JP7164070B1 - 無方向性電磁鋼板 - Google Patents

Abstract

本発明の無方向性電磁鋼板は、α-γ変態が生じ得る化学組成のものであって、質量％で、Ｃ：０．０１０％以下、Ｓｉ：１．５０％～４．００％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０００１％～１．０％、Ｓ：０．０１０％以下、Ｎ：０．０１０％以下、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕからなる群から選ばれる１種以上を総計で２．５０％～５．００％を少なくとも含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成のものであり、ＥＢＳＤにより測定した際の｛ｈｋｌ｝＜ｕｖｗ＞方位（裕度１０°以内）の結晶方位を有する結晶粒の面積率をＡｈｋｌ-ｕｖｗと表記したとき、Ａ４１１-０１１を１５．０％以上とし、また、平均結晶粒径を１０．０μｍ～４０．０μｍとするものである。

Description

本発明は、無方向性電磁鋼板に関する。
本願は、２０２１年４月２日に、日本に出願された特願２０２１－０６３５２３号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。

電磁鋼板は、電機機器のコア（鉄心）の素材として利用される。電機機器はたとえば、動車に搭載される駆動モータや、エアコンや冷蔵庫用に代表される各種コンプレッサー用モータ、さらには家庭用または産業用の発電機等である。これらの電機機器では、高いエネルギー効率、小型化及び高出力化が要求される。そのため、電機機器のコアとして利用される電磁鋼板には、低鉄損及び高い磁束密度が要求される。解決策として集合組織制御があり、これまでに、鋼板板面内に磁化容易軸を持ち、磁気特性向上に有利であり、かつ鋼板製造の必須工程である熱間圧延および冷間圧延における圧延加工により比較的容易に集積を高めることが可能な組織（αファイバー）を発達させる技術が提案されている。具体的には、＜１１０＞方向が圧延方向（ＲＤ）に略平行な組織を発達させる技術が提案されている。

特許文献１～３には、いずれも｛１００｝＜０１１＞方位を発達させる方法が開示されており、変態温度を下げ、熱間圧延後に急冷して組織を微細化することが記載されている。

具体的には、特許文献１には、熱間圧延後３秒以内に２００℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で２５０℃以下まで冷却すること、熱間圧延と、冷間圧延との間で焼鈍を行わず、冷間圧延における累積圧下率を８８％以上とすることが記載されている。これにより、鋼板板面において｛１００｝＜０１１＞方位に集積した電磁鋼板が製造できることが特許文献１に記載されている。

また、特許文献２には、Ａｌを０．６質量％以上３．０質量％以下含む電磁鋼板の製造方法が開示されており、特許文献１に記載の方法と同様の工程により、鋼板板面において｛１００｝＜０１１＞方位が集積した電磁鋼板が製造できることが記載されている。

一方、特許文献３には、熱間圧延における仕上げ圧延温度をＡｃ３変態点以上とし、熱間圧延後３秒以内に鋼板温度を２５０℃まで冷却する、または、仕上げ圧延温度をＡｃ３変態点－５０℃以下とし、放冷以上の冷却速度で冷却することが記載されている。さらに、特許文献３に記載の製造方法は中間焼鈍を挟んで２回の冷間圧延を行うものであり、熱間圧延と１回目の冷間圧延との間で焼鈍を行わず、２回目の冷間圧延で累積圧下率を５～１５％としている。これにより、鋼板板面において｛１００｝＜０１１＞方位に集積した電磁鋼板が製造できることが特許文献３に記載されている。

特許文献１～３に記載の何れの方法も、鋼板板面において｛１００｝＜０１１＞方位に集積した電磁鋼板を製造する際に、熱間圧延における仕上げ圧延温度をＡｃ３点以上とする場合に、直後の急冷が必要とされている。急冷を行うと熱間圧延後の冷却負荷が高くなる。操業安定性を考慮した場合、冷間圧延を実施する圧延機の負荷は抑制できる方が好ましい。

一方で、磁気特性を向上させるために、｛１００｝面から２０°回転した｛４１１｝面を発達させる技術も提案されている。｛４１１｝面を発達させる方法としては、特許文献４～７には、いずれも｛４１１｝面を発達させる技術が開示されており、熱間圧延板における粒径を最適化したり、熱間圧延板の集合組織におけるαファイバーを強化したりすることが記載されている。

具体的には、特許文献４には、｛４１１｝面の集積度より｛２１１｝面の集積度の方が高い熱間圧延板に対して冷間圧延を行い、冷間圧延における累積圧下率を８０％以上とすることが記載されている。これにより、鋼板板面において｛４１１｝面に集積した電磁鋼板が製造できるとしている。

また、特許文献５及び６には、スラブ加熱温度７００℃以上１１５０℃以下、仕上げ圧延の開始温度６５０℃以上８５０℃以下、仕上げ圧延の終了温度５５０℃以上８００℃以下とし、さらに、冷間圧延における累積圧下率を８５～９５％とすることが記載されている。これにより、鋼板表面において｛１００｝面および｛４１１｝面に集積した電磁鋼板が製造できるとしている。

一方、特許文献７には、ストリップキャスティングなどにより熱間圧延コイルの鋼板でαファイバーを鋼板表層近傍まで発達させると、その後の熱間圧延板焼鈍で｛ｈ１１｝＜１／ｈ１２＞方位、特に｛１００｝＜０１２＞～｛４１１｝＜１４８＞方位が再結晶することが記載されている。

日本国特開２０１７－１４５４６２号公報 日本国特開２０１７－１９３７３１号公報 日本国特開２０１９－１７８３８０号公報 日本国特許第４２１８０７７号公報 日本国特許第５２５６９１６号公報 日本国特開２０１１－１１１６５８号公報 日本国特開２０１９－１８３１８５号公報

本発明者らが上記の技術を検討したところ、特許文献１～３に従い｛１００｝＜０１１＞方位を強化して磁気特性を改善しようとすると、熱間圧延直後の急冷が必要であり、製造負荷が高いという問題点があることが判明した。さらに｛１００｝＜０１１＞方位を強化した鋼板をかしめコアの素材として用いた場合、素材から期待されるほどのコア特性が得られない場合があることを認識した。この原因について検討した結果、｛１００｝＜０１１＞方位は応力に対する磁気特性の変化、具体的には圧縮応力が作用した場合の磁気特性の劣化（応力感受性）が大きくなっていると考えられた。

また、特許文献４～７による技術では｛４１１｝面は発達するものの、面内方位の＜０１１＞面への集積が弱く、αファイバーの特徴である鋼板圧延方向から４５°方向での磁気特性が十分に高くならないことが判明した。面内方位が＜０１１＞面に揃わない、すなわちαファイバーからのずれが大きいことは、面方位としての｛４１１｝面への集積を阻害する要因になっており、磁気特性が十分に向上しない原因となっている可能性も考えられた。

また、モータのステータ及びロータに無方向性電磁鋼板を用いる場合には、ステータでは特に低鉄損が求められ、ロータでは特に高磁束密度、高強度が求められる。このようにステータとロータとでは異なる特性が求められるものの、打ち抜き歩留りを考慮すると同一の鋼板からステータ、ロータとも打抜くのが一般的である。従来技術では、低温ＡＣＬ材（焼止め材）というあえて粒成長を完了させず小粒径化し高強度化したものをロータに用い、焼止め材を歪取焼鈍（ＳＲＡ）して粒成長させたもの（ＳＲＡ材）をステータに用いるという方法が取られていた。ただし、この方法ではロータの鉄損が高くなってしまうため、モータが高温化してしまうという課題がある。

本発明は上記の問題点に鑑み、低鉄損且つ高磁束密度であり、且つ高強度の無方向性電磁鋼板を提供することを目的とする。

本発明者らは、上記課題を解決すべく鋭意検討を行った。この結果、化学組成、熱間圧延後の粒径、冷間圧延での圧下率を最適化することが効果的であることが明らかになった。具体的には、α－γ変態系の化学組成を前提とし、所定の条件により行った熱間圧延後に、所定の条件で冷却して粒径を最適化し、所定の圧下率で冷間圧延し、中間焼鈍の温度を所定の範囲内に制御し、適切な圧下率で２回目の冷間圧延（スキンパス圧延）を実施した後に焼鈍を施すことで、通常は発達しにくい｛４１１｝＜０１１＞方位の結晶粒を発達させやすくすることが効果的である。本発明者らは、このような知見に基づいて更に鋭意検討を重ねた結果、以下に示す発明の諸態様に想到した。

