＡの効率＜モータＢの効率＜モータＣの効率の順に改善されていることがわかる。
表８より、最初の工程（Ｉ）とそれに続く工程（ＩＩ)に供する鋼板の円相当平均結晶粒径が５０μｍ以上３００μｍにおいて、優れた磁気特性と高いモータ効率が得られていることがわかる。
さらに、磁気特性及びモータＡ、モータＢ、モータＣの効率は、最初の工程（Ｉ）とそれに続く工程（ＩＩ)に供する鋼板の円相当平均結晶粒径の範囲が、７０μｍ以上かつ２５０μｍ以下においてより好ましいことが表８よりわかる。
また、円相当直径が３００μｍ超の鋼板は、工程（Ｉ）の通板時に鋼板がロールに巻きつく際に破断し、磁気測定可能かつモータ製造可能な成品が得られなかった。
このため、本発明で規定したように、最初の工程（Ｉ）もしくは工程（ＩＩ）の直前の鋼板の結晶粒の平均円相当直径は５０μｍ以上３００μｍ以下である必要がある。さらに好ましくは、７０μｍ以上２５０μｍ以下である。
下記表８に従い前記無方向性電磁鋼板の製造方法において述べた方法により、表８の鋼Ｎｏ．５−１〜５−１０の無方向性電磁鋼板を製造した。
圧延は、タンデム圧延、すなわち一方向圧延にて行った。鋼種Ｂは工程（Ｉ）のロール径は５０ｍｍ、鋼種Ｄは工程（ＩＩ）のロール径は１００ｍｍで行った。
得られた無方向性電磁鋼板をそれぞれ用いて、モータＡ、モータＢ、モータＣを作成しそれぞれの定格出力における効率を測定した。
結果を表８に示す。本発明の効果はステータコアおよびロータコアの積厚が少なくなり、モータ内の磁束の流れは板面方向以外の成分が増え、より複雑になるので、モータＡの効率＜モータＢの効率＜モータＣの効率の順に改善されていることがわかる。
表８より、最初の工程（Ｉ）とそれに続く工程（ＩＩ)に供する鋼板の円相当平均結晶粒径が５０μｍ以上３００μｍにおいて、優れた磁気特性と高いモータ効率が得られていることがわかる。
さらに、磁気特性及びモータＡ、モータＢ、モータＣの効率は、最初の工程（Ｉ）とそれに続く工程（ＩＩ)に供する鋼板の円相当平均結晶粒径の範囲が、７０μｍ以上かつ２５０μｍ以下においてより好ましいことが表８よりわかる。
また、円相当直径が３００μｍ超の鋼板は、工程（Ｉ）の通板時に鋼板がロールに巻きつく際に破断し、磁気測定可能かつモータ製造可能な成品が得られなかった。
このため、本発明で規定したように、最初の工程（Ｉ）もしくは工程（ＩＩ）の直前の鋼板の結晶粒の平均円相当直径は５０μｍ以上３００μｍ以下である必要がある。さらに好ましくは、７０μｍ以上２５０μｍ以下である。
（実施例６）
下記表９に従い、前記無方向性電磁鋼板の製造方法において述べた方法により、表９の鋼Ｎｏ．６−１〜６−１２の無方向性電磁鋼板を製造した。
圧延は、タンデム圧延、すなわち一方向圧延で行った。
本実施例では、最初の工程（Ｉ）もしくは工程（ＩＩ）の直前の鋼板の結晶粒の平均円相当直径（μｍ）を本発明の規定範囲である５０μｍ以上３００μｍ以下である１００μｍおよび２００μｍに予め調整した。
得られた無方向性電磁鋼板をそれぞれ用いて、モータＡ、モータＢ、モータＣを作成しそれぞれの定格出力における効率を測定した。
結果を表９に示す。本発明の効果はステータコアおよびロータコアの積厚が少なくなり、モータ内の磁束の流れは板面方向以外の成分が増え、より複雑になるので、モータＡの効率＜モータＢの効率＜モータＣの効率の順に改善されていることがわかる。
表９より、工程（Ｉ）を予め施さずに工程（ＩＩ）を施した場合は、本発明が規定した集合組織の条件を満たさず、優れた磁気特性が得られず、モータの効率が８０％を下回っており、すぐれた効率のモータを得ることができないことがわかる。
