JP7530006B2 - 無方向性電磁鋼板、コア、冷間圧延鋼板、無方向性電磁鋼板の製造方法および冷間圧延鋼板の製造方法 - Google Patents

無方向性電磁鋼板、コア、冷間圧延鋼板、無方向性電磁鋼板の製造方法および冷間圧延鋼板の製造方法 Download PDF

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Description

本発明は、無方向性電磁鋼板、コア、冷間圧延鋼板、無方向性電磁鋼板の製造方法および冷間圧延鋼板の製造方法に関する。
本願は、２０２０年０４月１０日に、日本に出願された特願２０２０－０７０８８３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、自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。低鉄損及び高い磁束密度を得るための解決策として集合組織制御があり、これまで、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）に略平行な組織が形成される。
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としている。
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。また、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としている。
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温度以上とする場合に、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｝方位から２０°回転した｛４１１｝方位を発達させる技術も提案されている。特許文献４～７には、いずれも｛４１１｝方位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｝方位の集積度より｛２１１｝方位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｝方位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、スラブ加熱温度を７００℃以上１１５０℃以下、仕上げ圧延の開始温度を６５０℃以上８５０℃以下、仕上げ圧延の終了温度を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｝方位および｛４１１｝方位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、無方向性電磁鋼板の製造方法において、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からであると考えられた。
また、特許文献４～７による技術では｛４１１｝方位は発達するものの、面内方位の＜０１１＞方位への集積が弱く、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＞方位に揃わない、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｝方位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。
本発明は上記の問題点を鑑み、製造負荷が高くならない製造方法を前提として、応力感受性および４５°方向の優れた磁気特性を得ることができる無方向性電磁鋼板、それを用いたコア、その無方向性電磁鋼板を製造するための冷間圧延鋼板、無方向性電磁鋼板の製造方法および冷間圧延鋼板の製造方法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、圧延面と平行な面における｛４１１｝＜０１１＞方位の結晶粒の割合、平均結晶粒径を制御することが重要であることが分かった。また、これらを制御する場合、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重要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、熱間圧延後に所定の条件で冷却して粒径を最適化し、さらに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、さらに適切な圧下率で２回目の冷間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重要であることが明らかになった。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：１．５０％～４．００％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０００１％～１．００％、Ｓ：０．０１００％以下、Ｎ：０．０１００％以下、Ｍｎ、Ｎｉ、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％～１．０％、Ｓｎ：０％～０．４０％、Ｓｂ：０％～０．４０％、Ｐ：０％～０．４００％、及びＭｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ、Ｃｄからなる群から選ばれる１種以上：総計で０％～０．０１０％を含有し、質量％での、Ｍｎ含有量を［Ｍｎ］、Ｎｉ含有量を［Ｎｉ］、Ｃｕ含有量を［Ｃｕ］、Ｓｉ含有量を［Ｓｉ］、ｓｏｌ．Ａｌ含有量を［ｓｏｌ．Ａｌ］、Ｐ含有量を［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、表面から板厚の１／２の深さの圧延面に平行な面をＳＥＭ－ＥＢＳＤで測定した際の｛ｈｋｌ｝＜ｕｖｗ＞方位の結晶粒の全視野に対する面積率を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５０μｍ～１５０μｍである。
（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では、表面をＳＥＭ－ＥＢＳＤで測定してφ２＝４５°のＯＤＦを作成した際に、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では、前記表面から板厚の１／２の深さの圧延面に平行な面を前記ＳＥＭ－ＥＢＳＤで測定した際の特定方位の全視野に対する面積率について、以下の（２）式及び（３）式の両方を満たしてもよい。
Ａ４１１－０１１／Ａ４１１－１４８ ≧１．１ ・・・（２）
Ａ４１１－０１１／Ａ１００－０１１ ≧２．０ ・・・（３）
［４］本発明の別の態様に係る無方向性電磁鋼板では、質量％で、Ｃ：０．０１００％以下、Ｓｉ：１．５０％～４．００％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０００１％～１．００％、Ｓ：０．０１００％以下、Ｎ：０．０１００％以下、Ｍｎ、Ｎｉ、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％～１．０％、Ｓｎ：０％～０．４０％、Ｓｂ：０％～０．４０％、Ｐ：０％～０．４００％、及びＭｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ、Ｃｄからなる群から選ばれる１種以上：総計で０％～０．０１０％を含有し、質量％での、Ｍｎ含有量を［Ｍｎ］、Ｎｉ含有量を［Ｎｉ］、Ｃｕ含有量を［Ｃｕ］、Ｓｉ含有量を［Ｓｉ］、ｓｏｌ．Ａｌ含有量を［ｓｏｌ．Ａｌ］、Ｐ含有量を［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、表面から板厚の１／２の深さの圧延面に平行な面をＳＥＭ－ＥＢＳＤで測定した際の全視野に対するαファイバーの結晶方位を有する結晶粒の面積率Ａsαが２０．０％以上であり、前記ＳＥＭ－ＥＢＳＤで測定してＯＤＦを作成した際の｛１００｝＜０１１＞方位のＯＤＦ強度が１５．０以下であり、前記ＳＥＭ－ＥＢＳＤで測定した際の全視野に対するＧＯＳの個数平均値をＧｓとしたとき、前記Ｇｓが０．８以上３．０以下である。
（２×［Ｍｎ］＋２．５×［Ｎｉ］＋［Ｃｕ］）－（［Ｓｉ］＋２×［ｓｏｌ．Ａｌ］＋４×［Ｐ］）≧１．５０％ ・・・（１）
［５］本発明の別の態様に係るコアは、［１］～［３］のいずれかに記載の無方向性電磁鋼板を含む。
［６］本発明の別の態様に係るコアは、［４］に記載の無方向性電磁鋼板を含む。
［７］本発明の別の態様に係る冷間圧延鋼板は、［１］～［４］のいずれかに記載の無方向性電磁鋼板の製造に用いられる冷間圧延鋼板であって、質量％で、Ｃ：０．０１００％以下、Ｓｉ：１．５０％～４．００％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０００１％～１．００％、Ｓ：０．０１００％以下、Ｎ：０．０１００％以下、Ｍｎ、Ｎｉ、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％～１．０％、Ｓｎ：０％～０．４０％、Ｓｂ：０％～０．４０％、Ｐ：０％～０．４００％、及びＭｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ、Ｃｄからなる群から選ばれる１種以上：総計で０％～０．０１０％を含有し、質量％での、Ｍｎ含有量を［Ｍｎ］、Ｎｉ含有量を［Ｎｉ］、Ｃｕ含有量を［Ｃｕ］、Ｓｉ含有量を［Ｓｉ］、ｓｏｌ．Ａｌ含有量を［ｓｏｌ．Ａｌ］、Ｐ含有量を［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、表面から板厚の１／２の深さの圧延面に平行な面をＳＥＭ－ＥＢＳＤで測定した際の全視野に対するαファイバーの結晶方位を有する結晶粒の面積率Ａaαが１５．０％以上である。