（１）本発明の一態様に係る無方向性電磁鋼板は、質量％で、
Ｃ ：０．０１００％以下、
Ｓｉ：１．５％～４．０％、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．０００１％～１．０００％、
Ｓ ：０．０１００％以下、
Ｎ ：０．０１００％以下、
Ｍｎ、ＮｉおよびＣｕからなる群から選ばれる１種以上：総計で２．５％～５．０％、
Ｃｏ：０．０％～１．０％、
Ｓｎ：０．００％～０．４０％、
Ｓｂ：０．００％～０．４０％、
Ｐ ：０．０００％～０．４００％、および
Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、ＺｎおよびＣｄからなる群から選ばれる１種以上：総計で０．０００％～０．０１０％を含有し、
Ｍｎ含有量（質量％）を［Ｍｎ］、Ｎｉ含有量（質量％）を［Ｎｉ］、Ｃｕ含有量（質量％）を［Ｃｕ］、Ｓｉ含有量（質量％）を［Ｓｉ］、ｓｏｌ．Ａｌ含有量（質量％）を［ｓｏｌ．Ａｌ］、Ｐ含有量（質量％）を［Ｐ］としたときに、以下の（１）式を満たし、
残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有し、
ＥＢＳＤにより測定した際の｛ｈｋｌ｝＜ｕｖｗ＞方位（裕度１０°以内）の結晶方位を有する結晶粒の面積率をＡｈｋｌ－ｕｖｗと表記したとき、Ａ４１１－０１１が１５．０％以上であり、
平均結晶粒径が１０．０μｍ～４０．０μｍであることを特徴とする無方向性電磁鋼板。
（２×［Ｍｎ］＋２．５×［Ｎｉ］＋［Ｃｕ］）－（［Ｓｉ］＋２×［ｓｏｌ．Ａｌ］＋４×［Ｐ］）≧１．５０％ ・・・（１）

（２）上記（１）に記載の無方向性電磁鋼板は、
ＥＢＳＤにより測定した際のＧＯＳ（Ｇｒａｉｎ Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ Ｓｐｒｅａｄ）値の個数平均値をＧｓとしたとき、Ｇｓが０．５～０．８であってもよい。

（３）上記（１）または（２）に記載の無方向性電磁鋼板は、
圧延方向に対して４５°方向の磁束密度Ｂ５０が１．７０Ｔ以上であり、前記圧延方向に対して４５°方向の鉄損Ｗ１０／４００が１６．０Ｗ／ｋｇ以下であってもよい。

本発明に係る上記態様によれば、低鉄損且つ高磁束密度であり、且つ高強度の無方向性電磁鋼板を提供することができる。

以下、本発明の実施形態について詳細に説明する。

まず、本発明の実施形態に係る無方向性電磁鋼板及びその製造方法で用いられる鋼材、並びに無方向性電磁鋼板の製造に用いられる冷間圧延鋼板の化学組成について説明する。以下の説明において、無方向性電磁鋼板又は鋼材に含まれる各元素の含有量の単位である「％」は、特に断りがない限り「質量％」を意味する。また、「～」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。「未満」または「超」と示す数値には、その値が数値範囲に含まれない。

本実施形態に係る無方向性電磁鋼板、冷間圧延鋼板及び鋼材は、フェライト－オーステナイト変態（以下、α－γ変態）が生じ得る化学組成である。具体的には、Ｃ：０．０１００％以下、Ｓｉ：１．５％～４．０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０００１％～１．０００％、Ｓ：０．０１００％以下、Ｎ：０．０１００％以下、Ｍｎ、ＮｉおよびＣｕからなる群から選ばれる１種以上：総計で２．５％～５．０％、Ｃｏ：０．０％～１．０％、Ｓｎ：０．００％～０．４０％、Ｓｂ：０．００％～０．４０％、Ｐ：０．０００％～０．４００％、およびＭｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、ＺｎおよびＣｄからなる群から選ばれる１種以上：総計で０．０００％～０．０１０％を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有する。さらに、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｓｉ、ｓｏｌ．ＡｌおよびＰの含有量が後述する所定の条件を満たす。
不純物としては、鉱石やスクラップ等の原材料に含まれるもの、製造工程において含まれるもの、あるいは本実施形態に係る無方向性電磁鋼板の特性に悪影響を与えない範囲で許容されるものが例示される。また、本実施形態では、ＴｉＮなどの析出物による粒成長の阻害を抑制する観点から、Ｔｉ含有量を０．０００５％未満としてもよい。

（Ｃ：０．０１００％以下）
Ｃは、微細な炭化物が析出して粒成長を阻害することにより無方向性電磁鋼板の鉄損を高めたり、磁気時効を引き起こしたりする。従って、Ｃ含有量は低ければ低いほどよい。このような現象は、Ｃ含有量が０．０１００％超で顕著である。このため、Ｃ含有量は０．０１００％以下とする。好ましくは、０．００５０％以下、０．００３０％以下、０．００２０％以下である。
なお、Ｃ含有量の下限は特に限定しないが、０％であってもよい。ただし、実際の無方向性電磁鋼板においてＣ含有量を０％とすることは、精錬技術上困難な場合があるため、Ｃ含有量は０％超としてもよい。精錬時の脱炭処理のコストを踏まえ、Ｃ含有量は０．０００５％以上とすることが好ましい。

（Ｓｉ：１．５％～４．０％）
Ｓｉは、無方向性電磁鋼板の電気抵抗を増大させて、渦電流損を減少させ、鉄損を低減したり、降伏比を増大させて、鉄心への打ち抜き加工性を向上したりする。Ｓｉ含有量が１．５％未満では、これらの作用効果を十分に得られない。従って、Ｓｉ含有量は１．５％以上とする。好ましくは、２．０％以上、２．４％以上である。
一方、Ｓｉ含有量が４．０％超では、無方向性電磁鋼板の磁束密度が低下したり、硬度の過度な上昇により打ち抜き加工性が低下したり、冷間圧延が困難になったりする。従って、Ｓｉ含有量は４．０％以下とする。好ましくは、３．５％以下、３．０％以下である。

（ｓｏｌ．Ａｌ：０．０００１％～１．０００％）
ｓｏｌ．Ａｌは、無方向性電磁鋼板の電気抵抗を増大させて、渦電流損を減少させ、鉄損を低減する。ｓｏｌ．Ａｌは、飽和磁束密度に対する磁束密度Ｂ５０の相対的な大きさの向上にも寄与する。ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．０００１％未満では、これらの作用効果を十分に得られない。また、ｓｏｌ．Ａｌには製鋼工程での脱硫促進効果もある。従って、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．０００１％以上とする。好ましくは、０．００１％以上、０．００５％以上である。
一方、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が１．０００％超では、無方向性電磁鋼板の磁束密度が低下したり、降伏比を低下させて、打ち抜き加工性を低下させたりする。従って、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は１．０００％以下とする。好ましくは、０．８００％以下、０．５００％以下、０．２００％以下である。
また、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．０１０％～０．１００％の範囲では、ＡｌＮが析出して粒成長を阻害することによる鉄損劣化代が大きいため、この含有量範囲は避けることが好ましい。
なお、本実施形態において、ｓｏｌ．Ａｌとは酸可溶性Ａｌを意味し、固溶状態で鋼中に存在する固溶Ａｌのことを示す。

（Ｓ：０．０１００％以下）
Ｓは、意図的に含有させなくとも、鋼中に含有されることがある元素である。Ｓは、微細なＭｎＳの析出により、中間焼鈍における再結晶及び仕上げ焼鈍における結晶粒の成長を阻害する。従って、Ｓ含有量は低ければ低いほどよい。このような再結晶及び結晶粒成長の阻害により生じる、無方向性電磁鋼板の鉄損の増加および磁束密度の低下は、Ｓ含有量が０．０１００％超で顕著である。このため、Ｓ含有量は０．０１００％以下とする。好ましくは、０．００５０％以下、０．００２０％以下である。
なお、Ｓ含有量の下限は特に限定しないが、０％であってもよい。ただし、精錬時の脱硫処理のコストを踏まえ、０．０００３％以上とすることが好ましい。より好ましくは、０．０００５％以上である。

（Ｎ：０．０１００％以下）
Ｎは、ＴｉＮやＡｌＮなどの微細な析出物の形成を通じて無方向性電磁鋼板の磁気特性を劣化させるので、Ｎ含有量は低ければ低いほどよい。Ｎ含有量が０．０１００％超の場合に無方向性電磁鋼板の磁気特性の劣化が顕著である。したがって、Ｎ含有量は０．０１００％以下とする。好ましくは、０．００５０％以下、０．００３０％以下である。
なお、Ｎ含有量の下限は特に限定しないが、０％であってもよい。ただし、精錬時の脱窒処理のコストを踏まえ、０．０００５％以上とすることが好ましく、０．００１０％以上とすることがより好ましい。

（Ｍｎ、ＮｉおよびＣｕからなる群から選ばれる１種以上：総計で２．５％～５．０％）
Ｍｎ、ＮｉおよびＣｕは、α－γ変態を生じさせるために必要な元素であることから、これらの元素の１種以上を総計で２．５％以上含有させる必要がある。なお、Ｍｎ、ＮｉおよびＣｕの全てを含有する必要はなく、これらの元素のうち１種のみを含み、その含有量が２．５％以上であってもよい。Ｍｎ、ＮｉおよびＣｕの含有量の総計は、好ましくは、２．８％以上、３．０％以上、３．７％以上である。
一方で、これらの元素の含有量が総計で５．０％を超えると、合金コストが嵩み、且つ無方向性電磁鋼板の磁束密度が低下する場合がある。したがって、これらの元素の含有量は総計で５．０％以下とする。好ましくは、４．０％以下である。

