JP6855895B2 - 無方向性電磁鋼板及びその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、無方向性電磁鋼板及びその製造方法に関する。

無方向性電磁鋼板は、電機機器の鉄心の素材として利用される。これらの電機機器では、高いエネルギー効率、小型化及び高出力化が要求される。そのため、電機機器の鉄心として利用される無方向性電磁鋼板には、低い鉄損及び高い磁性密度が要求される。

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

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

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

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

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

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

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

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

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

一方、無方向性電磁鋼板は、打ち抜き加工等により、モータ用の鉄心に加工される。そのため、無方向性電磁鋼板には、「打ち抜き加工性」も要求される。特に、無方向性電磁鋼板が打ち抜きポンチによりダイに押し込まれる際に形成される傾斜面である「ダレ」の発生を抑制することが求められる。つまり、打ち抜き加工時におけるダレの発生の抑制が求められる。

このようなダレの発生の抑制を含む、打ち抜き加工性の向上に関する技術が、特許文献６〜１３に提案されている。

特許文献６及び特許文献７に開示された無方向性電磁鋼板では、硬さや降伏応力を制御することにより、打ち抜き加工性を高めている。特許文献８に開示された無方向性電磁鋼板では、フェライト相の結晶粒径を制御して、加工性を高める。特許文献６〜８に提案された技術では、無方向性電磁鋼板の機械特性を制御して、打ち抜き加工性を高めている。

特許文献９に開示された無方向性電磁鋼板では、｛０１１｝＜１００＞方位の強度を所定範囲に制御し、特許文献１０では、粒界強度の影響を検討している。また、特許文献１１に開示された無方向性電磁鋼板の製造方法では、ダレ発生への粒径制御と結晶方位制御（磁束密度）の影響を考慮して、温間圧延が打ち抜き加工性の向上に有効であると記載されている。特許文献１２及び１３に開示された無方向性電磁鋼板では、鋼板の表層の硬さや化学組成を調整することにより、打ち抜き加工性を改善している。

また、磁気特性の中でも特に高周波特性に関しては、表層の｛１１１｝方位を含めた集合組織についての特別な考慮が必要であることが、特許文献１４〜１７に示されている。

特許第３８８８０３３号公報 特開２００５−１２０４３１号公報 特許第２８７０８１８号公報 特開昭５８−８４９２４号公報 特開２００６−１０４５３０号公報 特開２００５−６０７３７号公報 特開２００５−１０５４０７号公報 特開２０１４−１２２４０５号公報 特開２０１２−３６４７４号公報 特開２０１４−４０６２２号公報 特開２００３−２４３２１４号公報 特開平２−１５６０９１号公報 特開平４−１７３９４０号公報 特開平７−１５０３１０号公報 特開平８−１３４６０６号公報 特開２００１−１５８９４８号公報 国際公開第２０１６／１４８０１０号

上述の特許文献では、磁気特性と打ち抜き加工性、特にダレを抑制する提案がされている。しかしながら、他の方法による磁気特性と打ち抜き加工性の向上も求められている。

本発明の目的は、磁気特性に優れ、かつ、打ち抜き加工時のダレ発生を抑制可能な無方向性電磁鋼板を提供することである。

本発明による無方向性電磁鋼板は、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．００１〜０．００５％、Ｓｉ：２．０〜５．０％、Ｍｎ：０．１〜１．５％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．００１〜２．０％、及び、Ｎ：０．００１〜０．００５％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなる。無方向性電磁鋼板の板厚をｔと定義したとき、無方向性電磁鋼板の表面からｔ／１０深さ位置での｛１１１｝＜１１２＞方位の集積度Ｉ（ｓ）が６．０以上であり、無方向性電磁鋼板の表面からｔ／２深さ位置での｛１００｝＜０１２＞方位の集積度Ｉ（ｃ）が４．０以上である。

本発明による無方向性電磁鋼板の製造方法は、上述の化学組成を有する素材に対して熱間圧延を実施して熱延鋼板を製造する熱間圧延工程と、熱延鋼板に対して、４００〜１０００ｍｍの直径を有する一対のワークロールを有する圧延スタンドを用いて、少なくとも１パス目の圧延で温間圧延を実施し、２パス目以降の圧延で温間圧延又は冷間圧延を実施して、０．１０〜０．５０ｍｍの板厚を有する薄鋼板を製造する仕上げ圧延工程と、薄鋼板に対して仕上げ焼鈍を実施する仕上げ焼鈍工程とを備える。仕上げ圧延工程では、１パス目の圧延において、圧延温度をＴ（℃）、ひずみ速度をεドット（ｓ^-1）、圧下率をｒ（％）と定義したとき、式（１）〜式（３）を満たす条件で熱延鋼板に対して温間圧延を実施する。そして、仕上げ圧延工程での累積圧下率を７５〜９５％とする。

本発明による無方向性電磁鋼板は、磁気特性に優れ、かつ、打ち抜き加工時のダレ発生を抑制できる。

図１は、本発明の化学組成を満たす無方向性電磁鋼板において、表層での｛１１１｝＜１１２＞方位の集積度Ｉ（ｓ）と、板厚中心層での｛１００｝＜０１２＞方位の集積度Ｉ（ｃ）と、ダレ量（μｍ）との関係を示す図である。 図２は、本発明の化学組成を満たす無方向性電磁鋼板において、表層での｛１１１｝＜１１２＞方位の集積度Ｉ（ｓ）と、板厚中心層での｛１００｝＜０１２＞方位の集積度Ｉ（ｃ）と、磁束密度Ｂ_５０（Ｔ）との関係を示す図である。 図３は、本発明の化学組成の無方向性電磁鋼板の製造工程における、１パス目の温間圧延での初期ひずみ速度（ｓ^-1）及び初期圧延温度（℃）と、集積度Ｉ（ｓ）との関係を示す図である。 図４は、実施例のダレ量測定試験を説明するための模式図である。