（２×［Ｍｎ］＋２．５×［Ｎｉ］＋［Ｃｕ］）－（［Ｓｉ］＋２×［ｓｏｌ．Ａｌ］＋４×［Ｐ］）≧１．５０％ ・・・（１）
［８］本発明の別の態様に係る無方向性電磁鋼板の製造方法は、［１］～［３］のいずれかに記載の無方向性電磁鋼板の製造方法であって、質量％で、Ｃ：０．０１００％以下、Ｓｉ：１．５０％～４．００％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０００１％～１．００％、Ｓ：０．０１００％以下、Ｎ：０．０１００％以下、Ｍｎ、Ｎｉ、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％～１．０％、Ｓｎ：０％～０．４０％、Ｓｂ：０％～０．４０％、Ｐ：０％～０．４００％、及びＭｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ、Ｃｄからなる群から選ばれる１種以上：総計で０％～０．０１０％を含有し、質量％での、Ｍｎ含有量を［Ｍｎ］、Ｎｉ含有量を［Ｎｉ］、Ｃｕ含有量を［Ｃｕ］、Ｓｉ含有量を［Ｓｉ］、ｓｏｌ．Ａｌ含有量を［ｓｏｌ．Ａｌ］、Ｐ含有量を［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する鋼材に対して、仕上げ圧延の最終パスをＡｒ３温度以上の温度で行うように熱間圧延を行って熱間圧延鋼板を得る熱間圧延工程と、前記熱間圧延工程後の前記熱間圧延鋼板を冷却する冷却工程と、前記冷却工程後の前記熱間圧延鋼板に対して冷間圧延を行って冷間圧延鋼板を得る冷間圧延工程と、前記冷間圧延鋼板に対して中間焼鈍を行う中間焼鈍工程と、前記中間焼鈍工程後の前記冷間圧延鋼板に対してスキンパス圧延を行って無方向性電磁鋼板を得るスキンパス圧延工程と、前記スキンパス圧延工程後の前記無方向性電磁鋼板に対して７５０℃以上Ａｃ１温度以下の焼鈍温度、２時間以上の焼鈍時間で仕上げ焼鈍を行う仕上げ焼鈍工程と、を有し、前記冷却工程では、仕上げ圧延の最終パスから０．１０秒以上経過してから冷却を開始し、３秒後に３００℃以上Ａｒ１温度以下にして変態させ、前記スキンパス圧延工程での圧下率を５～２０％とする。
（２×［Ｍｎ］＋２．５×［Ｎｉ］＋［Ｃｕ］）－（［Ｓｉ］＋２×［ｓｏｌ．Ａｌ］＋４×［Ｐ］）≧１．５０％ ・・・（１）
［９］本発明の別の態様に係る無方向性電磁鋼板の製造方法は、［４］に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法であって、質量％で、Ｃ：０．０１００％以下、Ｓｉ：１．５０％～４．００％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０００１％～１．００％、Ｓ：０．０１００％以下、Ｎ：０．０１００％以下、Ｍｎ、Ｎｉ、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％～１．０％、Ｓｎ：０％～０．４０％、Ｓｂ：０％～０．４０％、Ｐ：０％～０．４００％、及びＭｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ、Ｃｄからなる群から選ばれる１種以上：総計で０％～０．０１０％を含有し、質量％での、Ｍｎ含有量を［Ｍｎ］、Ｎｉ含有量を［Ｎｉ］、Ｃｕ含有量を［Ｃｕ］、Ｓｉ含有量を［Ｓｉ］、ｓｏｌ．Ａｌ含有量を［ｓｏｌ．Ａｌ］、Ｐ含有量を［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する鋼材に対して、仕上げ圧延の最終パスをＡｒ３温度以上の温度で行うように熱間圧延を行って熱間圧延鋼板を得る熱間圧延工程と、前記熱間圧延工程後の前記熱間圧延鋼板を冷却する冷却工程と、前記冷却工程後の前記熱間圧延鋼板に対して冷間圧延を行って冷間圧延鋼板を得る冷間圧延工程と、前記冷間圧延鋼板に対して中間焼鈍を行う中間焼鈍工程と、前記中間焼鈍工程後の前記冷間圧延鋼板に対してスキンパス圧延を行って無方向性電磁鋼板を得るスキンパス圧延工程と、を有し、前記冷却工程では、仕上げ圧延の最終パスから０．１０秒以上経過してから冷却を開始し、３秒後に３００℃以上Ａｒ１温度以下にして変態させ、前記スキンパス圧延工程での圧下率を５～２０％とする。
（２×［Ｍｎ］＋２．５×［Ｎｉ］＋［Ｃｕ］）－（［Ｓｉ］＋２×［ｓｏｌ．Ａｌ］＋４×［Ｐ］）≧１．５０％ ・・・（１）
［１０］上記［８］または［９］に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法では、前記冷却工程では、前記冷却工程後の前記熱間圧延鋼板の平均結晶粒径を３～１０μｍとしてもよい。
［１１］上記［８］～［１０］のいずれかに記載の無方向性電磁鋼板の製造方法では、前記冷間圧延工程での圧下率を７５～９５％としてもよい。
［１２］上記［８］～［１１］のいずれかに記載の無方向性電磁鋼板の製造方法では、前記中間焼鈍工程では、焼鈍温度をＡｃ１温度以下としてもよい。
［１３］本発明の別の態様に係る冷間圧延鋼板の製造方法は、［７］に記載の冷間圧延鋼板の製造方法であって、質量％で、Ｃ：０．０１００％以下、Ｓｉ：１．５０％～４．００％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０００１％～１．００％、Ｓ：０．０１００％以下、Ｎ：０．０１００％以下、Ｍｎ、Ｎｉ、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％～１．０％、Ｓｎ：０％～０．４０％、Ｓｂ：０％～０．４０％、Ｐ：０％～０．４００％、及びＭｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ、Ｃｄからなる群から選ばれる１種以上：総計で０％～０．０１０％を含有し、質量％での、Ｍｎ含有量を［Ｍｎ］、Ｎｉ含有量を［Ｎｉ］、Ｃｕ含有量を［Ｃｕ］、Ｓｉ含有量を［Ｓｉ］、ｓｏｌ．Ａｌ含有量を［ｓｏｌ．Ａｌ］、Ｐ含有量を［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する鋼材に対して、仕上げ圧延の最終パスをＡｒ３温度以上の温度で行うように熱間圧延を行って熱間圧延鋼板を得る熱間圧延工程と、前記熱間圧延工程後の前記熱間圧延鋼板を冷却する冷却工程と、前記冷却工程後の前記熱間圧延鋼板に対して冷間圧延を行って冷間圧延鋼板を得る冷間圧延工程と、前記冷間圧延鋼板に対して中間焼鈍を行う中間焼鈍工程と、を有し、前記冷却工程では、仕上げ圧延の最終パスから０．１０秒以上経過してから冷却を開始し、３秒後に３００℃以上Ａｒ１温度以下にして変態させる。
（２×［Ｍｎ］＋２．５×［Ｎｉ］＋［Ｃｕ］）－（［Ｓｉ］＋２×［ｓｏｌ．Ａｌ］＋４×［Ｐ］）≧１．５０％ ・・・（１）
［１４］上記［１３］に記載の冷間圧延鋼板の製造方法は、前記冷却工程では、前記冷却工程後の前記熱間圧延鋼板の平均結晶粒径を３～１０μｍとしてもよい。
［１５］上記［１３］または［１４］に記載の冷間圧延鋼板の製造方法は、前記冷間圧延工程での圧下率を７５～９５％としてもよい。
［１６］上記［１３］～［１５］のいずれかに記載の冷間圧延鋼板の製造方法は、
前記中間焼鈍工程では、焼鈍温度をＡｃ１温度以下としてもよい。
本発明の上記態様によれば、応力感受性および４５°方向の優れた磁気特性を備えた無方向性電磁鋼板、それを用いたコア、その無方向性電磁鋼板を製造するための冷間圧延鋼板、無方向性電磁鋼板の製造方法および冷間圧延鋼板の製造方法を提供することができる。
以下、本発明の一実施形態に係る無方向性電磁鋼板（本実施形態に係る無方向性電磁鋼板）、コア（本実施形態に係るコア）、冷間圧延鋼板（本実施形態に係る冷間圧延鋼板）、及びそれらの製造方法について詳細に説明する。
まず、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板及びその製造に用いられる（素材となる）鋼材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。
本実施形態に係る無方向性電磁鋼板、及び冷間圧延鋼板は、フェライト－オーステナイト変態（以下、α－γ変態）がある程度生じ得る化学組成（全体がγに変態しなくても、加熱した際に一定量のγが生じる化学組成）であって、Ｃ：０．０１００％以下、Ｓｉ：１．５０％～４．００％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０００１％～１．００％、Ｓ：０．０１００％以下、Ｎ：０．０１００％以下、Ｍｎ、Ｎｉ、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％～１．０％、Ｓｎ：０％～０．４０％、Ｓｂ：０％～０．４０％、Ｐ：０％～０．４００％、及びＭｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ、及びＣｄからなる群から選ばれる１種以上：総計で０％～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、が例示される。
（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、鉄損を高めたり、磁気時効を引き起こしたりする元素である。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。Ｃ含有量は、好ましくは０．００５０％以下、より好ましくは０．００２５％以下である。Ｃ含有量の下限は特に限定しないが、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：１．５０％～４．００％）