本実施形態では、α－γ変態が生じ得る条件として、無方向性電磁鋼板の化学組成はさらに以下の条件を満たす。つまり、Ｍｎ含有量（質量％）を［Ｍｎ］、Ｎｉ含有量（質量％）を［Ｎｉ］、Ｃｕ含有量（質量％）を［Ｃｕ］、Ｓｉ含有量（質量％）を［Ｓｉ］、ｓｏｌ．Ａｌ含有量（質量％）を［ｓｏｌ．Ａｌ］、Ｐ含有量（質量％）を［Ｐ］としたときに、質量％で、以下の（１）式を満たす。
（２×［Ｍｎ］＋２．５×［Ｎｉ］＋［Ｃｕ］）－（［Ｓｉ］＋２×［ｓｏｌ．Ａｌ］＋４×［Ｐ］）≧１．５０％ ・・・（１）
前述の（１）式を満たさない場合には、α－γ変態が生じないため、無方向性電磁鋼板の磁束密度が低くなる。（１）式の左辺は、好ましくは２．００％以上、３．００％以上、３．４０％以上である。
（１）式の左辺の上限は特に限定しないが、１０．００％以下、６．００％以下、５．００％以下としてもよい。

（Ｃｏ：０．０％～１．０％）
Ｃｏはα－γ変態を生じさせるために有効な元素であることから、必要に応じて含有させてもよい。しかし、Ｃｏが過剰に含まれると合金コストが嵩み、且つ無方向性電磁鋼板の磁束密度が低下する場合もある。したがって、Ｃｏ含有量は１．０％以下とする。好ましくは、０．５％以下である。
なお、Ｃｏ含有量は０．０％であってもよい。ただし、α－γ変態を安定して生じさせるためには、Ｃｏ含有量を０．０１％以上とすることが好ましく、０．１％以上とすることがより好ましい。

（Ｓｎ：０．００％～０．４０％、Ｓｂ：０．００％～０．４０％）
ＳｎやＳｂは冷間圧延、再結晶後の集合組織を改善して、無方向性電磁鋼板の磁束密度を向上させる。そのため、これらの元素を必要に応じて含有させてもよいが、過剰に含有させると鋼を脆化させる。したがって、Ｓｎ含有量およびＳｂ含有量はいずれも０．４０％以下とする。好ましくは、いずれも、０．２０％以下である。
なお、Ｓｎ含有量およびＳｂ含有量はともに０．０％であってもよい。ただし、上記のように無方向性電磁鋼板の磁束密度の向上効果を付与する場合には、Ｓｎ含有量またはＳｂ含有量を０．０２％以上とすることが好ましい。

（Ｐ：０．０００％～０．４００％）
Ｐは粒成長後（仕上げ焼鈍後）の無方向性電磁鋼板の硬度を確保するために含有させてもよいが、過剰に含まれると鋼の脆化を招く。したがって、Ｐ含有量は０．４００％以下とする。好ましくは、０．１００％以下、０．０５０％以下である。
Ｐ含有量の下限は特に限定しないが、０．０００％としてもよく、０．００５％以上または０．０１０％以上としてもよい。磁気特性向上等のさらなる効果を付与する場合には、Ｐ含有量は０．０２０％以上とすることが好ましい。

（Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、ＺｎおよびＣｄからなる群から選ばれる１種以上：総計で０．０００％～０．０１０％）
Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、ＺｎおよびＣｄは、溶鋼の鋳造時に溶鋼中のＳと反応して硫化物若しくは酸硫化物又はこれらの両方の析出物を生成する。以下、Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、ＺｎおよびＣｄを総称して「粗大析出物生成元素」ということがある。粗大析出物生成元素により生成される析出物の粒径は１μｍ～２μｍ程度であり、ＭｎＳ、ＴｉＮ、ＡｌＮ等の微細析出物の粒径（１００ｎｍ程度）よりはるかに大きい。このため、これら微細析出物は粗大析出物生成元素により生成された析出物に付着し、中間焼鈍などの焼鈍における再結晶及び結晶粒の成長を阻害しにくくなる。結果として、無方向性電磁鋼板において平均結晶粒径を好ましく制御することができるため、必要に応じて粗大析出物生成元素を含有させてもよい。上記作用効果を十分に得るためには、粗大析出物生成元素の含有量の総計が０．０００５％以上であることが好ましい。より好ましくは、０．００１％以上、０．００４％以上である。
但し、粗大析出物生成元素の含有量の総計が０．０１０％を超えると、硫化物若しくは酸硫化物又はこれらの両方の総量が過剰となり、中間焼鈍などの焼鈍における再結晶及び結晶粒の成長が阻害される。従って、粗大析出物生成元素の含有量は総計で０．０１０％以下とする。好ましくは、０．００７％以下である。

次に、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板の特定方位を有する結晶粒（特定方位粒）の面積率の測定方法について説明する。特定方位粒の面積率は、ＯＭＩ Ａｎａｌｙｓｉｓ７．３（ＴＳＬ社製）を用いて、下記測定条件を採用した電子線後方散乱回折法（ＥＢＳＤ：Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）により測定する。測定装置としては、例えば、ＥＢＳＤ検出器と走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ：Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）とを用いる。まず、測定領域の中から、目的とする特定方位粒を抽出（トレランスは１０°に設定、以下裕度１０°以内と表記）する。抽出した特定方位粒の面積を、測定領域の面積で割り、百分率を求める。この百分率を特定方位粒の面積率とする。
以下、「｛ｈｋｌ｝＜ｕｖｗ＞方位（裕度１０°以内）の結晶方位を有する結晶粒の測定領域に対する面積率」、「｛ｈｋｌ｝面（裕度１０°以内）の結晶方位を有する結晶粒の測定領域に対する面積率」を、各々単に「｛ｈｋｌ｝＜ｕｖｗ＞率」、「｛ｈｋｌ｝率」とも称する場合がある。以下、結晶方位の記述においては裕度１０°以内であるとする。

本実施形態に係る無方向性電磁鋼板においては、裕度１０°以内として、ＥＢＳＤにより測定した際の｛ｈｋｌ｝＜ｕｖｗ＞方位の結晶方位を有する結晶粒の面積率をＡｈｋｌ－ｕｖｗと表記したとき、Ａ４１１－０１１を１５．０％以上とする。Ａ４１１－０１１（｛４１１｝＜０１１＞率）が１５．０％未満であると、無方向性電磁鋼板において優れた磁気特性を得ることができない。よって、｛４１１｝＜０１１＞率は１５．０％以上とする。好ましくは２０．０％以上、より好ましくは２５．０％以上とする。
上限は特に限定しないが、｛４１１｝＜０１１＞率は５０．０％以下、４０．０％以下または３０．０％以下としてもよい。

なお、特定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：ＳＥＭの型番「ＪＳＭ－６４００（ＪＥＯＬ社製）」、ＥＢＳＤ検出器の型番「ＨＩＫＡＲＩ（ＴＳＬ社製）」を使用
・ステップ間隔：０．３μｍ（中間焼鈍後、スキンパス圧延後）、または５．０μｍ（仕上げ焼鈍後）
・倍率：１０００倍（中間焼鈍後、スキンパス圧延後）、または１００倍（仕上げ焼鈍後）
・測定対象：鋼板のＣ方向中央のＺ面（板厚方向に直角な板面）の中心層（板厚１／２部）
なお、研磨により減厚することで板厚１／２部を露出させるとよい。
・測定領域：Ｌ方向１０００μｍ以上かつＣ方向１０００μｍ以上の領域

また、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板は、ＥＢＳＤにより測定した際に、φ１＝０～９０°、Φ＝２０°の中でφ１＝０～１０°に最大強度を持ち、かつφ１＝０°、Φ＝０～９０°の中でΦ＝５～３５°に最大強度を持つことが好ましい。φ１＝０～９０°、Φ＝２０°の中でφ１＝０～１０°に最大強度を持つことは、｛４１１｝＜ｕｖｗ＞方位の中で｛４１１｝＜０１１＞方位付近に最大強度を持つことと同義である。すなわち、｛４１１｝＜０１１＞方位の結晶方位を有する結晶粒の面積率が高いことと同義である。｛４１１｝＜０１１＞方位は｛４１１｝＜１４８＞方位等と比べて４５°方向磁気特性に優れる。なお、φ１＝０～９０°、Φ＝２０°の中でφ１＝２０～３０°に最大強度を持つと、｛４１１｝＜１４８＞方位付近に最大強度を持つこととなるため好ましくない。すなわち、｛４１１｝＜１４８＞方位の結晶方位を有する結晶粒の面積率が高く、｛４１１｝＜０１１＞方位の結晶方位を有する結晶粒の面積率が低いため好ましくない。
φ１＝０～９０°、Φ＝２０°の中でφ１＝０～５°に最大強度を持つとより好ましい。