以下、本発明について詳細に説明する。

本発明者らは、優れた磁気特性を有し、かつ、打ち抜き加工時のダレの発生を抑制する無方向性電磁鋼板について調査及び検討を行った。その結果、次の知見を得た。

無方向性電磁鋼板の板厚をｔと定義した場合、圧延面からｔ／１０深さ位置（以下、表層という）での｛１１１｝＜１１２＞方位の集積度Ｉ（ｓ）を６．０以上とし、かつ、圧延面からｔ／２深さ位置（以下、板厚中心層という）での｛１００｝＜０１２＞方位の集積度Ｉ（ｃ）を４．０以上とすることにより、打ち抜き時のダレ発生をより抑制できる。

図１は、本発明の化学組成を満たす無方向性電磁鋼板において、表層での｛１１１｝＜１１２＞方位の集積度Ｉ（ｓ）と、板厚中心層での｛１００｝＜０１２＞方位の集積度Ｉ（ｃ）と、ダレ量との関係を示す図である。

図１を参照して、板厚中心層での｛１００｝＜０１２＞方位の集積度Ｉ（ｃ）が４．０未満の場合（図１中の×印）、表層での｛１１１｝＜１１２＞方位の集積度Ｉ（ｓ）が変動しても、ダレ量はそれほど変化しない。一方、板厚中心層での｛１００｝＜０１２＞方位の集積度Ｉ（ｃ）が４．０以上の場合（図１中の○印）、表層での｛１１１｝＜１１２＞方位の集積度Ｉ（ｓ）が大きくなるほど、ダレ量が低下する。そして、集積度Ｉ（ｓ）が６．０以上になれば、ダレ量は１５．０μｍ以下となり、打ち抜き加工時のダレの発生を顕著に抑制できる。

なお、表層での｛１１１｝＜１１２＞方位の集積度Ｉ（ｓ）が変動したときの磁気特性への影響は小さい。図２は、表層での｛１１１｝＜１１２＞方位の集積度Ｉ（ｓ）と、板厚中心層での｛１００｝＜０１２＞方位の集積度Ｉ（ｃ）と、磁束密度Ｂ_５０（Ｔ）との関係を示す図である。図２に示すとおり、磁束密度Ｂ_５０は、板厚中心層での｛１００｝＜０１２＞方位の集積度Ｉ（ｃ）の増加に応じて高くなるものの、表層での｛１１１｝＜１１２＞方位の集積度Ｉ（ｓ）の変動の影響をほとんど受けない。

以上より、無方向性電磁鋼板の板厚をｔと定義した場合、表層での｛１１１｝＜１１２＞方位の集積度Ｉ（ｓ）を６．０以上とし、かつ、板厚中心層での｛１００｝＜０１２＞方位の集積度Ｉ（ｃ）を４．０以上とすれば、磁気特性を維持しつつ、打ち抜き加工時のダレの発生を抑制できる。

上述のように表層の集合組織と板厚中心層の集合組織とを規定することにより、ダレの発生が顕著に抑制されるメカニズムについては明確ではないが、以下の事項が考えられる。

従来、例えば｛０１１｝方位等の結晶方位がダレの発生抑制に有効であることは知られている（例えば特許文献９参照）。また、表層の機械的特性に着目した打ち抜き加工性の改善技術は、特許文献６及び１２に開示されている。

しかしながら、本発明は、これらの従来の知見とは異なるアプローチから、ダレの発生を抑制する。本発明の化学組成の鋼板において、｛１１１｝＜１１２＞方位では、既にダレ抑制効果が知られている｛０１１｝方位よりも剛性率が非常に高い。一方、｛１００｝＜０１２＞方位では剛性率が非常に低い。

剛性率は、硬度及び降伏比等の塑性変形領域での挙動とは異なり、基本的に弾性変形領域での変形を支配する因子である。一方で、ダレは、原則、塑性変形領域に及ぶ現象である。しかしながら、ダレ発生時の鋼板の変形量は非常に小さく、特に、剪断面から鋼板内側に入った領域では、ほぼ弾性変形に留まる。したがって、ダレは、塑性変形領域での変形だけでなく、弾性変形領域での変形にも影響される。

本発明の無方向性電磁鋼板では、表層では｛１１１｝＜１１２＞方位の集積度を高め、板厚中心層では｛１００｝＜０１２＞方位の集積度を高める。つまり、本発明の無方向性電磁鋼板では、表層を高剛性とし、かつ、板厚中心層を低剛性とする。この組合わせを実現することにより、いわゆるスプリングバックのような、塑性変形領域での変形応力を除荷した場合の弾性変形の戻りが大きくなる。その結果、ダレの発生が顕著に抑制されると考えられる。

表層での｛１１１｝＜１１２＞方位の集積度Ｉ（ｓ）を６．０以上とし、かつ、板厚中心層での｛１００｝＜０１２＞方位の集積度Ｉ（ｃ）を４．０以上とすれば、図１に示すとおり、打ち抜き加工時のダレの発生を顕著に抑制できる。

なお、図２に示すとおり、板厚中心層での｛１００｝＜０１２＞方位の集積度Ｉ（ｃ）を４．０以上とすれば、磁束密度Ｂ_５０が１．６５Ｔ以上となり、優れた磁気特性も得られる。

また、ダレの発生の抑制には、無方向性電磁鋼板の平均結晶粒を微細にすることが有効である。本発明の化学組成においては、好ましい平均結晶粒径を５０μｍ以下とすれば、ダレの発生の抑制にさらに有効である。