Ｓｉは、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元素である。Ｓｉ含有量が１．５０％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１．５０％以上とする。
一方、Ｓｉ含有量が４．００％超では、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４．００％以下とする。
（ｓｏｌ．Ａｌ：０．０００１％～１．００％）
ｓｏｌ．Ａｌは、電気抵抗を増大させて、渦電流損を減少させ、鉄損を低減する元素である。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元素である。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。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、Ａｌには製鋼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。
一方、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が１．００％超では、磁束密度が低下する。従って、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は１．００％以下とする。
（Ｓ：０．０１００％以下）
Ｓは、必須元素ではなく、例えば鋼中に不純物として含有される。Ｓは、微細なＭｎＳとして析出し、焼鈍における再結晶及び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る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。Ｓ含有量の下限は特に限定しないが、精錬時の脱硫処理のコストを踏まえ、Ｓ含有量は、０．０００３％以上とすることが好ましい。
（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磁気特性を劣化させる。そのため、Ｎ含有量は低ければ低いほどよい。このような磁気特性の劣化は、Ｎ含有量が０．０１００％超で顕著であるので、Ｎ含有量は０．０１００％以下とする。Ｎ含有量の下限は特に限定しないが、精錬時の脱窒処理のコストを踏まえ、Ｎ含有量は、０．００１０％以上とすることが好ましい。
（Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕからなる群から選ばれる１種以上：総計で２．５％～５．０％）
これらの元素は、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、これらの元素の少なくとも１種を総計で２．５％以上含有させる必要がある。
一方で、含有量が総計で５．０％を超えると、コスト高となるだけでなく、磁束密度が低下する場合もある。したがって、これらの元素の少なくとも１種を総計で５．０％以下とする。
また、α－γ変態が生じ、かつ良好な磁気特性を得る条件として、さらに以下の条件を満たす必要がある。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、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、あるいは生じたとしても変態点が高いため、後述の製造方法を適用しても、十分な磁束密度が得られない。
（Ｃｏ：０％～１．０％）
Ｃｏは磁束密度を上げる元素である。そのため、必要に応じて含有させてもよい。
一方、Ｃｏが過剰に含まれるとコスト高となる。したがって、Ｃｏ含有量は１．０％以下とする。
（Ｓｎ：０％～０．４０％、Ｓｂ：０％～０．４０％）
ＳｎやＳｂは冷間圧延、再結晶後の集合組織を改善して、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。磁気特性等のさらなる効果を付与する場合には、０．０２％～０．４０％のＳｎ、及び０．０２％～０．４０％のＳｂからなる群から選ばれる１種以上を含有することが好ましい。
一方、これらの元素が過剰に含まれると鋼が脆化する。したがって、Ｓｎ含有量、Ｓｂ含有量はいずれも０．４０％以下とする。
（Ｐ：０％～０．４００％）
Ｐは再結晶後の鋼板の硬度を確保するために有効な元素である。また、Ｐは、磁気特性への好適な影響を有する元素でもある。そのため、含有させてもよい。これらの効果を得る場合には、Ｐ含有量を０．０２０％以上とすることが好ましい。
一方、Ｐが過剰に含まれると鋼が脆化する。したがって、Ｐ含有量は０．４００％以下とする。
（Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ、及びＣｄからなる群から選ばれる１種以上：総計で０％～０．０１０％）
Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ及び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及び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の析出物の粒径は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の析出物に付着し、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。これらの作用効果を十分に得るためには、これらの元素の総計が０．０００５％以上であることが好ましい。より好ましくは０．００１％以上である。
一方、これらの元素の総計が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。
化学組成については、以下の方法で求める。
化学組成については、鋼の一般的な分析方法によって測定すればよい。例えば、化学組成はＩＣＰ－ＡＥＳ（Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ Ｃｏｕｐｌｅｄ Ｐｌａｓｍａ－Ａｔｏｍｉｃ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）を用いて測定すればよい。具体的には、鋼板から採取した試験片を予め作成した検量線に基づいた条件で所定の測定装置にて測定することにより、化学組成が特定される。ＣおよびＳは燃焼－赤外線吸収法を用いて測定し、Ｎは不活性ガス融解－熱伝導度法を用いて測定すればよい。
表面に絶縁被膜を有している場合には、ミニターなどにより機械的に除去したのちに分析に供すればよい。
次に、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板が有する集合組織について説明する。
まず、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板の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、ＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓ７．３（ＴＳＬ社製）を用いて、下記測定条件で観察した電子線後方散乱回折（ＥＢＳＤ：Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）付き走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ：Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）による測定領域の中から、目的とする特定方位を抽出（トレランスは１０°に設定、以下裕度１０°以内と表記）する。その抽出した面積を、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｝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」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。
各方位粒の面積率を求める測定条件の詳細は、次の通りである。
・測定装置：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：表面から板厚の１／２の深さの圧延面に平行な面
・測定領域：１０００μｍ以上×１０００μｍ以上の矩形の領域
本実施形態に係る無方向性電磁鋼板においては、上述の要領で、表面（表面に絶縁被膜を有している場合には、絶縁被膜を除く鋼板表面、以下同様）を電子線後方散乱回折付き走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ－ＥＢＳＤ）で測定した際の、｛４１１｝＜０１１＞率（｛ｈｋｌ｝＜ｕｖｗ＞方位（裕度１０°以内）の結晶粒の全視野に対する面積率をＡｈｋｌ－ｕｖｗと表記したときの、Ａ４１１－０１１）を１５．０％以上とする。｛４１１｝＜０１１＞率が１５．０％未満であると、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、好ましくは２５．０％以上とする。上限は特に限定されない。
また、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板では、表面をＳＥＭ－ＥＢＳＤで測定した際に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。｛４１１｝＜０１１＞方位は、｛４１１｝＜１４８＞等の｛４１１｝＜ｕｖｗ＞方位のうちの他の方位と比べて、４５°方向磁気特性に優れる。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。