一方、ＥＢＳＤにより測定した際にφ１＝０°、Φ＝０～９０°の中でΦ＝５～３５°に最大強度を持つことは、｛ｈｋｌ｝＜０１１＞方位の中で｛４１１｝＜０１１＞方位付近に最大強度を持つことと同義である。すなわち、｛４１１｝＜０１１＞方位の結晶方位を有する結晶粒の面積率が高いことと同義である。｛４１１｝＜０１１＞方位は磁気特性に優れ、かつ｛１００｝＜０１１＞方位と比べて応力感受性が低いため、かしめコア等での磁気特性の劣化が少ない。なお、φ１＝０°、Φ＝０～９０°の中でΦ＝０～３°に最大強度を持つと、｛１００｝＜０１１＞方位付近に最大強度を持つこととなるため好ましくない。すなわち、｛１００｝＜０１１＞方位の結晶方位を有する結晶粒の面積率が高く、｛４１１｝＜０１１＞方位の結晶方位を有する結晶粒の面積率が低いため好ましくない。
φ１＝０°、Φ＝０～９０°の中でΦ＝２０～３０°に最大強度を持つとより好ましい。

ここで、無方向性電磁鋼板における特定方位範囲内の最大強度の判定方法について説明する。ＥＢＳＤによる測定領域にて、ＯＭＩ Ａｎａｌｙｓｉｓ７．３を用いて、下記条件で方位分布関数（ＯＤＦ：Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ Ｄｉｓｔｒｉｂｕｔｉｏｎ Ｆｕｎｃｔｉｏｎ）を作成する。そして、作成したＯＤＦのデータを出力し、特定方位範囲（φ１、Φの角度にて範囲を規定）内でＯＤＦ ｖａｌｕｅが最大となるところを最大強度とする。

また、無方向性電磁鋼板における特定方位のＯＤＦ強度の判定方法について説明する。ＥＢＳＤによる測定領域にて、ＯＭＩ Ａｎａｌｙｓｉｓ７．３を用いて、下記条件でＯＤＦを作成する。そして、作成したＯＤＦのデータを出力し、特定方位（φ１、Φの角度にて方位を規定）のＯＤＦ ｖａｌｕｅをＯＤＦ強度とする。

なお、ＯＤＦの作成条件の詳細は次の通りである。
・Ｓｅｒｉｅｓ Ｒａｎｋ［Ｌ］：１６
・Ｇａｕｓｓｉａｎ Ｈａｌｆ－Ｗｉｄｔｈ［ｄｅｇｒｅｅｓ］：５
・Ｓａｍｐｌｅ Ｓｙｍｍｅｔｒｙ：Ｔｒｉｃｌｉｎｉｃ（Ｎｏｎｅ）
・Ｂｕｎｇｅ Ｅｕｌｅｒ Ａｎｇｌｅｓ：φ１＝０～９０°、φ２＝４５°、Φ＝０～９０°

さらに、本実施形態では、ＥＢＳＤにより測定した際の特定方位（裕度１０°以内）を有する結晶粒の面積率について、以下のように表記することができる。｛ｈｋｌ｝＜ｕｖｗ＞方位（裕度１０°以内）の結晶方位を有する結晶粒の面積率をＡｈｋｌ－ｕｖｗと表記し、｛ｈｋｌ｝面（裕度１０°以内）の結晶方位を有する結晶粒の面積率をＡｈｋｌと表記した場合、以下の（２）式及び（３）式の両方を満たすことが好ましい。
Ａ４１１－０１１／Ａ４１１－１４８ ≧１．１ ・・・（２）
Ａ４１１－０１１／Ａ１００－０１１ ≧２ ・・・（３）

また、磁気特性は｛４１１｝面の結晶方位を有する結晶粒が多いと優位になるが、｛１１１｝面の結晶方位を有する結晶粒が多いと劣位になる。よって、｛４１１｝率が｛１１１｝率を上回る、すなわち｛４１１｝率／｛１１１｝率＞１であることが好ましい。より好ましくは、｛４１１｝率が｛１１１｝率の２倍以上である、すなわち｛４１１｝率／｛１１１｝率≧２である。

次に、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板の平均結晶粒径について説明する。結晶粒が十分に粗大化せず、平均結晶粒径が１０．０μｍよりも小さくなると、無方向性電磁鋼板の鉄損が悪化する。そのため、無方向性電磁鋼板の平均結晶粒径は１０．０μｍ以上とする。好ましくは２０．０μｍ以上である。
一方、結晶粒が粗大化して平均結晶粒径が４０．０μｍよりも大きくなると、無方向性電磁鋼板の強度が不足し、さらに加工性が悪化するだけではなく、渦電流損が悪化する。そのため、無方向性電磁鋼板の平均結晶粒径は４０．０μｍ以下とする。好ましくは３７．０μｍ以下または３５．０μｍ以下である。
本実施形態において平均結晶粒径は、切断法にて測定する。

次に、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板の板厚について説明する。本実施形態に係る無方向性電磁鋼板の板厚は特に限定されない。本実施形態に係る無方向性電磁鋼板の好ましい板厚は、０．２５～０．５ｍｍである。通常、板厚が薄くなれば、鉄損は低くなるものの、磁束密度が低くなる。この点を踏まえると、板厚が０．２５ｍｍ以上であれば、鉄損がより低く、かつ、磁束密度がより高くなる。また、板厚が０．５ｍｍ以下であれば、低い鉄損を維持できる。板厚のより好ましい下限値は０．３ｍｍである。

本実施形態に係る無方向性電磁鋼板は、以下のＧＯＳ（Ｇｒａｉｎ Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ Ｓｐｒｅａｄ）値を有していることが好ましい。ここで、ＧＯＳ値は同一粒内での全ての測定点（ピクセル）間の方位差を平均したものであり、歪の多い結晶粒ではＧＯＳ値は高くなる。仕上げ焼鈍後の無方向性電磁鋼板においてＧＯＳ値の個数平均値Ｇｓが高い、すなわち高ひずみ状態である場合、バルジングによる粒成長が十分に起きていないため、無方向性電磁鋼板の磁気特性が劣化する場合がある。よって、最終的に得られる、仕上げ焼鈍後の無方向性電磁鋼板において、ＧＯＳ値の個数平均値Ｇｓは０．８以下とすることが好ましい。
一方、ＧＯＳ値の個数平均値Ｇｓが０．５未満になるまで仕上げ焼鈍した場合、粒成長が進行し過ぎてしまい、焼止めによる小粒径化の効果が得られない場合がある。したがって、仕上げ焼鈍後のＧＯＳ値の個数平均値Ｇｓは０．５以上とすることが好ましい。

ここで、無方向性電磁鋼板におけるＧＯＳ値の算出方法について説明する。上記の特定方位粒の面積率を測定した際のＥＢＳＤデータを用いて、ＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓ７．３で解析することにより、ＧＯＳ値の個数平均値を求める。これにより、Ｇｓを得る。

本実施形態に係る無方向性電磁鋼板は、圧延方向に対して４５°方向の磁束密度Ｂ５０が１．７０Ｔ以上であり、圧延方向に対して４５°方向の鉄損Ｗ１０／４００が１６．０Ｗ／ｋｇ以下であることが好ましい。圧延方向に対して４５°方向の磁束密度Ｂ５０は、１．７２Ｔ以上がより好ましい。上限は特に限定しないが、１．８５Ｔ以下または１．８０Ｔ以下としてもよい。また、全周平均の磁束密度Ｂ５０は１．５５Ｔ以上であることが好ましく、１．６０Ｔ以上であることがより好ましい。
圧延方向に対して４５°方向の鉄損Ｗ１０／４００は１５．５Ｗ／ｋｇ以下、１５．０Ｗ／ｋｇ以下または１４．０Ｗ／ｋｇ以下がより好ましい。下限は特に限定しないが、１２．０Ｗ／ｋｇ以上または１３．０Ｗ／ｋｇ以上としてもよい。
圧縮応力下での鉄損Ｗ１０／５０の鉄損劣化率Ｗ_ｘ［％］に関しては、４０．０％以下が好ましく、３２．０％以下がより好ましく、３０．０％以下がより一層好ましい。
さらに、強度に関しては、引張強さが６００ＭＰａ以上であることが好ましい。引張強さは、６２０ＭＰａ以上または６５０ＭＰａ以上とすることがより好ましい。上限は特に限定しないが、７５０ＭＰａ以下または７００ＭＰａ以下としてもよい。
ここで、磁束密度Ｂ５０とは、５０００Ａ／ｍの磁場における磁束密度である。
また、無方向性電磁鋼板の圧延方向とは、コイル長手方向のことを示す。小片サンプル等における圧延方向の判別方法としては、例えば無方向性電磁鋼板の表面のロール筋模様と並行な方向を圧延方向とみなす方法が挙げられる。