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

以上の知見に基づいて完成した本発明の無方向性電磁鋼板は、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．００１〜０．００５％、Ｓｉ：２．０〜５．０％、Ｍｎ：０．１〜１．５％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．００１〜２．０％、及び、Ｎ：０．００１〜０．００５％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、無方向性電磁鋼板の板厚をｔと定義したとき、無方向性電磁鋼板の表面からｔ／１０深さ位置での｛１１１｝＜１１２＞方位の集積度Ｉ（ｓ）が６．０以上であり、無方向性電磁鋼板の表面からｔ／２深さ位置での｛１００｝＜０１２＞方位の集積度Ｉ（ｃ）が４．０以上である。

上記化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｔｉ：０．０１％以下、Ｖ：０．０１％以下、及び、Ｎｂ：０．０１％以下からなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。この場合、上記化学組成は、式（Ａ）を満たす。

上記化学組成は、Ｆｅの一部に代えて、Ｓｎ：０．２％以下、Ｃｕ：０．１％以下、Ｎｉ：０．１％以下、Ｃｒ：０．２％以下、及び、Ｂ：０．００１％以下からなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。

本発明による無方向性電磁鋼板の製造方法は、上述の化学組成を有する素材に対して熱間圧延を実施して熱延鋼板を製造する熱間圧延工程と、熱延鋼板に対して、４００〜１０００ｍｍの直径を有する一対のワークロールを有する圧延スタンドを用いて、少なくとも１パス目の圧延で温間圧延を実施し、２パス目以降の圧延で温間圧延又は冷間圧延を実施して、０．１０〜０．５０ｍｍの板厚を有する薄鋼板を製造する仕上げ圧延工程と、薄鋼板に対して仕上げ焼鈍を実施する仕上げ焼鈍工程とを備える。仕上げ圧延工程では、１パス目の圧延において、圧延温度をＴ（℃）、ひずみ速度をεドット（ｓ^-1）、圧下率をｒ（％）と定義したとき、式（１）〜式（３）を満たす条件で熱延鋼板に対して温間圧延を実施する。そして、仕上げ圧延工程での累積圧下率を７５〜９５％とする。

上記冷間圧延では、たとえば、圧延温度を１５０℃以下とする。

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

上記仕上げ焼鈍工程では、最高到達温度を８００〜９００℃としてもよい。

以下、本発明による無方向性電磁鋼板について詳述する。

［化学組成］
本発明による無方向性電磁鋼板の化学組成は、次の元素を含有する。なお、無方向性電磁鋼板の化学組成における「％」は、特に断りがない限り、質量％を意味する。

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

Ｓｉ：２．０〜５．０％
シリコン（Ｓｉ）は、鋼板の固有抵抗を高め、渦電流損を低減する。Ｓｉはさらに、ヒステリシス損を低減する。Ｓｉ含有量が２．０％未満であれば、上記効果が得られない。また、Ｓｉ含有量が２．０％未満であれば、仕上げ焼鈍時に相変態が生じる場合があり、本発明の効果が損なわれる場合がある。一方、Ｓｉ含有量が５．０％を超えれば、後述の温間圧延での圧延性、及び、無方向性電磁鋼板の打ち抜き加工性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は２．０〜５．０％である。Ｓｉ含有量の好ましい下限は２．５％であり、さらに好ましくは３．０％である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は４．５％であり、さらに好ましくは４．０％である。

Ｍｎ：０．１〜１．５％
マンガン（Ｍｎ）は、鋼の固有抵抗を高める。Ｍｎはさらに、硫化物を粗大化して無害化する。Ｍｎ含有量が０．１％未満であれば、これらの効果が得られない。一方、Ｍｎ含有量が１．５％を超えれば、鋼の磁束密度が低下する。さらに、焼鈍時に相変態が生じ、本発明の効果が損なわれる。したがって、Ｍｎ含有量は０．１〜１．５％である。Ｍｎ含有量のこのましい下限は０．２％であり、さらに好ましくは０．５％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は１．２％であり、さらに好ましくは１．０％ある。

Ｐ：０．０２％以下
リン（Ｐ）は不純物である。Ｐは鋼の加工性を低下し、冷間圧延時に鋼板に割れを発生させ得る。したがって、Ｐ含有量は０．０２％以下である。Ｐ含有量はなるべく低い方が好ましい。Ｐ含有量の下限は特に制限されない。脱リンのコスト及び生産性の観点から、Ｐ含有量の好ましい下限は０．０１％である。

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

Ａｌ：０．００１〜２．０％
アルミニウム（Ａｌ）は、鋼を脱酸する。Ａｌはさらに、窒化物を粗大化して無害化する。Ａｌはさらに、Ｓｉと同様に鋼の固有抵抗を増加させて鉄損を低減する。Ａｌはさらに、相変態を抑制するため、相変態させないことにより、本発明の効果が得られる。Ａｌ含有量が０．００１％未満であれば、これらの効果が得られない。一方、Ａｌ含有量が２．０％を超えれば、酸洗の能率が低下し、さらに、ヒステリシス損が増加する。したがって、Ａｌ含有量は０．００１〜２．０％である。Ａｌ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．１％である。Ａｌ含有量の好ましい上限は１．５％であり、さらに好ましくは１．２％である。

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

本発明による無方向性電磁鋼板の化学組成の残部は、Ｆｅ及び不純物からなる。ここで、不純物とは、無方向性電磁鋼板を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、または製造環境などから混入されるものである。これらの不純物の含有量は、本実施形態の無方向性電磁鋼板に悪影響を与えない範囲で許容される。

［任意元素］
本発明の無方向性電磁鋼板の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｔｉ、Ｖ及びＮｂからなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。これらの元素を含有する場合、化学組成は式（Ａ）を満たす。