一方で、表面をＳＥＭ－ＥＢＳＤで測定した際に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。｛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ので、かしめコア等での磁性劣化が少ない。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。
鋼板における特定方位範囲内の最大強度、特定方位の強度（ＯＤＦ強度）の判定方法について説明する。ＳＥＭ－ＥＢＳＤによる測定領域にて、ＯＩＭ 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、特定方位（φ1、Φの角度にて方位を規定）のＯＤＦ ｖａｌｕｅを当該方位のＯＤＦ強度とする。
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、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板では、ＳＥＭ－ＥＢＳＤで測定した際の全視野（視野全体）に対する特定方位（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。｛ｈｋｌ｝＜ｕｖｗ＞方位（裕度１０°以内）の結晶方位を有する結晶粒の全視野に対する面積率をＡｈｋｌ－ｕｖｗ、｛ｈｋｌ｝方位（裕度１０°以内）の結晶方位を有する結晶粒の全視野に対する面積率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 ≧２．０ ・・・（３）
（２）式について、｛４１１｝＜０１１＞方位は、｛４１１｝＜１４８＞等の｛４１１｝＜ｕｖｗ＞方位のうちの他の方位と比べて、４５°方向磁気特性に優れる。よって、｛４１１｝＜０１１＞率が｛４１１｝＜１４８＞率を、上回ることが好ましく、｛４１１｝＜０１１＞率が｛４１１｝＜０１１＞率の１．１倍以上である（Ａ４１１－１４８に対するＡ４１１－０１１の比が、１．１以上である）ことがより好ましい。
また、（３）式について、磁気特性の応力感受性は、｛４１１｝＜０１１＞方位の方が｛１００｝＜０１１＞方位と比べて低いため、｛４１１｝＜０１１＞率が｛１００｝＜０１１＞率を上回ることが好ましく、｛４１１｝＜０１１＞率が｛１００｝＜０１１＞率の２．０倍以上であることがより好ましい。
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。結晶粒が粗大化せずに平均結晶粒径が小さすぎると、鉄損が悪化する。一方、結晶粒が過度に粗大化して平均結晶粒径が大きすぎると、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５０μｍ～１５０μｍとする。粒径の測定方法は、例えばＪＩＳ Ｇ０５５１（２０２０）の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、０．２５～０．５０ｍｍである。通常、板厚が薄くなれば、鉄損は低くなるものの、磁束密度が低くなる。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０．５０ｍｍ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０．３０ｍｍである。
上述の無方向性電磁鋼板は、後述する、熱間圧延、冷却、冷間圧延、中間焼鈍、スキンパス圧延、及び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。
次に、仕上げ焼鈍を行う前（スキンパス圧延を行った後）の無方向性電磁鋼板の特徴を説明する。
本実施形態に係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、以下のＧＯＳ（Ｇｒａｉｎ Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ Ｓｐｒｅａｄ）値を有している。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。スキンパス圧延後において、ＧＯＳ値が小さい、すなわち低歪み状態であると、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を３．０以下とする。
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３．０以下とする。
Ｇｓの算出方法について説明する。
上記の結晶方位を規定した際のＳＥＭ－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、それをＧｓとする。
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、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。そのため、本実施形態に係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（Ａｓα）は２０．０％以上とする。Ａｓαは、好ましくは２５．０％以上である。
本実施形態ではαファイバーは｛ｈｋｌ｝＜０１１＞方位とする。
αファイバー率の測定方法について説明する。
表面から板厚の１／２の深さのＳＥＭ－ＥＢＳＤによる測定領域にて、ＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓ７．３を用いて、｛ｈｋｌ｝＜０１１＞方位を抽出（裕度１０°以内）する。その抽出した面積を、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。
また、本実施形態に係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は、｛１００｝＜０１１＞方位のＯＤＦ強度を１５．０以下とする。ここで、｛１００｝＜０１１＞方位のＯＤＦ強度は上記の結晶方位を規定した際のＳＥＭ－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１５．０以下にすることで、続く仕上げ焼鈍後の｛４１１｝＜０１１＞方位を強化することができる。
｛１００｝＜０１１＞方位をはじめとする特定方位のＯＤＦ強度は、以下の方法で求める。
ＳＥＭ－ＥＢＳＤによる測定領域にて、ＯＩＭ 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（φ1、Φの角度にて方位を規定）のＯＤＦ ｖａｌｕｅを当該方位のＯＤＦ強度とする。
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。コアの用途は、例えば次のとおりである。
（Ａ）電機機器に用いられるサーボモータ、ステッピングモータ、コンプレッサー
（Ｂ）電気ビークル、ハイブリッドビークルに用いられる駆動モータ。ここで、ビークルとは、自動車、自動二輪車、鉄道等を含む。
（Ｃ）発電機
（Ｄ）種々の用途の鉄心、チョークコイル、リアクトル
（Ｅ）電流センサー、等
本実施形態に係る無方向性電磁鋼板は、上記用途以外の用途にも適用可能である。本実施形態に係る無方向性電磁鋼板は特に、鋼板の圧延方向から４５°方向をコアの主たる磁化方向とするように設計される分割コアとしての利用に好適であり、さらに、１０００Ｈｚ以上の高周波数域に適用される、電気ビークル又はハイブリッドビークルの駆動モータの分割コア等に好適である。
次に、本実施形態に係る冷間圧延鋼板について説明する。
本実施形態に係る冷間圧延鋼板は、上述した無方向性電磁鋼板の製造に用いられる冷間圧延鋼板である。
冷間圧延鋼板から無方向性電磁鋼板を製造する際に、化学組成は実質的に変化しないので、本実施形態に係る冷間圧延鋼板の化学組成は、上述した本実施形態に係る無方向性電磁鋼板と同じ範囲とする。
また、本実施形態に係る冷間圧延鋼板は、表面から板厚の１／２の深さの圧延面に平行な面をＳＥＭ－ＥＢＳＤで測定した際の全視野に対するαファイバーの結晶方位を有する結晶粒の面積率Ａaαが１５．０％以上である。
Ａaαが１５．０％未満の場合、軽圧下冷間圧延（スキンパス圧延）後のαファイバー率（Ａｓα）が２０．０％以上とならず、また、仕上げ焼鈍後の｛４１１｝＜０１１＞率が１５．０％以上とならない。
次に、本実施形態に係るコアについて説明する。
本実施形態に係るコアは、上述した本実施形態に係るスキンパス圧延後（仕上げ焼鈍前）の無方向性電磁鋼板を打ち抜き、積層することによって形成されたコア（本実施形態に係るスキンパス圧延後（仕上げ焼鈍前）の無方向性電磁鋼板を含むコア）である。または、本実施形態に係るコアは、上述した本実施形態に係る無方向性電磁鋼板によって形成されたコア（本実施形態に係る無方向性電磁鋼板を含むコア）である。
次に、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板の製造方法の一例について説明する。本実施形態に係る無方向性電磁鋼板は、熱間圧延工程、冷却工程、冷間圧延工程、中間焼鈍工程、２回目の冷間圧延（軽圧下冷間圧延工程、以下、スキンパス圧延工程）、仕上げ焼鈍工程を含む製造方法によって得られる。
また、仕上げ焼鈍前までの工程（熱間圧延工程、冷却工程、冷間圧延工程、中間焼鈍工程、スキンパス圧延工程）によれば、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板（スキンパス圧延後（仕上げ焼鈍前））が得られる。