磁束密度Ｂ５０は、無方向性電磁鋼板から、圧延方向に対して４５°、０°方向等から５５ｍｍ角の試料を切り出し、単板磁気測定装置を用いて、５０００Ａ／ｍの磁場における磁束密度を測定することで得られる。圧延方向に対して４５°方向の磁束密度Ｂ５０は、圧延方向に対して４５°方向、１３５°方向の磁束密度の平均値を算出することで得られる。全周平均（全方向平均）での磁束密度Ｂ５０は、圧延方向に対して、０°、４５°、９０°および１３５°の磁束密度の平均値を算出することで得られる。
鉄損Ｗ１０／４００は、無方向性電磁鋼板から採集した試料に対し、単板磁気測定装置を用いて、最大磁束密度が１．０Ｔになるように４００Ｈｚの交流磁場をかけたときに生じる、全周平均のエネルギーロス（Ｗ／ｋｇ）を測定することで得られる。
圧縮応力下での鉄損Ｗ１０／５０の鉄損劣化率Ｗ_ｘ［％］は、応力なしでの鉄損Ｗ１０／５０をＷ１０／５０（０）、１０ＭＰａの圧縮応力下での鉄損Ｗ１０／５０をＷ１０／５０（１０）としたとき、以下の式で鉄損劣化率Ｗ_ｘを算出することができる。なお、鉄損Ｗ１０／５０は、圧延方向に対して４５°方向に採取した試料と単板磁気測定装置とを用いて、最大磁束密度が１．０Ｔになるように５０Ｈｚの交流磁場をかけたときに生じる、全周平均のエネルギーロス（Ｗ／ｋｇ）を測定することで得られる。
Ｗ_ｘ＝｛Ｗ１０／５０（１０）－Ｗ１０／５０（０）｝／Ｗ１０／５０（０）
無方向性電磁鋼板の引張強さは、無方向性電磁鋼板の圧延方向を長手方向としたＪＩＳ５号試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ２２４１：２０１１に準拠した引張試験を行うことによって求める。

上述した本実施形態に係る無方向性電磁鋼板の特徴は、仕上げ焼鈍が行われることによって製造される無方向性電磁鋼板の特徴である。以降は、仕上げ焼鈍を行う前（且つスキンパス圧延を行った後）の無方向性電磁鋼板の特徴について説明する。

スキンパス圧延後（仕上げ焼鈍前）の無方向性電磁鋼板は、以下に説明するＧＯＳ（Ｇｒａｉｎ Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ Ｓｐｒｅａｄ）値の個数平均値Ｇｓを有している。スキンパス圧延後において、ＧＯＳ値の個数平均値Ｇｓが小さい、すなわち低ひずみ状態であると、次工程の仕上げ焼鈍において、バルジングによる粒成長を発生しやすい。よって、スキンパス圧延後のＧＯＳ値の個数平均値Ｇｓは３．０以下とすることが好ましい。
一方、ＧＯＳ値の個数平均値Ｇｓが０．８未満だとひずみ量が小さくなりすぎ、バルジングによる粒成長にかかる仕上げ焼鈍時間が長くなる。したがって、スキンパス圧延後のＧＯＳ値の個数平均値Ｇｓは０．８以上とすることが好ましい。

また、スキンパス圧延後（仕上げ焼鈍前）の無方向性電磁鋼板においては、αファイバー率が大きいほど仕上げ焼鈍後の磁気特性が優位になる。ここで、αファイバー率の測定方法について説明する。本実施形態では、αファイバーは｛ｈｋｌ｝＜０１１＞方位の結晶方位を有する結晶粒と定義する。ＥＢＳＤによる測定領域にて、ＯＭＩ Ａｎａｌｙｓｉｓ７．３を用いて、｛ｈｋｌ｝＜０１１＞方位の結晶方位を有する結晶粒を抽出（裕度１０°以内）する。抽出した結晶粒の面積を、測定領域の面積で割り、百分率を求める。この百分率をαファイバー率とする。

スキンパス圧延後（仕上げ焼鈍前）の無方向性電磁鋼板において、αファイバー率は２０％以上とすることが好ましい。より好ましくは２５％以上である。

また、スキンパス圧延後（仕上げ焼鈍前）の無方向性電磁鋼板においては、｛１００｝＜０１１＞方位のＯＤＦ強度を１５以下とする。ここで、｛１００｝＜０１１＞方位のＯＤＦ強度は、特定方位粒の面積率を測定した際のＥＢＳＤデータを用いて作成したＯＤＦのφ１＝０°、Φ＝０°のＯＤＦ Ｖａｌｕｅである。｛４１１｝＜０１１＞方位は磁気特性に優れ、かつ｛１００｝＜０１１＞方位と比べて応力感受性が低いため、かしめコア等での磁性劣化が少ない。スキンパス圧延後（仕上げ焼鈍前）の｛１００｝＜０１１＞方位のＯＤＦ強度を１５以下にすることで、続く仕上げ焼鈍後の｛４１１｝＜０１１＞方位を強化する（｛４１１｝＜０１１＞方位の結晶方位を有する結晶粒の面積率を高める）ことができる。

本実施形態に係る無方向性電磁鋼板は、コアを形成することによって、磁気特性（高磁束密度及び低鉄損）が求められる用途に広く適用可能であるが、特に高強度が求められるロータに適用できる。さらには、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板において粒成長させることによってステータに用いることもできる。

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。本実施形態では、熱間圧延、冷間圧延、中間焼鈍、２回目の冷間圧延（スキンパス圧延）および仕上げ焼鈍を行う。

熱間圧延では、上述の化学組成を満たす鋼材に対して熱間圧延を実施して熱間圧延板を製造する。熱間圧延工程は、加熱工程と、圧延工程とを備える。

鋼材は、例えば通常の連続鋳造によって製造されるスラブであり、上述した化学組成の鋼材は周知の方法で製造される。たとえば、転炉又は電気炉等で溶鋼を製造する。製造された溶鋼に対して脱ガス設備等で二次精錬して、上記化学組成を有する溶鋼とする。溶鋼を用いて連続鋳造法又は造塊法によりスラブを鋳造する。鋳造されたスラブを分塊圧延してもよい。

加熱工程では、上述の化学組成を有する鋼材を１０００～１２００℃に加熱することが好ましい。具体的には、鋼材を加熱炉又は均熱炉に装入して、炉内にて加熱する。加熱炉又は均熱炉での上記加熱温度での保持時間は特に限定されないが、例えば３０～２００時間である。

圧延工程では、加熱工程により加熱された鋼材に対して、複数回パスの圧延を実施して、熱間圧延板を製造する。ここで、「パス」とは、一対のワークロールを有する１つの圧延スタンドを鋼板が通過して圧下を受けることを意味する。熱間圧延はたとえば、一列に並んだ複数の圧延スタンド（各圧延スタンドは一対のワークロールを有する）を含むタンデム圧延機を用いてタンデム圧延を実施して、複数回パスの圧延を実施してもよいし、一対のワークロールを有するリバース圧延を実施して、複数回パスの圧延を実施してもよい。生産性の観点から、タンデム圧延機を用いて複数回の圧延パスを実施するのが好ましい。

圧延工程（粗圧延および仕上げ圧延）での圧延は、γ域（Ａｒ１点以上）の温度で行う。つまり、仕上げ圧延の最終パスを通過する際の温度（仕上げ圧延温度ＦＴ（℃））がＡｒ１点以上となるように熱間圧延を行う。また、仕上げ圧延温度ＦＴがＡｃ３点以下となるように熱間圧延を行うことが好ましい。仕上げ圧延温度ＦＴがＡｃ３点以下となるように熱間圧延を行うことで、後述する冷却等と相俟って結晶粒内に好ましく歪を導入することができ、結果としてＡ４１１－０１１を高めることができる。仕上げ圧延温度ＦＴがＡｃ３点超であると、結晶粒内に好ましくひずみを導入することができず、結果として所望のＡ４１１－０１１を得ることができない場合がある。
なお、Ａｒ１点は、１℃／秒の平均冷却速度で冷却中の鋼板の熱膨張変化から求めることができる。また、Ａｃ３点、後述するＡｃ１点は、１℃／秒の平均加熱速度で加熱中の鋼板の熱膨張変化から求めることができる。