この現象は、この実施例で検討した誘導モータ以外の三相交流で駆動する定格出力１００ｋＷの永久磁石式同期モータ等でも同じ結果が得られたことを発明者らは確認している。すなわち、工程（Ｉ）と工程（ＩＩ）を本発明が既定する適切な条件で施した場合は、当該モータの定格出力での効率は９７％以上に達したが、本発明の規定を満たさない無方向性電磁鋼板を使用した比較例の同じ構造のモータでは同じ定格出力での効率は９０％未満にとどまった。
表９中の鋼Ｎｏ．６−４、鋼Ｎｏ．６−５は圧延率が共に８３．３％で同一であるが、鋼Ｎｏ．６−４は１回目の圧延と２回目の圧延の圧下率が共に４０．８％で均等であるのに対し、鋼Ｎｏ．６−５は１回目の圧延の圧下率が３０．０％、２回目の圧延の圧下率が７２．２％であり、前段の圧延率が低く、後段強圧下である。
鋼Ｎｏ．６−１０と鋼Ｎｏ．６−１１は圧下率が共に７５．０％であるが、鋼Ｎｏ．６−１０は１回目の圧延と２回目の圧延の圧下率が共に５０％で均等であるのに対し、鋼Ｎｏ．６−１１は１回目の圧延の圧下率が３５．０％、２回目の圧延の圧下率が６１．５％であり、前段の圧延率が低く、後段強圧下である。
磁束密度Ｂ５０、鉄損Ｗ１５／５０と、これらにより作成されたモータＡ、モータＢ、モータＣの定格出力における効率を鋼Ｎｏ．６−４と鋼Ｎｏ．６−５および、鋼Ｎｏ．６−１０と鋼Ｎｏ．６−１１との間においてそれぞれ比較すると、前段の圧下率が低く後段強圧下の鋼Ｎｏ．６−５と鋼Ｎｏ．６−１１のほうが磁束密度Ｂ５０が高く、鉄損Ｗ１５／５０は低く、磁気特性が良好であり、これらにより作成されたモータＡ、モータＢ、モータＣの効率がより高いことがわかる。
発明者らは、この点に関して、２回の圧下の前に施されるリターンロールの曲げ及び曲げ戻しの際の鋼板の板厚が、１回目のパスにおいては同じであるが、１回目のパスの圧延率が低かったため、２回目のパスにおいて鋼板がより厚手であり、本発明のリターンロールによる転位形成効果がさらに発揮されたことが原因であると考えている。
下記表９に従い、前記無方向性電磁鋼板の製造方法において述べた方法により、表９の鋼Ｎｏ．６−１〜６−１２の無方向性電磁鋼板を製造した。
圧延は、タンデム圧延、すなわち一方向圧延で行った。
本実施例では、最初の工程（Ｉ）もしくは工程（ＩＩ）の直前の鋼板の結晶粒の平均円相当直径（μｍ）を本発明の規定範囲である５０μｍ以上３００μｍ以下である１００μｍおよび２００μｍに予め調整した。
得られた無方向性電磁鋼板をそれぞれ用いて、モータＡ、モータＢ、モータＣを作成しそれぞれの定格出力における効率を測定した。
結果を表９に示す。本発明の効果はステータコアおよびロータコアの積厚が少なくなり、モータ内の磁束の流れは板面方向以外の成分が増え、より複雑になるので、モータＡの効率＜モータＢの効率＜モータＣの効率の順に改善されていることがわかる。
表９より、工程（Ｉ）を予め施さずに工程（ＩＩ）を施した場合は、本発明が規定した集合組織の条件を満たさず、優れた磁気特性が得られず、モータの効率が８０％を下回っており、すぐれた効率のモータを得ることができないことがわかる。
この現象は、この実施例で検討した誘導モータ以外の三相交流で駆動する定格出力１００ｋＷの永久磁石式同期モータ等でも同じ結果が得られたことを発明者らは確認している。すなわち、工程（Ｉ）と工程（ＩＩ）を本発明が既定する適切な条件で施した場合は、当該モータの定格出力での効率は９７％以上に達したが、本発明の規定を満たさない無方向性電磁鋼板を使用した比較例の同じ構造のモータでは同じ定格出力での効率は９０％未満にとどまった。