以下、各工程の好ましい条件について説明する。
以下、本実施形態において、Ａｒ３温度、Ａｒ１温度、Ａｃ１温度（いずれも単位は℃）は、以下の方法で求めたものを用いる。
Ａｒ３温度及びＡｒ１温度は、１℃／秒の平均冷却速度で冷却中の鋼材（鋼板）の熱膨張変化から求め、Ａｃ１温度は、１℃／秒の平均加熱速度で加熱中の鋼材（鋼板）の熱膨張変化から求める。
（熱間圧延工程）
熱間圧延工程では、上述の化学組成を満たす鋼材に対して熱間圧延を実施して熱間圧延鋼板を製造する。熱間圧延工程は、加熱過程と、圧延過程とを備える。
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（その後の工程では化学組成は実質的に変化しない）。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。
加熱過程では、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。
圧延過程では、加熱過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、熱間圧延鋼板を製造する。ここで、「パス」とは、一対のワークロールを有する１つの圧延スタンドを鋼板が通過して圧下を受けることを意味する。熱間圧延はたとえば、一列に並んだ複数の圧延スタンド（各圧延スタンドは一対のワークロールを有する）を含むタンデム圧延機を用いてタンデム圧延を実施して、複数回パスの圧延を実施してもよいし、一対のワークロールを有するリバース圧延を実施して、複数回パスの圧延を実施してもよい。生産性の観点から、タンデム圧延機を用いて複数回の圧延パスを実施するのが好ましい。
圧延過程（粗圧延および仕上げ圧延）での圧延は、γ域（Ａｒ３温度以上）の温度で行うことが好ましい。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Ａｒ３温度以上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。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。
（冷却工程）
熱間圧延工程後、鋼板（熱間圧延鋼板）を冷却する。こ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、高歪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から０．１０秒後以降に（０．１０秒以上経過してから）冷却を開始し、３秒後に熱間圧延鋼板の表面温度が３００℃以上Ａｒ１温度以下となるように、冷却する（直後急冷しないようにする）。このように直後急冷を回避することによって、特殊な急冷装置が不要となり、製造（コスト）上のメリットにもなる。また、熱間圧延鋼板の集合組織は、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、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、直後急冷を行わない場合には部分再結晶オーステナイトが変態した組織になり、その後の仕上げ焼鈍後の組織において｛４１１｝＜０１１＞方位に集積すると推察される。よって、｛４１１｝＜０１１＞率を高めるため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。
また、冷却条件としては、冷間圧延前の熱間圧延鋼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。過度に微細化されることのない好適な結晶粒径において、その後冷間圧延を施すと、中間焼鈍後にαファイバーが発達し、続くスキンパス、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。一方、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。
冷間圧延前の熱間圧延鋼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温度以下の温度とすればよい。
冷却停止温度が、３００℃未満であると、熱間圧延鋼板での平均結晶粒径が過度に微細化される。そのため、冷却停止温度を３００℃以上とする。
熱間圧延鋼板温度（特に仕上げ圧延温度）、仕上げ圧延の最終パスを通過してから３秒後の熱間圧延鋼板の表面温度は、次の方法で測定する。
電磁鋼板の製造に用いられる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、熱間圧延鋼板の表面温度を測定する測温計が配置されている。また、圧延スタンドの下流に配置された搬送ローラにも、複数の測温計が搬送ラインに沿って配列されている。そのため、熱間圧延温度、仕上げ圧延の最終パスを通過してから３秒後の熱間圧延鋼板の表面温度は、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。
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。水冷装置は一般に複数配置され、水冷装置の入側には、それぞれ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。
その後、熱間圧延鋼板への焼鈍（熱延板焼鈍）は行わずに、熱間圧延鋼板に対して冷間圧延を行う。
（冷間圧延工程）
熱間圧延鋼板に対して、熱延板焼鈍を実施することなく巻き取り、熱間圧延板に対して冷間圧延を行って冷間圧延鋼板を得る。ここでいう熱延板焼鈍とは、例えば、昇温温度がＡｃ１温度以下であって、３００℃以上の熱処理を意味する。
冷間圧延はたとえば、一列に並んだ複数の圧延スタンド（各圧延スタンドは一対のワークロールを有する）を含むタンデム圧延機を用いてタンデム圧延を実施して、複数回パスの圧延を実施してもよい。また、一対のワークロールを有するゼンジミア圧延機等によるリバース圧延を実施して、１回パス又は複数回パスの圧延を実施してもよい。生産性の観点から、タンデム圧延機を用いて複数回パスの圧延を実施するのが好ましい。
冷間圧延では、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。パスとパスの間に焼鈍を行うと、後述する工程で所望の方位を発達させることができない。
冷間圧延は、リバース式の圧延機を用いて、１回のパスのみで冷間圧延を実施してもよい。また、タンデム式の圧延機を用いた冷間圧延を実施する場合、複数回のパス（各圧延スタンドでのパス）で連続して冷間圧延を実施する。
本実施形態では、冷間圧延における圧下率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
（中間焼鈍工程）
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、焼鈍温度（中間焼鈍温度Ｔ１）（℃）をＡｃ１温度以下に制御することが好ましい。中間焼鈍の温度がＡｃ１温度を超えると、鋼板の組織の一部がオーステナイトに変態してしまい、変態にともなう結晶方位変化に起因して、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、磁束密度が高くならない場合がある。
一方、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、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。
中間焼鈍温度Ｔ１（℃）は、焼鈍炉の抽出口近傍での板温（表面の温度）とする。
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、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、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、例えば、体積率で２０％のＨ２を含有し、残部がＮ２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、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ＳＥＭ－ＥＢＳＤで測定した際のαファイバー率（裕度１０°以内）が１５．０％以上となった、本実施形態に係る冷間圧延鋼板が得られる。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１５．０％以上とするためには、α－γ変態系の組成（Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕのγフォーマー元素が高濃度、以下、高Ｍｎ等と表記）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必要であり、特に仕上げ圧延後の冷却条件が重要である。｛４１１｝＜０１１＞方位を生成しやすいαファイバーは、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が３～１０μｍとした熱間圧延鋼板を冷間圧延し、その後中間焼鈍することで発達する。前述したように、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。
このように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となる。
（スキンパス圧延工程）