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

その後、圧延工程後の冷却によってオーステナイトからフェライトへ変態することにより高ひずみで適度に微細な結晶粒が得られる。冷却条件としては、仕上げ圧延の最終パスを通過して０．１０秒後以降に冷却を開始し、３秒後に熱間圧延板の表面温度が３００℃以上Ａｒ１点以下となるように冷却する。ここで、本実施形態では、熱間圧延の直後に急冷を行うことは好ましくない。ここでいう熱間圧延板の直後の急冷（直後急冷）とは、仕上げ圧延の最終パスを通過して０．１０秒以内に水冷を開始したり、３秒後の熱間圧延板の表面温度が３００℃未満となるような冷却のことである。このような直後急冷は、仕上げ圧延後に空冷を行わず、仕上げ圧延の最終パスのワークロールに水がかかるように水冷することで行うことができる。本実施形態では、このような直後急冷を行わないため、特殊な急冷装置は不要であり、製造コストの面でもメリットがある。また、上記のような直後急冷ではない冷却を行うことで、過度に微細化されることのない好適な結晶粒径としておき、その後冷間圧延を施すことで、中間焼鈍後にαファイバーが発達し、続くスキンパス圧延、仕上げ焼鈍後に通常は発達しにくい｛４１１｝＜０１１＞方位を発達させることができる。
なお、熱間圧延工程後の冷却における冷却停止温度は、特に限定されないが、ひずみ量保持の観点から、５００℃以下の温度域とすることが好ましい。

また、熱間圧延板の集合組織は、直後急冷すると未再結晶オーステナイトが変態した組織になり、直後急冷でない冷却を行うと部分再結晶オーステナイトが変態した組織になると推察される。仕上げ圧延後に直後急冷した場合には、その後の仕上げ焼鈍後の組織において｛１００｝＜０１１＞方位に集積し、仕上げ圧延後に直後急冷でない冷却を行った場合には、その後の仕上げ焼鈍後の組織において｛４１１｝＜０１１＞方位に集積する。よって、｛４１１｝＜０１１＞方位を強化するには部分再結晶オーステナイトを変態させることが重要だと考えられる。

ここで、冷却条件としては、冷間圧延前の熱間圧延板での平均結晶粒径が３～１０μｍとなるような条件とすることが好ましい。結晶粒が粗大化しすぎると、冷間圧延、中間焼鈍後にαファイバーが発達しにくくなり、所望の｛４１１｝＜０１１＞率が得られない場合がある。また、過度に微細化すると所望の｛４１１｝＜０１１＞率が得られない。よって、冷間圧延前の熱間圧延板での平均結晶粒径を３～１０μｍとするためには、仕上げ圧延の最終パスを通過してから３秒以内にＡｒ１点以下の温度とすることが好ましい。粒径の測定方法は、例えば切断法にて測定する。

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

熱間圧延板の表面温度は、熱間圧延設備ラインに配置されている測温計で測定する。そして、仕上げ圧延の最終パスを通過してから３秒後の温度を求める。

その後、熱間圧延板焼鈍は行わずに巻き取り、熱間圧延板に対して冷間圧延を行う。なお、ここでいう熱間圧延板焼鈍とは、例えば、熱間圧延板に対して行う、加熱温度が８００～１１００℃の温度域である熱処理を意味する。熱間圧延板焼鈍時の加熱温度での保持時間は、例えば１分以上である。
熱間圧延板焼鈍を行うと、結晶粒内のひずみを好ましく制御することができず、結果として所望の｛４１１｝＜０１１＞率を得ることができないため、好ましくない。

熱間圧延板に対して、熱間圧延板焼鈍を実施することなく、熱間圧延板に対して冷間圧延を行う。冷間圧延はたとえば、一列に並んだ複数の圧延スタンド（各圧延スタンドは一対のワークロールを有する）を含むタンデム圧延機を用いてタンデム圧延を実施して、複数回パスの圧延を実施してもよい。また、一対のワークロールを有するゼンジミア圧延機等によるリバース圧延を実施して、１回パス又は複数回パスの圧延を実施してもよい。生産性の観点から、タンデム圧延機を用いて複数回パスの圧延を実施するのが好ましい。

冷間圧延では、冷間圧延途中で焼鈍処理を実施することなく冷間圧延を実施する。例えば、リバース圧延を実施して、複数回のパスにて冷間圧延を実施する場合、冷間圧延のパスとパスとの間に焼鈍処理を挟まずに複数回パスの冷間圧延を実施する。なお、リバース式の圧延機を用いて、１回のパスのみで冷間圧延を実施してもよい。また、タンデム式の圧延機を用いた冷間圧延を実施する場合、複数回のパス（各圧延スタンドでのパス）で連続して冷間圧延を実施する。
なお、脆性割れ防止のために冷間圧延途中での焼鈍を行う場合は、その前後で圧下率の差が小さい（例えば１０％程度）冷間圧延を行うことが多い。そのため、ここでいう「冷間圧延途中での焼鈍」と、本実施形態でのスキンパス圧延前に行う「中間焼鈍」とは、焼鈍前後の冷間圧延の圧下率の差により区別することができる。また、冷延二回法等により冷間圧延間での焼鈍を行う場合は、その焼鈍後に圧下率の高い（例えば４０％程度）冷間圧延を行うことが多い。そのため、ここでいう「冷間圧延間での焼鈍」と、本実施形態でのスキンパス圧延前に行う「中間焼鈍」とは、その後に行う冷間圧延の圧下率により区別することができる。

本実施形態では、冷間圧延における圧下率ＲＲ１（％）を７５～９５％とすることが好ましい。ここで、圧下率ＲＲ１は、次のとおり定義される。
圧下率ＲＲ１（％）＝（１－冷間圧延での最終パスの圧延後の板厚／冷間圧延での１パス目の圧延前の板厚）×１００

冷間圧延が終了すると、続いて中間焼鈍を行う。本実施形態では、中間焼鈍温度Ｔ１（℃）をＡｃ１点以下に制御することが好ましい。中間焼鈍の温度がＡｃ１点を超えると、鋼板の組織の一部がオーステナイトに変態してしまい、鋼板中の｛４１１｝＜０１１＞方位粒が減少してしまう。なお、中間焼鈍の温度が低過ぎると、再結晶が生じず、続くスキンパス圧延および仕上げ焼鈍時に｛４１１｝＜０１１＞方位粒が十分に成長せず、無方向性電磁鋼板の磁束密度が高くならない場合がある。したがって、中間焼鈍温度Ｔ１（℃）は６００℃以上とすることが好ましい。

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

なお、中間焼鈍工程における中間焼鈍温度Ｔ１での保持時間は当業者に周知の時間でよい。中間焼鈍温度Ｔ１での保持時間は、例えば５～６０秒であるが、中間焼鈍温度Ｔ１での保持時間はこれに限定されない。また、中間焼鈍温度Ｔ１までの昇温速度も周知の条件でよい。中間焼鈍温度Ｔ１までの昇温速度は、例えば１０．０～２０．０℃／秒であるが、中間焼鈍温度Ｔ１までの昇温速度はこれに限定されない。

中間焼鈍時の雰囲気は特に限定されないが、中間焼鈍時の雰囲気には、例えば２０％Ｈ_２を含有し、残部がＮ_２からなる雰囲気ガス（乾燥）を用いる。中間焼鈍後の鋼板の冷却速度は特に限定されず、冷却速度は、例えば５．０～６０．０℃／秒である。

以上のような条件で中間焼鈍まで終了すると、得られる冷間圧延鋼板はＥＢＳＤで測定した際のαファイバー率（裕度１０°以内）が１５％以上となる。このようにスキンパス圧延前の段階でαファイバー率（裕度１０°以内）を１５％以上とするためには、α－γ変態系の化学組成（Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕのγフォーマー元素が高濃度である化学組成）とし、熱間圧延から中間焼鈍までを前述した条件とすることが効果的であり、特に仕上げ圧延後の冷却条件を制御することが効果的である。部分再結晶オーステナイトからフェライトに変態させ、熱間圧延後の平均結晶粒径を３～１０μｍとした熱間圧延板を冷間圧延し、その後中間焼鈍することで、｛４１１｝＜０１１＞方位を生成しやすいαファイバーが発達する。前述したように、仕上げ圧延後に直後急冷すると未再結晶オーステナイトが変態した組織になり、部分再結晶オーステナイトが変態した組織とはならなくなる。
上述の方法により製造された冷間圧延鋼板に対して後述の条件でスキンパス圧延、さらには仕上げ焼鈍を行うことにより、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板を得ることができる。

中間焼鈍が終了すると、次にスキンパス圧延を行う。具体的には、中間焼鈍工程後の冷間圧延鋼板に対して、常温、大気中において、スキンパス圧延（軽圧下率での冷間圧延）を実施する。ここでのスキンパス圧延は、例えば上述のゼンジミア圧延機に代表されるリバース圧延機、又は、タンデム圧延機を用いる。

スキンパス圧延では、途中で焼鈍処理を実施することなく圧延を実施する。例えば、リバース圧延を実施して、複数回のパスにてスキンパス圧延を実施する場合、パス間に焼鈍処理を挟まずに複数回の圧延を実施する。なお、リバース式の圧延機を用いて、１回のパスのみでスキンパス圧延を実施してもよい。また、タンデム式の圧延機を用いたスキンパス圧延を実施する場合、複数回のパス（各圧延スタンドでのパス）で連続して圧延を実施する。