表９中の鋼Ｎｏ．６−４、鋼Ｎｏ．６−５は圧延率が共に８３．３％で同一であるが、鋼Ｎｏ．６−４は１回目の圧延と２回目の圧延の圧下率が共に４０．８％で均等であるのに対し、鋼Ｎｏ．６−５は１回目の圧延の圧下率が３０．０％、２回目の圧延の圧下率が７２．２％であり、前段の圧延率が低く、後段強圧下である。
鋼Ｎｏ．６−１０と鋼Ｎｏ．６−１１は圧下率が共に７５．０％であるが、鋼Ｎｏ．６−１０は１回目の圧延と２回目の圧延の圧下率が共に５０％で均等であるのに対し、鋼Ｎｏ．６−１１は１回目の圧延の圧下率が３５．０％、２回目の圧延の圧下率が６１．５％であり、前段の圧延率が低く、後段強圧下である。
磁束密度Ｂ５０、鉄損Ｗ１５／５０と、これらにより作成されたモータＡ、モータＢ、モータＣの定格出力における効率を鋼Ｎｏ．６−４と鋼Ｎｏ．６−５および、鋼Ｎｏ．６−１０と鋼Ｎｏ．６−１１との間においてそれぞれ比較すると、前段の圧下率が低く後段強圧下の鋼Ｎｏ．６−５と鋼Ｎｏ．６−１１のほうが磁束密度Ｂ５０が高く、鉄損Ｗ１５／５０は低く、磁気特性が良好であり、これらにより作成されたモータＡ、モータＢ、モータＣの効率がより高いことがわかる。
発明者らは、この点に関して、２回の圧下の前に施されるリターンロールの曲げ及び曲げ戻しの際の鋼板の板厚が、１回目のパスにおいては同じであるが、１回目のパスの圧延率が低かったため、２回目のパスにおいて鋼板がより厚手であり、本発明のリターンロールによる転位形成効果がさらに発揮されたことが原因であると考えている。
（実施例７）
下記表１０に従い、前記無方向性電磁鋼板の製造方法において述べた方法により、表１０の鋼Ｎｏ．７−１〜７−１０の無方向性電磁鋼板を製造した。
圧延は、工程（Ｉ）、工程（ＩＩ）のロール径を変えながら、タンデム圧延、すなわち一方向圧延で行った。
得られた無方向性電磁鋼板をそれぞれ用いて、モータＡ、モータＢ、モータＣを作成しそれぞれの定格出力における効率を測定した。
結果を表１０に示す。本発明の効果はステータコアおよびロータコアの積厚が少なくなり、モータ内の磁束の流れは板面方向以外の成分が増え、より複雑になるので、モータＡの効率＜モータＢの効率＜モータＣの効率の順に改善されていることがわかる。
表１０より、工程（Ｉ）を実施しない場合、および、工程（Ｉ）もしくは工程（ＩＩ）の圧延ロール径が本発明で定める範囲を逸脱する場合に、本発明が規定する集合組織が得られず、磁気特性が劣り、モータの定格出力も劣ることがわかる。
下記表１０に従い、前記無方向性電磁鋼板の製造方法において述べた方法により、表１０の鋼Ｎｏ．７−１〜７−１０の無方向性電磁鋼板を製造した。
圧延は、工程（Ｉ）、工程（ＩＩ）のロール径を変えながら、タンデム圧延、すなわち一方向圧延で行った。
得られた無方向性電磁鋼板をそれぞれ用いて、モータＡ、モータＢ、モータＣを作成しそれぞれの定格出力における効率を測定した。
結果を表１０に示す。本発明の効果はステータコアおよびロータコアの積厚が少なくなり、モータ内の磁束の流れは板面方向以外の成分が増え、より複雑になるので、モータＡの効率＜モータＢの効率＜モータＣの効率の順に改善されていることがわかる。
表１０より、工程（Ｉ）を実施しない場合、および、工程（Ｉ）もしくは工程（ＩＩ）の圧延ロール径が本発明で定める範囲を逸脱する場合に、本発明が規定する集合組織が得られず、磁気特性が劣り、モータの定格出力も劣ることがわかる。
（実施例８）
下記表１１に従い、前記無方向性電磁鋼板の製造方法において述べた方法により、表１１の鋼Ｎｏ．８−１〜８−７の無方向性電磁鋼板を製造した。
圧延は、リバース圧延で行った。
得られた無方向性電磁鋼板をそれぞれ用いて、モータＡ、モータＢ、モータＣを作成しそれぞれの定格出力における効率を測定した。 結果を表１１に示す。