ここで、式（Ａ）中の元素記号には、無方向性電磁鋼板中のその元素の含有量（質量％）が代入される。

Ｔｉ：０．０１％以下
Ｖ：０．０１％以下
Ｎｂ：０．０１％以下
チタン（Ｔｉ）、バナジウム（Ｖ）及びニオブ（Ｎｂ）は任意元素である。これらの元素は炭窒化物を形成して、Ｃ及びＮを固定する。冷間圧延前にこれらの炭窒化物が存在すれば、固溶Ｃ、固溶Ｎによる動的ひずみ時効が得られない。Ｔｉ含有量が０．０１％以下、Ｖ含有量が０．０１％以下、Ｎｂ含有量が０．０１％以下であり、さらに、Ｔｉ、Ｖ及びＮｂの合計含有量が式（Ａ）を満たせば、固溶Ｃ及び固溶Ｎによる動的ひずみ時効が活用できる。本明細書において、Ｔｉ含有量が０．００４％以下の場合、Ｔｉ含有量は不純物レベルと解釈される。同様に、Ｖ含有量が０．００４％以下の場合、Ｖ含有量は不純物レベルと解釈される。Ｎｂ含有量が０．００４％以下の場合、Ｎｂ含有量は不純物レベルと解釈される。

本発明の無方向性電磁鋼板の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｓｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ及びＢからなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。

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

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

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

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

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

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

［Ｉ：表層の集合組織について］
表層での｛１１１｝＜１１２＞方位の集積度Ｉ（ｓ）が高ければ、無方向性電磁鋼板の表層の剛性率が高まる。その結果、後述の板厚中心層での集合組織との組み合わせにより、打ち抜き加工時のダレの発生を抑制できる。集積度Ｉ（ｓ）が６．０以上であれば、この効果が有効に得られる。集積度Ｉ（ｓ）の好ましい下限値は７．０であり、さらに好ましくは８．０である。

｛１１１｝＜１１２＞方位は一般的に磁気特性にとっては好ましくない方位である。そのため、Ｉ（ｓ）が過度に高くなると磁気特性への悪影響も懸念される。しかしながら、磁気特性は、後述するように、磁気特性にとって好ましい｛１００｝＜０１２＞方位の板厚中心層への集積により補完できる。したがって、本発明において、Ｉ（ｓ）の上限は特に限定しない。本発明鋼が、一般的な無方向性電磁鋼板の基本的組成や製造条件をベースとするものであることを考えれば、上限は自ずと２０．０以下程度に抑えられる。

［ＩＩ：板厚中心層の集合組織について］
｛１００｝＜０１２＞方位は、磁気特性を高める。板厚中心層での｛１００｝＜０１２＞方位はさらに、上述の｛１１１｝＜１１２＞方位との相互作用により、打ち抜き加工時のダレの発生を抑制する。｛１００｝＜０１２＞方位の集積度Ｉ（ｃ）が４．０以上であれば、この効果が有効に得られる。集積度Ｉ（ｃ）の好ましい下限は４．５であり、さらに好ましくは５．０である。

｛１００｝＜０１２＞方位は一般的に磁気特性にとっては好ましい方位でもある。したがって、Ｉ（ｃ）が高くなることについて、規定を設ける必要はない。板厚中心層が｛１００｝＜０１２＞方位の結晶粒で埋め尽くされた状態（単結晶）であっても、発明効果が消失するものではない。

［表層及び板厚中心層の集合組織の組み合わせについて］
本発明で規定される、｛１１１｝＜１１２＞方位は、既にダレ抑制効果が知られている｛０１１｝方位よりも剛性率が非常に高い。一方、｛１００｝＜０１２＞方位は剛性率が非常に低い。本発明の無方向性電磁鋼板では、表層では｛１１１｝＜１１２＞方位の集積度を高め、内層では｛１００｝＜０１２＞方位の集積度を高める。つまり、本発明の無方向性電磁鋼板では、表層を高剛性率とし、内層を低剛性率とする。これにより、いわゆるスプリングバックのような、塑性変形領域での変形応力を除荷した場合の弾性変形の戻りが大きくなる。その結果、ダレの発生が顕著に抑制されると考えられる。

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

作製されたＩ（ｓ）測定用試験片に対して、Ｘ線回折装置により、｛２００｝面、｛１１０｝面、｛２１１｝面の極点図を測定し、結晶方位分布関数ＯＤＦ（Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ Ｄｅｔｅｒｍｉｎａｔｉｏｎ Ｆｕｎｃｔｉｏｎ）を作成する。｛１１１｝＜１１２＞方位とは、ＯＤＦにおけるφ_２＝４５°断面のφ_１＝５５°かるΦ＝３０°の集積度を示す。

同様に、Ｉ（ｃ）測定用試験片に対しても、Ｘ線回折装置により、｛２００｝面、｛１１０｝面、｛２１１｝面の極点図を測定し、結晶方位分布関数ＯＤＦを作成する。｛１００｝＜０１２＞方位とは、φ_２＝４５°断面のφ_１＝２０°かつΦ＝０°の集積度を示す。

［平均結晶粒径について］
本発明において、平均結晶粒径は特に限定されない。好ましくは、本発明の無方向性電磁鋼板の平均結晶粒径は、５０μｍ以下である。無方向性電磁鋼板において、結晶方位は結晶粒径とは全く独立に制御することが可能である。ただし、化学組成を固定すれば、例えば熱処理温度を高めることで結晶粒を成長させた場合、特定の方位が連続的に発達することも事実である。これを前提とすると、本発明鋼板の表層においては、結晶粒成長に伴い、｛１１１｝方位は、｛１００｝方位に蚕食されやすい。平均結晶粒径が粗大になれば、｛１１１｝方位が｛１００｝方位に蚕食されるため、｛１１１｝＜１１２＞方位の集積度Ｉ（ｓ）が低下する。そのため、集積度Ｉ（ｓ）が低下し、本発明効果が損なわれる場合がある。これを回避する目安の粒径の上限として、５０μｍを設定する。平均結晶粒径の好ましい上限は３５μｍであり、さらに好ましくは２０μｍである。ただし、上述のとおり、平均結晶粒径が５０μｍを超えても、集積度Ｉ（ｓ）が６．０以上であり、集積度Ｉ（ｃ）が４．０以上であれば、ダレの発生は抑制できる。