以上のとおり、本実施形態では、熱間圧延および冷間圧延により鋼板にひずみを導入した後、中間焼鈍により鋼板に導入されたひずみをいったん低減させる。そして、スキンパス圧延を実施する。これにより、冷間圧延により過剰に導入されたひずみを中間焼鈍において低減しつつ、中間焼鈍を実施することにより、鋼板板面中において｛１１１｝面の結晶方位を有する結晶粒が優先的に再結晶を起こすのを抑制して、｛４１１｝＜０１１＞方位の結晶方位を有する結晶粒を残存させる。そして、スキンパス圧延において鋼板中の各結晶粒に適切なひずみ量を導入して、次工程の仕上げ焼鈍において、バルジングによる粒成長を発生しやすい状態にする。

本実施形態では、スキンパス圧延における圧下率ＲＲ２を５～２０％とする。ここで、圧下率ＲＲ２は、次のとおり定義される。
圧下率ＲＲ２（％）＝（１－スキンパス圧延での最終パスの圧延後の板厚／スキンパス圧延での１パス目の圧延前の板厚）×１００

ここで、圧下率ＲＲ２が５％未満だとひずみ量が小さくなりすぎ、バルジングによる粒成長にかかる仕上げ焼鈍時間が長くなる。また、圧下率ＲＲ２が２０％を超えるとひずみ量が大きくなりすぎ、バルジングではなく通常の粒成長が起こり、仕上げ焼鈍で｛４１１｝＜１４８＞や｛１１１｝＜０１１＞が成長してしまう。よって、圧下率ＲＲ２を５～２０％とする。

スキンパス圧延でのパス回数は１回パスのみ（つまり、１回の圧延のみ）であってもよいし、複数回パスの圧延であってもよい。

前述したようにα－γ変態系の化学組成の鋼板において中間焼鈍で再結晶させ、以上のような条件でスキンパス圧延を行うことによって、前述したＧＯＳ値、及びαファイバー率が得られる。

スキンパス圧延後は、仕上げ焼鈍温度Ｔ２を８００℃～８５０℃の温度域とし、且つ、当該温度域での保持時間（仕上げ焼鈍時間Δｔ２）を２０秒～６０秒とした条件で、仕上げ焼鈍を施す。仕上げ焼鈍温度Ｔ２（℃）を８００℃未満とした場合には、バルジングによる粒成長が十分に起こらない。この場合、｛４１１｝＜０１１＞方位の集積度が低下してしまう。また、仕上げ焼鈍温度Ｔ２が８５０℃超では、鋼板の組織の一部がオーステナイトに変態してしまい、バルジングによる粒成長は起こらず、所望の｛４１１｝＜０１１＞率が得られない。また、焼鈍時間が２０秒未満である場合は、仕上げ焼鈍温度Ｔ２が８００℃～８５０℃であっても、バルジングによる粒成長が十分に起こらず、｛４１１｝＜０１１＞方位の集積度が低下してしまう。また、焼鈍時間が６０秒超では、結晶粒が粗大化してしまい、所望の強度が得られない。

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

なお、仕上げ焼鈍工程における仕上げ焼鈍温度Ｔ２までの昇温速度ＴＲ２は、当業者に周知の昇温速度であればよく、仕上げ焼鈍温度Ｔ２での保持時間Δｔ２（秒）も当業者に周知の時間であればよい。ここで、保持時間Δｔ２は、鋼板の表面温度が仕上げ焼鈍温度Ｔ２となってからの保持時間を意味する。

仕上げ焼鈍工程での仕上げ焼鈍温度Ｔ２までの好ましい昇温速度ＴＲ２は０．１℃／秒以上１０．０℃／秒未満とする。昇温速度ＴＲ２が０．１℃／秒以上１０．０℃／秒未満であれば、バルジングによる粒成長が十分に起こる。この場合、｛４１１｝＜０１１＞結晶方位の集積度がより高まり、板厚中央位置でのＮＤ面における結晶粒もさらにばらつきにくくなる。

昇温速度ＴＲ２は、次の方法により求める。上記化学組成を有し、上記熱間圧延からスキンパスまで実施して得られた鋼板に熱電対を取り付けて、サンプル鋼板とする。熱電対を取り付けたサンプル鋼板に対して昇温を実施して、昇温を開始してから仕上げ焼鈍温度Ｔ２に到達するまでの時間を測定する。測定された時間に基づいて、昇温速度ＴＲ２を求める。

仕上げ焼鈍工程での仕上げ焼鈍温度Ｔ２での保持時間Δｔ２は２０～６０秒である。保持時間Δｔ２が２０～６０秒であれば、バルジングにより｛４１１｝＜１１０＞粒の粒成長が起こり、かつ細粒化強化により高強度化する。この場合、｛４１１｝＜０１１＞結晶方位の集積度がより高まり、板厚中央位置でのＮＤ面における結晶粒もさらにばらつきにくくなる。保持時間Δｔ２の好ましい下限は２５秒であり、さらに好ましくは３０秒である。保持時間Δｔ２の好ましい上限は５０秒であり、さらに好ましくは４０秒である。

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

以上のように本実施形態に係る無方向性電磁鋼板を製造することができる。

本実施形態による無方向性電磁鋼板の製造方法は、上記製造工程に限定されない。

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

本実施形態による電磁鋼板の製造方法はさらに、仕上げ焼鈍後にコーティングを実施してもよい。コーティングでは、仕上げ焼鈍後の鋼板の表面に、絶縁被膜を形成する。

絶縁被膜の種類は特に限定されない。絶縁被膜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、フェノール系、エポキシ系、メラミン系の樹脂である。

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

なお、本実施形態による無方向性電磁鋼板は、上述の製造方法に限定されない。ＥＢＳＤにより測定した際の｛４１１｝＜０１１＞方位（裕度１０°以内）の結晶方位を有する結晶粒の面積率が１５．０％以上であり、かつ、平均結晶粒径が１０．０μｍ～４０．０μｍであれば、上記製造方法に限定されない。

次に、本発明の実施形態に係る無方向性電磁鋼板について、実施例を示しながら具体的に説明する。以下に示す実施例は、本発明の実施形態に係る無方向性電磁鋼板のあくまでも一例にすぎず、本発明に係る無方向性電磁鋼板が下記の例に限定されるものではない。

（第１の実施例）
溶鋼を鋳造することにより、以下の表１に示す成分のインゴットを作製した。ここで、式左辺とは、前述の（１）式の左辺の値を表している。また、Ｍｇ等とは、Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、ＺｎおよびＣｄからなる群から選ばれる１種以上の総計を表している。その後、作製したインゴットを１１５０℃まで加熱して熱間圧延を行い、表２に示す仕上げ圧延温度ＦＴで仕上げ圧延を行った。そして、最終パスを通過してから表２に示す冷却条件（最終パスを通過してから冷却を開始するまでの時間、および最終パスを通過してから３秒後の鋼板の温度）で冷却を行った。

次に、熱間圧延板において熱間圧延板焼鈍を行わず、酸洗によりスケールを除去し、表２に示す圧下率ＲＲ１で冷間圧延を行った。そして、水素２０％、窒素８０％雰囲気中で中間焼鈍を行い、中間焼鈍温度Ｔ１を表２に示す温度に制御して３０秒中間焼鈍を行った。
なお、Ｎｏ．２４については、熱間圧延板に対して、１０００℃で１分間保持する熱間圧延板焼鈍を行った。

次に、Ｎｏ．１１を除き、表２に示す圧下率ＲＲ２にてスキンパス圧延を行った。そして、水素１００％雰囲気中で表２に示す仕上げ焼鈍温度Ｔ２にて仕上げ焼鈍を行った。この時、仕上げ焼鈍温度Ｔ２での保持時間Δｔ２を表２に示す時間とした。

また、仕上げ焼鈍後の集合組織を調査するために、無方向性電磁鋼板の一部を切除し、その切除した試験片を１／２の厚みに減厚加工した。｛４１１｝＜０１１＞率に関しては、ＥＢＳＤによる測定領域にて、前述した測定条件で観察して求めた。また、ＧＯＳ値の個数平均値Ｇｓに関しては、ＥＢＳＤによる測定領域にて、ＯＭＩ Ａｎａｌｙｓｉｓ７．３を用いて、前述の条件でＯＤＦを作成し、作成したＯＤＦのデータを出力して、ＧＯＳ値の個数平均値を求め、それをＧｓとした。なお、ＧＯＳ値の個数平均値Ｇｓは仕上げ焼鈍前においても求めた。それぞれの結果を表３に示す。