最初の工程（Ｉ）を施さなかった鋼Ｎｏ．８−１では磁気特性、モータ効率とも優れたものが得られなかった。
本発明の効果はステータコアおよびロータコアの積厚が少なくなり、モータ内の磁束の流れは板面方向以外の成分が増え、より複雑になるので、モータＡの効率＜モータＢの効率＜モータＣの効率の順に改善されていることがわかる。
表１１より、最初の工程（Ｉ）もしくは工程（ＩＩ）の直前の鋼板の結晶粒の平均円相当直径が５０μｍ以上３００μｍ以下、さらに好ましくは７０μｍ以上２５０μｍ以下の場合により優れた磁気特性と高いモータ効率が得られることがわかる。
鋼板の平均円相当直径が３００μｍ超である鋼Ｎｏ．８−５の場合、工程（Ｉ）通板時に鋼板が破断したため、成品が得られず、磁気特性およびモータ効率の評価ができなかった。
このため、本発明で規定したように、最初の工程（Ｉ）もしくは工程（ＩＩ）の直前の鋼板の結晶粒の平均円相当直径は５０μｍ以上３００μｍ以下であることが好ましい。
下記表１１に従い、前記無方向性電磁鋼板の製造方法において述べた方法により、表１１の鋼Ｎｏ．８−１〜８−７の無方向性電磁鋼板を製造した。
圧延は、リバース圧延で行った。
得られた無方向性電磁鋼板をそれぞれ用いて、モータＡ、モータＢ、モータＣを作成しそれぞれの定格出力における効率を測定した。 結果を表１１に示す。
最初の工程（Ｉ）を施さなかった鋼Ｎｏ．８−１では磁気特性、モータ効率とも優れたものが得られなかった。
本発明の効果はステータコアおよびロータコアの積厚が少なくなり、モータ内の磁束の流れは板面方向以外の成分が増え、より複雑になるので、モータＡの効率＜モータＢの効率＜モータＣの効率の順に改善されていることがわかる。
表１１より、最初の工程（Ｉ）もしくは工程（ＩＩ）の直前の鋼板の結晶粒の平均円相当直径が５０μｍ以上３００μｍ以下、さらに好ましくは７０μｍ以上２５０μｍ以下の場合により優れた磁気特性と高いモータ効率が得られることがわかる。
鋼板の平均円相当直径が３００μｍ超である鋼Ｎｏ．８−５の場合、工程（Ｉ）通板時に鋼板が破断したため、成品が得られず、磁気特性およびモータ効率の評価ができなかった。
このため、本発明で規定したように、最初の工程（Ｉ）もしくは工程（ＩＩ）の直前の鋼板の結晶粒の平均円相当直径は５０μｍ以上３００μｍ以下であることが好ましい。
（実施例９）
下記表１２に従い、前記無方向性電磁鋼板の製造方法において述べた方法により、表１２の鋼Ｎｏ．９−１〜９−７の無方向性電磁鋼板を製造した。
圧延はロール径を変化させたリバース圧延機を用いて行った。
得られた無方向性電磁鋼板をそれぞれ用いて、モータＡ、モータＢ、モータＣを作成しそれぞれの定格出力における効率を測定した。
結果を表１２に示す。本発明の効果はステータコアおよびロータコアの積厚が少なくなり、モータ内の磁束の流れは板面方向以外の成分が増え、より複雑になるので、モータＡの効率＜モータＢの効率＜モータＣの効率の順に改善されていることがわかる。
表１２より、ロール径６０ｍｍ以上６００ｍｍ以下において優れた磁気特性と、高いモータ効率が得られていることがわかる。鋼Ｎｏ．９−６では、圧延ロール径が６００ｍｍ超であるので、磁気特性、モータ効率とも劣っている。
また、リバース圧延機の場合、ロール径が６０ｍｍ以上１２０ｍｍ以下の鋼Ｎｏ．９−１、鋼Ｎｏ．９−２、鋼Ｎｏ．９−３において定格出力におけるモータ効率がモータＡは８５％以上、モータＢは８７％、モータＣは８８％以上の優れた値を示している。本発明の範囲内であるが、リバース圧延機のロール径が１２０ｍｍ超６００ｍｍ以下である鋼Ｎｏ．９−５、鋼Ｎｏ．９−６の場合は定格出力におけるモータ効率がモータＡでは８２％台、モータＢでは８４％台、モータＣでは８５％台にとどまる。