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、圧延（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。スキンパス圧延によって、無方向性電磁鋼板（スキンパス圧延後、仕上げ焼鈍前）が得られる。
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。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｝粒が優先的に再結晶を起こすのを抑制して、｛４１１｝＜０１１＞結晶方位粒を残存させる。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｝＜１１２＞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変態系の組成（高Ｍｎ等）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値の個数平均値Ｇｓ、及びαファイバー率が得られる。
本実施形態において実施するスキンパス圧延は、仕上げ焼鈍後に行うスキンパス圧延とは効果が大きく異なる。熱間圧延、冷却、冷間圧延、中間焼鈍、スキンパス圧延、仕上げ焼鈍を所定の条件でこの順で行うことで、所定の組織を得ることができる。
（仕上げ焼鈍工程）
スキンパス圧延後の無方向性電磁鋼板に対し、７５０℃以上Ａｃ１温度以下で、２時間以上の時間で仕上げ焼鈍を施す。仕上げ焼鈍温度Ｔ２（℃）を７５０℃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Ａｃ１温度超では、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２時間未満である場合は、仕上げ焼鈍温度Ｔ２（℃）が７５０℃以上Ａｃ１温度以下であっても、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。仕上げ焼鈍の焼鈍時間は特に限定されないが、焼鈍時間が１０時間を超えても効果が飽和するため、好ましい上限は１０時間である。
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い。４０℃/時間以上、２００℃/時間未満が例示されるが、この範囲に限定されない。
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、例えば体積率で２０％Ｈ２を含有し、残部がＮ２からなる雰囲気ガス（乾燥）や、１００％水素雰囲気などとすればよい。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。
スキンパス圧延工程の次工程として仕上げ焼鈍を行わず、スキンパス圧延後の無方向性電磁鋼板を打ち抜き、及び／または積層を行い、その後、７５０℃以上Ａｃ１温度以下の焼鈍温度で２時間以上の焼鈍時間の条件で、歪取焼鈍を兼ねる仕上げ焼鈍を行ってもよい。また、スキンパス圧延工程の後、仕上げ焼鈍を行った鋼板を打ち抜き、及び/または積層を行い、歪取焼鈍を施してもよい。
以上の製造方法によれば、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板（打ち抜き、積層、歪取焼鈍を行った場合にはコアの一部としての無方向性電磁鋼板である場合を含む）を製造することができる。
本実施形態に係る無方向性電磁鋼板の製造方法では、たとえば、上記製造工程のうち、冷却工程後であって、冷間圧延工程前に、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。冷却工程後であって、冷間圧延工程前に、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、冷却工程後であって冷間圧延工程前に、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。冷却工程後であって冷間圧延工程前に、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。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、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。
（絶縁被膜形成工程）
本実施形態による電磁鋼板の製造方法はさらに、仕上げ焼鈍工程後にコーティングによって、仕上げ焼鈍後の鋼板（無方向性電磁鋼板）の表面に、絶縁被膜を形成してもよい。絶縁被膜形成工程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。
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。
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。所定の化学組成を有し、表面を電子線後方散乱回折（ＥＢＳＤ）で測定した際の｛４１１｝＜０１１＞方位（裕度１０°以内）を有する結晶粒の全視野に対する面積率が１５．０％以上であり、かつ、平均結晶粒径が５０μｍ以上１５０μｍ以下であれば、上記製造方法に限定されない。
本実施形態に係るコアは、本実施形態に係るスキンパス圧延後（仕上げ焼鈍前）の無方向性電磁鋼板を、公知の方法でコアに加工することで得られる。
例えば、本実施形態に係るスキンパス圧延後（仕上げ焼鈍前）の無方向性電磁鋼板を、打ち抜き、及び／または積層を行うことで製造することができる。
また、本実施形態に係るスキンパス圧延後（仕上げ焼鈍前）の無方向性電磁鋼板を、打ち抜き、及び／または積層を行い、７５０℃以上Ａｃ１温度以下の焼鈍温度で２時間以上の焼鈍を行うことでコアを製造することができる。
また、本実施形態に係るコアは、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板を、公知の方法でコアに加工することで得られる。
コアの製造方法としては公知の方法でよく、例えば、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板を、打ち抜き、及び／または積層を行うことでコアを製造することができる。また、打ち抜き、及び/または積層を行うことでコアを製造した後、歪取焼鈍を実施することでコアを製造することができる。
上記のいずれの方法においても、打ち抜き後の無方向性電磁鋼板は、かしめや接着能を発揮する絶縁コーティングによりコアとして一体化されてもよい。打ち抜き、積層の方法としては、例えば、ロータとともに一体コアとしてステータを打ち抜き、積層する方法、ロータとともに一体コアとして打ち抜いたステータを回し積みする方法、分割コアとして鋼板の磁気特性に優れた方向とティース及び/またはヨークの方向を合わせて打ち抜き積層する方法などが挙げられる。
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、表１－１に示す化学組成を有する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、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１－２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１－２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。
ここで、冷却後に集合組織を調査するため、鋼板の一部を切除し、表面から板厚の１／２の深さの圧延面に平行な面において、切断法にて平均結晶粒径を測定した。その測定結果を表１－２に示す。
次に、熱間圧延鋼板において熱延板焼鈍を行わず、酸洗によりスケールを除去し、表１－２に示す圧下率ＲＲ１で冷間圧延を行った。そして、体積率で、水素２０％、窒素８０％からなる雰囲気中で、昇温速度を１５．０℃/秒、中間焼鈍温度Ｔ１を表１－２に示す温度に制御して３０秒間保持する中間焼鈍を行った。
ここで、スキンパス圧延を行う前の冷間圧延鋼板の集合組織を調査するため、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。そして、その加工面のＳＥＭ－ＥＢＳＤによる測定領域にて、ＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓ７．３を用いて、｛ｈｋｌ｝＜０１１＞方位を抽出（裕度１０°以内）し、その抽出した面積を測定領域の面積で割り、αファイバー率Ａａαを求めた。その結果を表２－１に示す。
次に、表１－２に示す圧下率ＲＲ２にてスキンパス圧延を行った。
仕上げ焼鈍を行う前に、スキンパス圧延後の集合組織を調査するため、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。そして、前述した手順と同様に、加工面のαファイバー率Ａｓαを求めた。また、｛１００｝＜０１１＞方位のＯＤＦ強度に関しては、加工面のＳＥＭ－ＥＢＳＤによる測定領域にて、ＯＩＭ 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、｛１００｝＜０１１＞方位のＯＤＦ ｖａｌｕｅをＯＤＦ強度とした。さらに、Ｇｓに関しては、ＳＥＭ－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Ｇｓとして求めた。それぞれの結果を表２－１に示す。
次に、スキンパス圧延後の鋼板を、水素１００％の雰囲気中で昇温速度を１００℃/時間、表１－２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での保持時間を２時間とした。