無方向性電磁鋼板の平均結晶粒径は次の方法で測定できる。長手方向と板厚方向の断面における金属組織を１００倍程度で撮影し、写真画像を得る。得られた写真画像に対して長手方向に線を引き，結晶粒界の交点数を数え、長手方向の線の長さを交点数で除すればよい。

［無方向性電磁鋼板の製造方法］
本発明の無方向性電磁鋼板の製造方法の一例を説明する。本発明の無方向性電磁鋼板の製造方法は、スラブを熱間圧延して熱延鋼板を製造する工程（熱間圧延工程）と、少なくとも１パス目の圧延で温間圧延を実施し、２パス目以降の圧延で温間圧延又は冷間圧延を実施して、さらに、１パス目の温間圧延を特定条件で実施して薄鋼板を製造する工程（仕上げ圧延工程）と、薄鋼板に対して仕上げ焼鈍を実施して再結晶させる工程（仕上げ焼鈍工程）とを含む。以下、各工程について詳述する。

［熱間圧延工程］
熱間圧延工程では、スラブを熱間圧延して熱延鋼板を製造する。スラブは、上述の化学組成を有する。スラブは周知の方法で製造される。たとえば、上述の化学組成の溶湯を用いて、連続鋳造法によりスラブを製造する。上述の化学組成の溶湯を用いて、造塊法によりインゴットを製造し、インゴットを分塊圧延してスラブを製造してもよい。連続鋳造法により製造されたスラブに対して分塊圧延を実施してもよい。

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

本発明の製造方法では、熱延鋼板に対して熱延板焼鈍を実施しても、実施しなくてもよい。熱延板焼鈍を実施する場合、例えば、仕上げ温度は７００℃〜９５０℃であり、巻取り温度は７５０℃以下である。熱延板焼鈍を実施しない場合、仕上げ温度は８５０〜９００℃であり、巻取り温度は８５０℃以下である。

熱延板焼鈍を実施する場合、たとえば、最高到達温度は９５０〜１０５０℃であり、保持時間は１〜１８０秒である。熱延板焼鈍はたとえば、連続焼鈍炉により実施される。最高到達温度及び保持時間が上記範囲内であれば、設備への負荷を抑えることができ、生産性も高めることができる。さらに、無方向性電磁鋼板の磁気特性も高まる。

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

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

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

以下、仕上げ圧延工程での条件について説明する。

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

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

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

[１パス目の温間圧延を実施する圧延スタンドのワークロールの直径]
温間圧延を実施する圧延スタンドのワークロールの直径は、鋼板表層での剪断変形量に影響する因子である。初期圧延スタンドのワークロール直径が大きすぎれば、鋼板表層において圧延素材の粒界近傍への剪断変形を伴うひずみの蓄積が不十分となる。この場合、｛１１１｝＜１１２＞方位の発生が十分に促進されず、集積度Ｉ（ｓ）が６．０未満となる。一方、初期圧延スタンドのワークロール直径が小さすぎれば、剪断変形が板厚中心層にまで及ぶ。この場合、板厚中心層において、｛１００｝＜０１２＞方位の発生が不十分となり、集積度Ｉ（ｃ）が４．０未満となる。初期圧延スタンドのワークロール直径が４００〜１０００ｍｍであれば、後述の式（１）〜式（３）が満たされることを条件に、表層の｛１１１｝＜１１２＞方位の発生を促進しつつ、板厚中心層の｛１００｝＜０１２＞方位の発生も促進できる。その結果、集積Ｉ（ｓ）が６．０以上になり、集積Ｉ（ｃ）が４．０以上になる。初期圧延スタンドのワークロールの直径の好ましい上限は６００ｍｍである。

[式（１）〜式（３）について]
１パス目の温間圧延ではさらに、式（１）〜式（３）を満たす条件で圧延を実施する。

ここで、Ｔ（℃）は１パス目の圧延での圧延温度（単位は℃、以下、初期圧延温度という）であり、より具体的には、１パス目の圧延を実施する圧延スタンド入側での鋼板温度（℃）である。εドット（イプシロンドット）は、１パス目の圧延のひずみ速度（単位はｓ^-1、以下、初期ひずみ速度という）である。ｒは、１パス目の圧延の圧下率（単位は％、以下、初期圧下率という）である。

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

［式（１）について］
初期圧延温度Ｔは、動的ひずみ時効の発生程度を制御する因子である。動的ひずみ時効が発生することにより、圧延中の鋼板において、粒界近傍へのひずみの蓄積が高まる。特に表層近傍において、剪断変形成分が存在する状況下で動的ひずみ時効が発生すると、その後の再結晶焼鈍において、表層での｛１１１｝方位の発生が促進される。

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

図３は、本発明の化学組成の無方向性電磁鋼板の製造工程における１パス目の温間圧延での初期ひずみ速度（ｓ^-1）及び初期圧延温度（℃）と、集積度Ｉ（ｓ）との関係を示す図である。図３では、一例として、初期圧下率を３０％としている（式（３）を満たす）。したがって、式（１）の左辺はＴ＝２２３．２×（εドット）^0.1159であり、式（１）の右辺はＴ＝１４９．０×（εドット）^0.09648となる。