この結果から、リバース圧延機の場合は、ロール径が６０ｍｍ以上１２０ｍｍ以下であることが、磁気特性とモータ効率の両面からより好ましい範囲である。
以上より、表１２より、リバース圧延の場合、工程（ＩＩ）のロール径が小さいほどモータＡ、モータＢ、モータＣの特性がすぐれていることがわかる。
下記表１２に従い、前記無方向性電磁鋼板の製造方法において述べた方法により、表１２の鋼Ｎｏ．９−１〜９−７の無方向性電磁鋼板を製造した。
圧延はロール径を変化させたリバース圧延機を用いて行った。
得られた無方向性電磁鋼板をそれぞれ用いて、モータＡ、モータＢ、モータＣを作成しそれぞれの定格出力における効率を測定した。
結果を表１２に示す。本発明の効果はステータコアおよびロータコアの積厚が少なくなり、モータ内の磁束の流れは板面方向以外の成分が増え、より複雑になるので、モータＡの効率＜モータＢの効率＜モータＣの効率の順に改善されていることがわかる。
表１２より、ロール径６０ｍｍ以上６００ｍｍ以下において優れた磁気特性と、高いモータ効率が得られていることがわかる。鋼Ｎｏ．９−６では、圧延ロール径が６００ｍｍ超であるので、磁気特性、モータ効率とも劣っている。
また、リバース圧延機の場合、ロール径が６０ｍｍ以上１２０ｍｍ以下の鋼Ｎｏ．９−１、鋼Ｎｏ．９−２、鋼Ｎｏ．９−３において定格出力におけるモータ効率がモータＡは８５％以上、モータＢは８７％、モータＣは８８％以上の優れた値を示している。本発明の範囲内であるが、リバース圧延機のロール径が１２０ｍｍ超６００ｍｍ以下である鋼Ｎｏ．９−５、鋼Ｎｏ．９−６の場合は定格出力におけるモータ効率がモータＡでは８２％台、モータＢでは８４％台、モータＣでは８５％台にとどまる。
この結果から、リバース圧延機の場合は、ロール径が６０ｍｍ以上１２０ｍｍ以下であることが、磁気特性とモータ効率の両面からより好ましい範囲である。
以上より、表１２より、リバース圧延の場合、工程（ＩＩ）のロール径が小さいほどモータＡ、モータＢ、モータＣの特性がすぐれていることがわかる。
（実施例１０）
下記表１３に従い、前記無方向性電磁鋼板の製造方法において述べた方法により、表１３の鋼Ｎｏ．１０−１〜１０−７の無方向性電磁鋼板を製造した。
圧延は、熱延鋼板もしくは熱延後に熱延板焼鈍を施した鋼板に工程（Ｉ）を施した後、ロール径７０ｍｍのタンデム圧延機により一定方向に通板することにより行った。
モータＡ、モータＢ、モータＣを作成しそれぞれの定格出力における効率を測定した。
結果を表１３に示す。本発明の効果はステータコアおよびロータコアの積厚が少なくなり、モータ内の磁束の流れは板面方向以外の成分が増え、より複雑になるので、モータＡの効率＜モータＢの効率＜モータＣの効率の順に改善されていることがわかる。
表１３より、最初の工程（Ｉ）もしくは工程（ＩＩ）の直前の鋼板の結晶粒の平均円相当直径が５０μｍ以上３００μｍ以下の場合に優れた磁気特性が得られ、さらに７０μｍ以上２５０μｍの場合により好ましい高いモータ効率が得られていることがわかる。
さらに、特筆すべきは、表１３より、今回の圧延のように、工程（II）のロール径が１２０ｍｍ以下のロール径において、一方向圧延を施した場合には、モータＡ、モータＢ、モータＣの何れも定格出力において、他の実施例では得られなかった効率９０％以上の極めて優れた値を示していることがわかる。
下記表１３に従い、前記無方向性電磁鋼板の製造方法において述べた方法により、表１３の鋼Ｎｏ．１０−１〜１０−７の無方向性電磁鋼板を製造した。