仕上げ焼鈍後の集合組織を調査するために、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、Ａ４１１－０１１／Ａ４１１－１４８及びＡ４１１－０１１／Ａ１００－０１１に関しては、加工面のＳＥＭ－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、｛４１１｝＜ｕｖｗ＞方位の中で最大強度を示すφ１（°）及び、｛ｈｋｌ｝＜０１１＞方位の中で最大強度を示すΦ（°）（最大強度のφ１及びΦ）に関しては、加工面のＳＥＭ－ＥＢＳＤによる測定領域にて、ＯＩＭ 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、特定方位範囲内でＯＤＦ ｖａｌｕｅが最大となるところを最大強度のφ１、最大強度のΦとした。それぞれの結果を表２－１に示す。
また、仕上げ焼鈍後の磁気特性を調査するために、磁束密度Ｂ５０、鉄損Ｗ１０／４００を測定するとともに、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角の単板磁気特性試験用試料を圧延方向に０°と４５°の２種類の方向に採取した。そして、この２種類の試料を測定し、圧延方向に対して、４５°方向の値を４５°方向の磁束密度Ｂ５０とし、圧延方向に対して、０°、４５°、９０°、１３５°の平均値を磁束密度Ｂ５０の全周平均とした。鉄損Ｗ１０／４００に関しては、上記測定試料で、圧延方向に４５°の方向に採取したものを用いた。さらに、４５°方向の、圧縮応力下での鉄損Ｗ１０／５０の鉄損劣化率Ｗx［％］に関しては、応力なしでの鉄損Ｗ１０／５０（４５°方向）をＷ１０／５０（０）、１０ＭＰａの圧縮応力下での鉄損Ｗ１０／５０（４５°方向）をＷ１０／５０（１０）としたとき、以下の式で鉄損劣化率Ｗxを算出した。測定結果を表２－２に示す。
Ｗx＝｛Ｗ１０／５０（１０）－Ｗ１０／５０（０）｝／Ｗ１０／５０（０）
圧延方向に対して４５°方向の磁束密度Ｂ５０（Ｂ５０（４５°））が１．７０Ｔ以上、圧延方向に対して４５°方向の鉄損Ｗ１０／４００（Ｗ１００／４００（４５°）が１３．８Ｗ／ｋｇ以下、圧延方向に対して４５°方向の圧縮応力下でのＷ１０／５０の鉄損劣化率が、４０％以下であれば、４５°方向の磁気特性に優れると判断した。
Figure 0007530006000001
Figure 0007530006000002
Figure 0007530006000003
Figure 0007530006000004
表１－１、表１－２、表２－１、表２－２中の下線は、本発明の範囲から外れた条件を示している。
発明例であるＮｏ．１０１、Ｎｏ．１０７～Ｎｏ．１０９、Ｎｏ．１１２は、磁束密度Ｂ５０（４５°方向）、鉄損Ｗ１０／４００および鉄損劣化率のすべてで良好な値であった。一方、比較例であるＮｏ．１０２及びＮｏ．１１０は、仕上げ圧延後に急冷したことから、圧縮応力下での鉄損劣化率が大きかった。比較例であるＮｏ．１０３及びＮｏ．１０４は、変態点が高い組成であったため、磁束密度Ｂ５０（４５°方向）、鉄損Ｗ１０／４００および鉄損劣化率で劣っていた。比較例であるＮｏ．１０５では、仕上げ圧延温度ＦＴがＡｒ１温度よりも低かったため、磁束密度Ｂ５０（４５°方向）、鉄損Ｗ１０／４００および鉄損劣化率で劣っていた。比較例であるＮｏ．１０６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たため、圧縮応力下での鉄損劣化率が大きかった。比較例であるＮｏ．１１１は、仕上げ圧延の最終パスを通過してから３秒が経過した段階でＡｒ１温度よりも高い温度であったため、磁束密度Ｂ５０（４５°方向）、鉄損Ｗ１０／４００および鉄損劣化率で劣っていた。
（第２の実施例）
溶鋼を鋳造することにより、表３－１に示す化学組成を有する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、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３－２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３－２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。
ここで、冷却後に集合組織を調査するため、第１の実施例と同様の手順で平均結晶粒径を測定した。その測定結果を表３－２に示す。
次に、熱間圧延鋼板において熱延板焼鈍を行わず、酸洗によりスケールを除去し、表３－２に示す圧下率ＲＲ１で冷間圧延を行った。そして、体積率で、水素２０％、窒素８０％からなる雰囲気中で中間焼鈍を行い、中間焼鈍温度Ｔ１を表３－２に示す温度に制御して３０秒間保持する中間焼鈍を行った。
ここで、スキンパス圧延を行う前の冷間圧延鋼板の集合組織を調査するため、第１の実施例と同様の手順でαファイバー率を求めた。その結果を表４－１に示す。
次に、表３－２に示す圧下率ＲＲ２にてスキンパス圧延を行った。
仕上げ焼鈍を行う前に、スキンパス圧延後の集合組織を調査するため、第１の実施例と同様の手順でαファイバー率およびＧｓを求めた。それぞれの結果を表４－１に示す。
次に、水素１００％雰囲気中で表３－２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での保持時間を２時間とした。
仕上げ焼鈍後の集合組織を調査するために、第１の実施例と同様の手順で｛４１１｝＜０１１＞率、最大強度のφ１及びΦ、Ａ４１１－０１１／Ａ４１１－１４８及びＡ４１１－０１１／Ａ１００－０１１を求めた。それぞれの結果を表４－１に示す。
また、仕上げ焼鈍後の磁気特性を調査するために、磁束密度Ｂ５０、鉄損Ｗ１０／４００を測定するとともに、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Ｗxを求めた。測定手順は第１の実施例と同様である。測定結果を表４－２に示す。
Figure 0007530006000005
Figure 0007530006000006
Figure 0007530006000007
Figure 0007530006000008
表３－１、表３－２、表４－１、表４－２中の下線は、本発明の範囲から外れた条件を示している。
発明例であるＮｏ．２０２、Ｎｏ．２０３、Ｎｏ．２０６、Ｎｏ．２０９～Ｎｏ．２１２は、４５°方向の、磁束密度Ｂ５０、鉄損Ｗ１０／４００および鉄損劣化率のすべてで良好な値であった。
一方、比較例であるＮｏ．２０１、Ｎｏ．２０５は変態点が高い組成であったため、Ｎｏ．２０７及びＮｏ．２１３は、α－γ変態が生じない組成であったため、磁束密度Ｂ５０（４５°方向）、鉄損Ｗ１０／４００（４５°方向）および鉄損劣化率で劣っていた。比較例であるＮｏ．２０４は、Ｍｎが過剰に含まれていたため、コスト高であったことに加え、磁束密度Ｂ５０（４５°方向）が劣っていた。比較例であるＮｏ．２０８は、Ｓｉ含有量が不足していたため、鉄損Ｗ１０／４００（４５°方向）が劣っていた。
（第３の実施例）
溶鋼を鋳造することにより、表５－１に示す化学組成を有する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、Ｃｄからなる群から選ばれる１種以上の含有量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５－２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５－２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。
ここで、冷却後に集合組織を調査するため、第１の実施例と同様の手順で平均結晶粒径を測定した。その測定結果を表５－２に示す。
次に、熱間圧延鋼板において熱延板焼鈍を行わず、酸洗によりスケールを除去し、表５－２に示す圧下率ＲＲ１で冷間圧延を行った。そして、体積率で、水素２０％、窒素８０％からなる雰囲気中で中間焼鈍を行い、中間焼鈍温度Ｔ１を表５－２に示す温度に制御して３０秒間保持する中間焼鈍を行った。
ここで、スキンパス圧延を行う前の冷間圧延鋼板の集合組織を調査するため、第１の実施例と同様の手順でαファイバー率を求めた。その結果を表６－１に示す。
次に、表５－２に示す圧下率ＲＲ２にてスキンパス圧延を行った。
仕上げ焼鈍を行う前に、スキンパス圧延後の集合組織を調査するため、第１の実施例と同様の手順でαファイバー率およびＧｓを求めた。それぞれの結果を表６－１に示す。
次に、水素１００％の雰囲気中で表５－２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での保持時間を２時間とした。
仕上げ焼鈍後の集合組織を調査するために、第１の実施例と同様の手順で｛４１１｝＜０１１＞率、最大強度のφ１及びΦ、Ａ４１１－０１１／Ａ４１１－１４８及びＡ４１１－０１１／Ａ１００－０１１を求めた。それぞれの結果を表６－１に示す。
また、仕上げ焼鈍後の磁気特性を調査するために、磁束密度Ｂ５０、鉄損Ｗ１０／４００を測定するとともに、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Ｗxを求めた。測定手順は第１の実施例と同様である。測定結果を表６－２に示す。
Figure 0007530006000009
Figure 0007530006000010
Figure 0007530006000011
Figure 0007530006000012
表５－１、表５－２、表６－１、表６－２中の下線は、本発明の範囲から外れた条件を示している。
発明例であるＮｏ．３０３～Ｎｏ．３０５及びＮｏ．３１３～Ｎｏ．３１８は、４５°方向の、磁束密度Ｂ５０、鉄損Ｗ１０／４００および鉄損劣化率のすべてで良好な値であった。