図３を参照して、初期ひずみ速度が１０〜１０００（ｓ^-1）の場合、初期圧延温度がＴ＝２２３．２×（εドット）^0.1159の曲線とＴ＝１４９．０×（εドット）^0.09648の曲線との間であれば、集積度Ｉ（ｓ）が６．０以上となる。そして、初期圧延温度がＴ＝２２３．２×（εドット）^0.1159の曲線よりも上方又はＴ＝１４９．０×（εドット）^0.09648の曲線よりも下方であれば、集積度Ｉ（ｓ）が６．０未満となる。

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

初期ひずみ速度εドットが１０ｓ^-1未満であれば、板厚中心層での不均一変形が十分とならず、Ｉ（ｃ）が４．０未満となる。一方、初期ひずみ速度εドットが１０００ｓ^-1を超えれば、鋼板の表層においても不均一変形の影響が大きくなる。この場合、表層においても｛１００｝＜０１２＞方位が増加するため、Ｉ（ｓ）が６．０未満となる。初期ひずみ速度εドットが式（２）を満たせば、式（１）及び式（３）を満たすことを条件に、表層の｛１１１｝＜１１２＞方位の発生を促進しつつ、板厚中心層の｛１００｝＜０１２＞方位の発生も促進できる。その結果、Ｉ（ｓ）が６．０以上になり、Ｉ（ｃ）が４．０以上になる。初期ひずみ速度εドットの好ましい下限は１０ｓ^-1である。初期ひずみ速度εドットの好ましい上限は１００ｓ^-1である。

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

初期圧下率ｒは特に、鋼板の表層に付与される剪断変形の程度に影響する。そのため、初期圧下率ｒと上述のワークロールの直径との組み合わせにより、鋼板表層における｛１１１｝＜１１２＞方位と、板厚中心層における｛１００｝＜０１２＞方位の配分が決定される。

初期圧下率ｒが１０％未満であれば、鋼板の板厚中心層での不均一変形が不十分となり、｛１００｝＜０１２＞方位の発生が十分に促進されない。一方、初期圧下率ｒが５０％を超えれば、鋼板表層にも不均一変形の影響が大きくなる。この場合、表層においても｛１００｝＜０１２＞方位が増加するため、Ｉ（ｓ）が６．０未満となる。初期圧下率ｒが式（３）を満たせば、式（１）及び式（２）を満たすことを条件に、表層の｛１１１｝＜１１２＞方位の発生を促進しつつ、板厚中心層の｛１００｝＜０１２＞方位の発生も促進できる。その結果、Ｉ（ｓ）が６．０以上になり、Ｉ（ｃ）が４．０以上になる。初期圧下率ｒの好ましい上限は３０％であり、さらに好ましくは２０％である。

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

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

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

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

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

以上の理由により、圧延の１パス目を含む前段を温間圧延とし、後段を冷間圧延とすることは本発明の好ましい実施形態となる。後段の冷間圧延では、圧延温度（鋼板温度）を１５０℃以下とする。これにより、磁気特性を高めつつ、板厚変動を小さくするとともに、１パス目の温間圧延で形成された本発明にとって好ましい加工組織状態が破壊される懸念を回避することができる。

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

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

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

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

仕上げ焼鈍の最高到達温度及び保持時間は、仕上げ焼鈍後の無方向性電磁鋼板の平均結晶粒径が５０μｍ以下となれば、特に限定されない。最高到達温度及び保持時間は、無方向性電磁鋼板の化学組成や、熱間圧延工程、仕上げ圧延工程の条件に応じて適宜設定される。最高到達温度及び保持時間の設定は、当業者であれば容易である。たとえば、仕上げ焼鈍における最高到達温度は８００〜９００℃である。また、最高到達温度での保持時間（つまり、８００〜９００℃での保持時間）は２０〜９０秒である。同じ化学組成、同じ熱間圧延工程条件、及び、同じ仕上げ圧延工程条件により圧延されたサンプル冷延鋼板を用いて、熱処理及び組織観察を行い、事前に仕上げ圧延焼鈍の条件（最高到達温度及び保持時間）を決定してもよい。この場合、平均結晶粒径を５０μｍ以下にする、より適切な条件を決定できる。

［その他の工程］
上述の製造方法において、仕上焼鈍工程後にコーティング工程を実施してもよい。コーティング工程では、仕上焼鈍後の無方向性電磁鋼板の表面に、絶縁コーティングを施す。絶縁コーティングの種類は特に限定されない。絶縁コーティングは有機成分であってもよいし、無機成分であってもよい、絶縁コーティングは、有機成分と無機成分とを含有してもよい。無機成分はたとえば、重クロム酸−ホウ酸系、リン酸系、シリカ系等である。有機成分はたとえば、一般的なアクリル系、アクリルスチレン系、アクリルシリコン系、シリコン系、ポリエステル系、エポキシ系、フッ素系の樹脂である。塗装性を考慮した場合、好ましい樹脂は、エマルジョンタイプの樹脂である。加熱及び／又は加圧することにより接着能を発揮する絶縁コーティングを施してもよい。接着能を有する絶縁コーティングはたとえば、アクリル系、フエノール系、エポキシ系、メラミン系の樹脂である。

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

以下、実施例を例示して、本発明を具体的に説明する。

表１に示す化学組成のスラグ（鋼片）に熱間圧延を実施して、板厚２．０ｍｍの熱延鋼板を製造した。表１中の「−」は、対応する元素の含有量が検出限界未満であったことを示す。

熱延鋼板に対して、１０００℃で１分均熱する熱延板焼鈍を実施した。その後、５個の圧延スタンドが一列に配列されたタンデム圧延機を用いて、表２に示す条件として、１パス目の圧延を温間圧延で実施した。さらに、２〜５パス目の圧延を１００℃以下の冷間圧延で実施して、板厚０．２５ｍｍの薄鋼板を製造した。仕上げ圧延工程での累積圧下８６％であった。仕上げ圧延後の薄鋼板に対して、表２に示す仕上げ焼鈍温度（最高到達温度）で１４秒保持した。以上の製造工程により、無方向性電磁鋼板を製造した。