圧延は、熱延鋼板もしくは熱延後に熱延板焼鈍を施した鋼板に工程（Ｉ）を施した後、ロール径７０ｍｍのタンデム圧延機により一定方向に通板することにより行った。
モータＡ、モータＢ、モータＣを作成しそれぞれの定格出力における効率を測定した。
結果を表１３に示す。本発明の効果はステータコアおよびロータコアの積厚が少なくなり、モータ内の磁束の流れは板面方向以外の成分が増え、より複雑になるので、モータＡの効率＜モータＢの効率＜モータＣの効率の順に改善されていることがわかる。
表１３より、最初の工程（Ｉ）もしくは工程（ＩＩ）の直前の鋼板の結晶粒の平均円相当直径が５０μｍ以上３００μｍ以下の場合に優れた磁気特性が得られ、さらに７０μｍ以上２５０μｍの場合により好ましい高いモータ効率が得られていることがわかる。
さらに、特筆すべきは、表１３より、今回の圧延のように、工程（II）のロール径が１２０ｍｍ以下のロール径において、一方向圧延を施した場合には、モータＡ、モータＢ、モータＣの何れも定格出力において、他の実施例では得られなかった効率９０％以上の極めて優れた値を示していることがわかる。
Claims (7)
- 質量％で、
０．１≦Ｓｉ≦３．５、
０．１≦Ｍｎ≦１．５、
Ａｌ≦２．５、
Ｃｒ≦１．０、
Ｓｎ≦０．２、
Ｃ≦０．００３、
Ｎ≦０．００３、
Ｓ≦０．００３、
残部がＦｅ、及びその他不可避不純物からなる無方向性電磁鋼板であって、
当該無方向性電磁鋼板の板厚中心層の、０≦φ１≦９０°、０≦φ２≦９０°、０≦ψ≦９０°で定義される方位分布関数（ＯＤＦ）のＢｕｎｇｅ表示において、
φ２＝４５°断面において、ψ＝５５°である方位の最高強度が３以下かつ１以上であり、
φ２＝０°断面におけるψ＝０°である方位において、強度が２以上であるφ１の角度領域が６０°以上９０°以下であることを特徴とする無方向性電磁鋼板。 - 請求項１に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法であって、
鋼板を少なくとも２本のリターンロールにより、曲げ−曲げ戻しする工程（Ｉ）と、
鋼板を直径６００ｍｍ以下の圧延ロールにより圧延する冷間圧延工程（ＩＩ）とをこの順に有する、無方向性電磁鋼板の製造方法。 - 前記冷間圧延工程（ＩＩ）が、直径６０ｍｍ以上１２０ｍｍ以下の圧延ロールを用いてリバース圧延機により圧延する工程である、請求項２に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
- 前記冷間圧延工程（ＩＩ）が、直径４００ｍｍ以上６００ｍｍ以下の圧延ロールを用いてタンデム圧延機により圧延する工程である、請求項２に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
- 前記冷間圧延工程直前の鋼板の結晶粒の平均直径が、円相当直径で５０μｍ以上３００μｍ以下である、請求項２乃至４のいずれか一項に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
- 前記リターンロールの直径が、１０ｍｍ以上３００ｍｍ以下である、請求項２乃至５のいずれか一項に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
- 鋼板の前記リターンロールへの入り側と出側とのなす角が１３５度以上１８０度以下である、請求項２乃至６のいずれか一項に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
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