また、仕上げ焼鈍後の磁気特性及び引張強さを調査するために、磁束密度Ｂ５０、鉄損Ｗ１０／４００を測定した。また、応力感受性の指標として、圧縮応力下での鉄損Ｗ１０／５０の鉄損劣化率を求めた。
磁束密度Ｂ５０に関しては、測定試料として５５ｍｍ角の試料を圧延方向に対して０°方向と４５°方向の２種類の方向にて採取した。この２種類の試料について上述の方法により磁束密度Ｂ５０を測定した。圧延方向に対して、４５°方向、１３５°方向の磁束密度の平均値を４５°方向の磁束密度Ｂ５０とし、圧延方向に対して、０°方向、４５°方向、９０°方向、１３５°方向の平均値を磁束密度Ｂ５０の全周平均とした。４５°方向の磁束密度Ｂ５０が１．７０Ｔ以上であった場合、高磁束密度の無方向性電磁鋼板であるとして合格と判定した。一方、４５°方向の磁束密度Ｂ５０が１．７０Ｔ未満であった場合、高磁束密度の無方向性電磁鋼板でないとして不合格と判定した。また、４５°方向の磁束密度Ｂ５０が１．７０Ｔ以上であり、且つ、全周平均の磁束密度Ｂ５０が１．５５Ｔ以上であった場合、より高い磁束密度を備える無方向性電磁鋼板であると判断した。
鉄損Ｗ１０／４００に関しては、圧延方向に対して４５°方向に採取した上記試料を用いて、上述の方法により４５°方向の鉄損Ｗ１０／４００を求めた。
さらに、圧縮応力下での鉄損Ｗ１０／５０の鉄損劣化率Ｗ_ｘ［％］に関しては、応力なしでの鉄損Ｗ１０／５０をＷ１０／５０（０）、１０ＭＰａの圧縮応力下での鉄損Ｗ１０／５０をＷ１０／５０（１０）としたとき、以下の式で鉄損劣化率Ｗ_ｘを算出した。なお、鉄損Ｗ１０／５０は、圧延方向に対して４５°方向に採取した試料と単板磁気測定装置とを用いて、最大磁束密度が１．０Ｔになるように４０Ｈｚの交流磁場をかけたときに生じる、全周平均のエネルギーロス（Ｗ／ｋｇ）を測定することで得た。
４５°方向の鉄損Ｗ１０／４００が１６．０Ｗ／ｋｇ以下であり、且つ、鉄損劣化率Ｗ_ｘが４０．０％以下であった場合、低鉄損の無方向性電磁鋼板であるとして合格と判定した。一方、４５°方向の鉄損Ｗ１０／４００が１６．０Ｗ／ｋｇ超であった場合、または鉄損劣化率Ｗ_ｘが４０．０％超であった場合、低鉄損の無方向性電磁鋼板でないとして不合格と判定した。
引張強さについては、鋼板の圧延方向を長手方向としたＪＩＳ５号試験片を採取して、ＪＩＳ Ｚ２２４１：２０１１に準拠した引張試験にて求めた。引張強さが６００ＭＰａ以上であった場合、高強度の無方向性電磁鋼板であるとして合格と判定した。一方、引張強さが６００ＭＰａ未満であった場合、高強度の無方向性電磁鋼板でないとして不合格と判定した。
測定結果を表３に示す。
Ｗ_ｘ＝｛Ｗ１０／５０（１０）－Ｗ１０／５０（０）｝／Ｗ１０／５０（０）

表１、表２および表３中の下線は、本発明の範囲から外れた条件であること、製造条件が好ましくないこと、または特性値が好ましくないことを示している。本発明例であるＮｏ．１、Ｎｏ．４、Ｎｏ．７、Ｎｏ．８およびＮｏ．１４～１７は、磁束密度Ｂ５０、鉄損Ｗ１０／４００、鉄損劣化率および引張強さのすべてで良好な値であった。

一方、比較例であるＮｏ．２は、仕上げ圧延後に急冷したことから｛４１１｝＜０１１＞率が小さくなり、圧縮応力下での鉄損劣化率が大きかった。また、仕上げ焼鈍での焼鈍時間が長すぎたため、平均結晶粒径が大きくなり過ぎ、引張強さが不足した。
比較例であるＮｏ．３は、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕからなる群から選ばれる１種以上の総計が不足し、かつα－γ変態が生じない組成であったため、｛４１１｝＜０１１＞率が小さくなり、磁束密度Ｂ５０（４５°方向）、鉄損Ｗ１０／４００および鉄損劣化率が劣った。Ｎｏ．３はα－γ変態が生じない組成であったため、Ａｒ１点、Ａｃ１点、Ａｃ３点を記載していない。
比較例であるＮｏ．５では、仕上げ圧延温度ＦＴがＡｒ１点よりも低かったため｛４１１｝＜０１１＞率が小さくなり、磁束密度Ｂ５０（４５°方向）、鉄損Ｗ１０／４００および鉄損劣化率が劣った。
比較例であるＮｏ．６では、仕上げ圧延の最終パスを通過してから冷却を開始するまでの時間が短すぎ、さらに、仕上げ焼鈍温度が高すぎたため、｛４１１｝＜０１１＞率が小さくなり、磁束密度Ｂ５０（４５°方向）、鉄損Ｗ１０／４００および鉄損劣化率が劣った。

比較例であるＮｏ．９は、Ｓｉが不足し、さらには仕上げ焼鈍での焼鈍時間が短すぎたため、｛４１１｝＜０１１＞率が小さくなり、さらに平均結晶粒径が小さくなり過ぎた。その結果、磁束密度Ｂ５０（４５°方向）および鉄損Ｗ１０／４００が劣った。
比較例であるＮｏ．１０は、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕからなる群から選ばれる１種以上の総計が過剰であったため、磁束密度Ｂ５０が４５°方向、全周平均ともに劣った。また、偏析により冷間圧延時に一部で二枚割れが生じていた。
比較例であるＮｏ．１１は、スキンパス圧延を行わなかったため｛４１１｝＜０１１＞率が小さくなり、磁束密度Ｂ５０（４５°方向）、鉄損Ｗ１０／４００および鉄損劣化率が劣った。
比較例であるＮｏ．１２は、スキンパス圧延での圧下率ＲＲ２が大きすぎたため、｛４１１｝＜０１１＞率が小さくなり、磁束密度Ｂ５０（４５°方向）および鉄損Ｗ１０／４００が劣った。
また、比較例であるＮｏ．１３、Ｎｏ．１８～２４は、好ましい製造条件を外れたため、所望の金属組織が得られず、また所望の特性を得ることができなかった。

本発明に係る上記態様によれば、低鉄損且つ高磁束密度であり、且つ高強度の無方向性電磁鋼板を提供することができる。

Claims (3)

1. 質量％で、
   Ｃ ：０．０１００％以下、
   Ｓｉ：１．５％～４．０％、
   ｓｏｌ．Ａｌ：０．０００１％～１．０００％、
   Ｓ ：０．０１００％以下、
   Ｎ ：０．０１００％以下、
   Ｍｎ、ＮｉおよびＣｕからなる群から選ばれる１種以上：総計で２．５％～５．０％、
   Ｃｏ：０．０％～１．０％、
   Ｓｎ：０．００％～０．４０％、
   Ｓｂ：０．００％～０．４０％、
   Ｐ ：０．０００％～０．４００％、および
   Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、ＺｎおよびＣｄからなる群から選ばれる１種以上：総計で０．０００％～０．０１０％を含有し、
   Ｍｎ含有量（質量％）を［Ｍｎ］、Ｎｉ含有量（質量％）を［Ｎｉ］、Ｃｕ含有量（質量％）を［Ｃｕ］、Ｓｉ含有量（質量％）を［Ｓｉ］、ｓｏｌ．Ａｌ含有量（質量％）を［ｓｏｌ．Ａｌ］、Ｐ含有量（質量％）を［Ｐ］としたときに、以下の（１）式を満たし、
   残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有し、
   ＥＢＳＤにより測定した際の｛ｈｋｌ｝＜ｕｖｗ＞方位（裕度１０°以内）の結晶方位を有する結晶粒の面積率をＡｈｋｌ－ｕｖｗと表記したとき、Ａ４１１－０１１が１５．０％以上であり、
   平均結晶粒径が１０．０μｍ～４０．０μｍであることを特徴とする無方向性電磁鋼板。
   （２×［Ｍｎ］＋２．５×［Ｎｉ］＋［Ｃｕ］）－（［Ｓｉ］＋２×［ｓｏｌ．Ａｌ］＋４×［Ｐ］）≧１．５０％ ・・・（１）
2. ＥＢＳＤにより測定した際のＧＯＳ（Ｇｒａｉｎ Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ Ｓｐｒｅａｄ）値の個数平均値をＧｓとしたとき、Ｇｓが０．５～０．８であることを特徴とする請求項１に記載の無方向性電磁鋼板。
3. 圧延方向に対して４５°方向の磁束密度Ｂ５０が１．７０Ｔ以上であり、前記圧延方向に対して４５°方向の鉄損Ｗ１０／４００が１６．０Ｗ／ｋｇ以下であることを特徴とする請求項１又は２に記載の無方向性電磁鋼板。