なお、表２中のＴ１は、式（１）の左辺とし、Ｔ２は式（１）の右辺とした。具体的にはＴ１及びＴ２は次のとおりとした。

以上の工程で製造された無方向性電磁鋼板に対して、次の評価試験を実施した。

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

作製されたＩ（ｓ）測定用試験片に対して、Ｘ線回折装置により、｛２００｝面、｛１１０｝面、｛２１１｝面の極点図を測定し、結晶方位分布関数ＯＤＦ（Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ Ｄｅｔｅｒｍｉｎａｔｉｏｎ Ｆｕｎｃｔｉｏｎ）を作成し、集積度Ｉ（ｓ）を求めた。同様に、Ｉ（ｃ）測定用試験片に対しても、Ｘ線回折装置により、｛２００｝面、｛１１０｝面、｛２１１｝面の極点図を測定し、結晶方位分布関数ＯＤＦを作成し、集積度Ｉ（ｃ）を求めた。

［平均結晶粒径の測定］
無方向性電磁鋼板の表面からｔ／２深さ位置において、圧延方向の板厚方向断面を表面に含むサンプルを採取した。採取したサンプルの表面（圧延方向の板厚方向断面）を機械研磨した後、ナイタル液にてエッチングした。１００倍の光学顕微鏡にて組織観察して、上述の方法（切断法）により、平均結晶粒径を求めた。

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

［ダレ量測定試験］
製造された無方向性電磁鋼板に対して、打ち抜き加工を実施した。打ち抜き方向と平行であって、打ち抜き刃と垂直な断面となるように、無方向性電磁鋼板を切断した。そして、切断面のうち、無方向性電磁鋼板の端部を樹脂に埋め込み、研磨した。研磨後の無方向性電磁鋼板の端部を光学顕微鏡で撮影して写真画像を生成した。写真画像を用いて、打ち抜き加工により鋼板端部に形成されたダレ量を測定した。図４は、ダレ量測定試験における、鋼板端部の写真画像の模式図である。図４を参照して、鋼板端部１００には、打ち抜き方向ＰＵから順に、ダレ部１０１、せん断面１０２、破断面１０３、かえり１０４が形成されている。打ち抜き加工後の任意の５箇所の鋼板端部において、ダレ部１０１のダレ量Ｄ１０１を測定する。測定されたダレ量Ｄ１０１の平均を、ダレ量と定義した。

［結果］
評価結果を表２に示す。表２を参照して、試験番号１〜１１、１７、２０〜２２、３４及び３５では、化学組成が適切であり、製造条件も適切であった。そのため、集積度Ｉ（ｓ）が６．０以上であり、集積度Ｉ（ｃ）が４．０以上であった。その結果、ダレ量は１５μｍ以下と少なく、打ち抜き加工時のダレ発生を十分に抑制できた。また、磁束密度Ｂ_５０が１．６５Ｔ以上であり、優れた磁気特性が得られた。

一方、試験番号１２〜１５は初期ひずみ速度が低すぎた。そのため、集積度Ｉ（ｃ）が４．０未満であった。その結果、磁束密度Ｂ_５０が１．６５Ｔ未満であり、磁気特性が低かった。なお、試験番号１５では、初期圧延温度も高すぎたため、集積度Ｉ（ｓ）が６．０未満となり、ダレ量が１５μｍを超えた。

試験番号１６及び１９では初期圧延温度が低すぎた。そのため、集積度Ｉ（ｓ）及び集積度Ｉ（ｃ）が低すぎた。その結果、磁束密度Ｂ_５０が１．６５Ｔ未満であり、磁気特性が低かった。さらに、ダレ量が１５μｍを超えた。

試験番号１８及び２３では、初期圧延温度が高すぎた。そのため、集積度Ｉ（ｓ）が６．０未満となり、ダレ量が１５μｍを超えた。

試験番号２４〜２８では初期ひずみ速度が速すぎた。そのため、集積度Ｉ（ｓ）が６．０未満となり、ダレ量が１５μｍを超えた。なお、試験番号２４では、初期圧延温度も低すぎた。そのため、集積度Ｉ（ｃ）が低く、集積度Ｉ（ｃ）が４．０未満であり、磁束密度Ｂ_５０が１．６５Ｔ未満と低かった。

試験番号２９では、初期圧下率が低すぎた。そのため、集積度Ｉ（ｃ）が４．０未満であり、磁束密度Ｂ_５０が１．６５Ｔ未満と低かった。

試験番号３０では、初期圧下率が高すぎた。そのため、集積度Ｉ（ｓ）が６．０未満となり、ダレ量が１５μｍを超えた。

試験番号３１では、ワークロール直径が小さすぎた。そのため、集積度Ｉ（ｃ）が４．０未満であり、磁束密度Ｂ_５０が１．６５Ｔ未満と低かった。

試験番号３２では、ワークロール直径が大きすぎた。そのため、集積度Ｉ（ｓ）が６．０未満となり、ダレ量が１５μｍを超えた。

試験番号３３では、仕上げ焼鈍時の仕上げ焼鈍温度（最高到達温度）が低すぎた。そのため、集積度Ｉ（ｃ）が４．０未満であり、磁束密度Ｂ_５０が１．６５Ｔ未満と低かった。

試験番号３６では、仕上げ焼鈍時の仕上げ焼鈍温度（最高到達温度）が高すぎた。集積度Ｉ（ｓ）が６．０未満となり、ダレ量が１５μｍを超えた。

質量％で、Ｓｉ：３．３％、Ａｌ：１．０％、Ｍｎ：０．７％、Ｐ：０．０１％、Ｃ：０．００３％、Ｎ：０．００２％、Ｓ：０．０００５％を含有し、残部がＦｅ及び不純物元素からなるスラグ（鋼片）に対して熱間圧延を実施して、板厚２．０ｍｍの熱延鋼板を得た。この熱延鋼板に対して１０００℃で１分均熱する熱延板焼鈍を実施した。

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

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

各試験番号の無方向性電磁鋼板に対して、実施例１と同様の方法で、集積度Ｉ（ｓ）、集積度Ｉ（ｃ）、磁束密度Ｂ５０（Ｔ）、ダレ量（μｍ）を求めた。

［結果］
結果を表３に示す、試験番号１〜４では、化学組成が適切であり、製造条件も適切であった。そのため、集積度Ｉ（ｓ）が６．０以上であり、集積度Ｉ（ｃ）が４．０以上であった。その結果、ダレ量は１５μｍ以下と少なく、打ち抜き加工時のダレ発生を十分に抑制できた。また、磁束密度Ｂ_５０が１．６５Ｔ以上であり、優れた磁気特性が得られた。

一方、試験番号６〜１３では、１パス目の初期圧延温度が低すぎ、式（１）を満たさなかった。そのため、集積度Ｉ（ｓ）及び集積度Ｉ（ｃ）が低すぎた。その結果、磁束密度Ｂ_５０が１．６５Ｔ未満であり、磁気特性が低かった。さらに、ダレ量が１５μｍを超えた。

また、試験番号７〜１３は、２〜５パス目の圧延温度が１５０℃以上であり、温間圧延を含んだ。そのため、全てが冷間圧延の試験番号６と比較して、板厚変動幅が大きくなった。さらに、１パス目を３００℃で温間圧延した試験番号１〜６よりも、板厚変動幅が大きくなった。

以上、本発明の好適な実施例について説明したが、本発明はかかる例に限定されない。当業者であれば、特許請求の範囲に記載された思想の範疇内において、各種の変更例または修正例に想到し得ることは明らかであり、それらについても当然に本発明の技術的範囲に属するものと了解される。

Claims (7)

1. 無方向性電磁鋼板であって、
   化学組成が、
   質量％で、
   Ｃ：０．００１〜０．００５％、
   Ｓｉ：２．０〜５．０％、
   Ｍｎ：０．１〜１．５％、
   Ｐ：０．０２％以下、
   Ｓ：０．００５％以下、
   Ａｌ：０．００１〜２．０％、及び、
   Ｎ：０．００１〜０．００５％、を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、
   前記無方向性電磁鋼板の板厚をｔと定義したとき、
   前記無方向性電磁鋼板の表面からｔ／１０深さ位置での｛１１１｝＜１１２＞方位の集積度Ｉ（ｓ）が６．０以上であり、
   前記無方向性電磁鋼板の表面からｔ／２深さ位置での｛１００｝＜０１２＞方位の集積度Ｉ（ｃ）が４．０以上である、無方向性電磁鋼板。
2. 請求項１に記載の無方向性電磁鋼板であって、
   前記化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、
   Ｔｉ：０．０１％以下、
   Ｖ：０．０１％以下、及び、
   Ｎｂ：０．０１％以下からなる群から選択された１種又は２種以上を含有し、
   前記化学組成は式（Ａ）を満たす、無方向性電磁鋼板。
   

   
3. 請求項１又は請求項２に記載の無方向性電磁鋼板であって、
   前記化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、
   Ｓｎ：０．２％以下、
   Ｃｕ：０．１％以下、
   Ｎｉ：０．１％以下
   Ｃｒ：０．２％以下、及び、
   Ｂ：０．００１％以下
   からなる群から選択される１種又は２種以上を含有する、無方向性電磁鋼板。
4. 請求項１〜請求項３のいずれか１項に記載の化学組成を有する素材に対して熱間圧延を実施して熱延鋼板を製造する熱間圧延工程と、
   前記熱延鋼板に対して、４００〜１０００ｍｍの直径を有する一対のワークロールを有する圧延スタンドを用いて、少なくとも１パス目の圧延で温間圧延を実施し、２パス目以降の圧延で温間圧延又は冷間圧延を実施して、０．１０〜０．５０ｍｍの板厚を有する薄鋼板を製造する仕上げ圧延工程と、
   前記薄鋼板に対して仕上げ焼鈍を実施する仕上げ焼鈍工程とを備え、
   前記仕上げ圧延工程では、
   前記１パス目の圧延において、圧延温度をＴ（℃）、ひずみ速度をεドット（ｓ^−１）、圧下率をｒ（％）と定義したとき、式（１）〜式（３）を満たす条件で前記熱延鋼板に対して温間圧延を実施し、
   前記仕上げ圧延工程での累積圧下率を７５〜９５％とする、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の製造方法。
   

   
5. 請求項４に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法であって、
   前記冷間圧延では、
   前記圧延温度を１５０℃以下とする、無方向性電磁鋼板の製造方法。
6. 請求項４又は請求項５に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法であって、
   前記仕上げ圧延工程では、
   各々が一対のワークロールを有し、一列に並んだ複数の圧延スタンドを含むタンデム圧延機を用い、
   少なくとも前記１パス目の圧延を実施する前記圧延スタンド、又は、前記圧延スタンド及びその下流に配列された圧延スタンドにて前記温間圧延を実施し、
   前記温間圧延を実施する前記圧延スタンドの下流に配列された圧延スタンドにて冷間圧延で実施する、無方向性電磁鋼板の製造方法。
7. 請求項４〜請求項６のいずれか１項に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法であって、
   前記仕上焼鈍工程では、
   最高到達温度を８００〜９００℃とする、無方向性電磁鋼板の製造方法。
   

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