一方、比較例であるＮｏ．３０１では、中間焼鈍までは発明鋼であるＮｏ．３０３～Ｎｏ．３０５と同じ工程で製造されており、スキンパス前の状態では本発明の一実施形態である請求項７に相当する冷間圧延鋼板になってはいるものの、スキンパス圧延を行わなかったため、磁束密度Ｂ５０（４５°方向）、鉄損Ｗ１０／４００（４５°方向）および鉄損劣化率で劣っていた。比較例であるＮｏ．３０２では、上記のＮｏ．３０１と同様にスキンパス前の状態では本発明の一実施形態である請求項７に相当する冷間圧延鋼板になってはいるものの、スキンパス圧延での圧下率ＲＲ２が小さすぎたため、得られた無方向性電磁鋼板では、鉄損Ｗ１０／４００（４５°方向）が劣っていた。比較例であるＮｏ．３０６では、上記のＮｏ．３０１およびＮｏ．３０２と同様にスキンパス前の状態では本発明の一実施形態である請求項７に相当する冷間圧延鋼板になってはいるものの、スキンパス圧延での圧下率ＲＲ２が大きすぎたため、得られた無方向性電磁鋼板では、磁束密度Ｂ５０（４５°方向）および鉄損Ｗ１０／４００（４５°方向）で劣っていた。比較例であるＮｏ．３０７～Ｎｏ．３１０は、α－γ変態が生じない組成であったため、磁束密度Ｂ５０（４５°方向）、鉄損Ｗ１０／４００（４５°方向）および鉄損劣化率で劣っていた。比較例であるＮｏ．３１１では、Ｍｎ等（Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉの１種以上）が不足し、かつスキンパス圧延を行わなかったため、磁束密度Ｂ５０（４５°方向）、鉄損Ｗ１０／４００（４５°方向）および鉄損劣化率で劣っていた。比較例であるＮｏ．３１２では、Ｍｎ等が不足していたため、鉄損Ｗ１０／４００（４５°方向）が劣っていた。
（第４の実施例）
溶鋼を鋳造することにより、表７－１に示す化学組成を有する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、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７－２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７－２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。
ここで、冷却後に集合組織を調査するため、第１の実施例と同様の手順で平均結晶粒径を測定した。その測定結果を表７－２に示す。
次に、熱間圧延鋼板において熱延板焼鈍を行わず、酸洗によりスケールを除去し、表７－２に示す圧下率ＲＲ１で冷間圧延を行った。そして、体積率で、水素２０％、窒素８０％からなる雰囲気中で中間焼鈍を行い、中間焼鈍温度Ｔ１を表７－２に示す温度に制御して３０秒間保持する中間焼鈍を行った。
ここで、スキンパス圧延を行う前の冷間圧延鋼板の集合組織を調査するため、第１の実施例と同様の手順でαファイバー率を求めた。その結果を表８－１に示す。
次に、表７－２に示す圧下率ＲＲ２にてスキンパス圧延を行った。
仕上げ焼鈍を行う前に、スキンパス圧延後の集合組織を調査するため、第１の実施例と同様の手順でαファイバー率およびＧｓを求めた。それぞれの結果を表８－１に示す。
次に、水素１００％雰囲気中で表７－２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での保持時間を２時間とした。
仕上げ焼鈍後の集合組織を調査するために、第１の実施例と同様の手順で｛４１１｝＜０１１＞率、最大強度のφ１及びΦ、Ａ４１１－０１１／Ａ４１１－１４８及びＡ４１１－０１１／Ａ１００－０１１を求めた。それぞれの結果を表８－１に示す。
また、仕上げ焼鈍後の磁気特性を調査するために、磁束密度Ｂ５０、鉄損Ｗ１０／４００を測定するとともに、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Ｗxを求めた。測定手順は第１の実施例と同様である。測定結果を表８－２に示す。
Figure 0007530006000013
Figure 0007530006000014
Figure 0007530006000015
Figure 0007530006000016
表７－１、表７－２、表８－１、表８－２中の下線は、本発明の範囲から外れた条件を示している。
発明例であるＮｏ．４０１、Ｎｏ．４０２は、４５°方向の、磁束密度Ｂ５０、鉄損Ｗ１０／４００および鉄損劣化率のすべてで良好な値であった。
一方、Ｎｏ．４０３では、スキンパス圧延までは発明鋼であるＮｏ．４０１および４０２と同じ工程で製造されており、仕上げ焼鈍前の状態では本発明の一実施形態（製品として請求項４、その製造方法として請求項９）を満足してはいるものの、Ａｃ１温度よりも高い温度で仕上げ焼鈍を行ったため、仕上げ焼鈍後に得られた無方向性電磁鋼板では、平均粒径が５０μｍ以下であり製品として請求項１の範囲を満足せず、その結果、磁束密度Ｂ５０（４５°方向）及び鉄損Ｗ１０／４００（４５°方向）が劣っていた。このため、Ｎｏ．４０３は比較例とする。比較例であるＮｏ．４０４及びＮｏ．４０５は、α－γ変態が生じない組成であったため、磁束密度Ｂ５０（４５°方向）、鉄損Ｗ１０／４００（４５°方向）および鉄損劣化率で劣っていた。比較例であるＮｏ．４０６及びＮｏ．４０７は、仕上げ圧延後に急冷したことから、圧縮応力下での鉄損劣化率が大きかった。比較例であるＮｏ．４０８及びＮｏ．４０９では、スキンパス圧延での圧下率ＲＲ２が大きすぎたため、磁束密度Ｂ５０（４５°方向）および鉄損Ｗ１０／４００（４５°方向）で劣っていた。

Claims (16)

  1. 質量％で、
    Ｃ：０．０１００％以下、
    Ｓｉ：１．５０％～４．００％、
    ｓｏｌ．Ａｌ：０．０００１％～１．００％、
    Ｓ：０．０１００％以下、
    Ｎ：０．０１００％以下、
    Ｍｎ、Ｎｉ、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％～１．０％、
    Ｓｎ：０％～０．４０％、
    Ｓｂ：０％～０．４０％、
    Ｐ：０％～０．４００％、及び
    Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ、Ｃｄからなる群から選ばれる１種以上：総計で０％～０．０１０％を含有し、
    質量％での、Ｍｎ含有量を［Ｍｎ］、Ｎｉ含有量を［Ｎｉ］、Ｃｕ含有量を［Ｃｕ］、Ｓｉ含有量を［Ｓｉ］、ｓｏｌ．Ａｌ含有量を［ｓｏｌ．Ａｌ］、Ｐ含有量を［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、
    表面から板厚の１／２の深さの圧延面に平行な面をＳＥＭ－ＥＢＳＤで測定した際の｛ｈｋｌ｝＜ｕｖｗ＞方位の結晶粒の全視野に対する面積率を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５０μｍ～１５０μｍ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. 表面をＳＥＭ－ＥＢＳＤで測定してφ２＝４５°のＯＤＦを作成した際に、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
    ことを特徴とする請求項１に記載の無方向性電磁鋼板。
  3. 前記表面から板厚の１／２の深さの圧延面に平行な面を前記ＳＥＭ－ＥＢＳＤで測定した際の特定方位の全視野に対する面積率について、以下の（２）式及び（３）式の両方を満たす
    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。
    Ａ４１１－０１１／Ａ４１１－１４８ ≧１．１ ・・・（２）
    Ａ４１１－０１１／Ａ１００－０１１ ≧２．０ ・・・（３）
  4. 質量％で、
    Ｃ：０．０１００％以下、
    Ｓｉ：１．５０％～４．００％、
    ｓｏｌ．Ａｌ：０．０００１％～１．００％、
    Ｓ：０．０１００％以下、
    Ｎ：０．０１００％以下、
    Ｍｎ、Ｎｉ、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％～１．０％、
    Ｓｎ：０％～０．４０％、
    Ｓｂ：０％～０．４０％、
    Ｐ：０％～０．４００％、及び
    Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ、Ｃｄからなる群から選ばれる１種以上：総計で０％～０．０１０％を含有し、
    質量％での、Ｍｎ含有量を［Ｍｎ］、Ｎｉ含有量を［Ｎｉ］、Ｃｕ含有量を［Ｃｕ］、Ｓｉ含有量を［Ｓｉ］、ｓｏｌ．Ａｌ含有量を［ｓｏｌ．Ａｌ］、Ｐ含有量を［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、
    表面から板厚の１／２の深さの圧延面に平行な面をＳＥＭ－ＥＢＳＤで測定した際の全視野に対するαファイバーの結晶方位を有する結晶粒の面積率Ａsαが２０．０％以上であり、
    前記ＳＥＭ－ＥＢＳＤで測定してＯＤＦを作成した際の｛１００｝＜０１１＞方位のＯＤＦ強度が１５．０以下であり、
    前記ＳＥＭ－ＥＢＳＤで測定した際の全視野に対するＧＯＳの個数平均値をＧｓとしたとき、前記Ｇｓが０．８以上３．０以下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）
  5. 請求項１～３のいずれか１項に記載の無方向性電磁鋼板を含むコア。
  6. 請求項４に記載の無方向性電磁鋼板を含むコア。
  7. 請求項１～４のいずれか１項に記載の無方向性電磁鋼板の製造に用いられる冷間圧延鋼板であって、
    質量％で、
    Ｃ：０．０１００％以下、
    Ｓｉ：１．５０％～４．００％、
    ｓｏｌ．Ａｌ：０．０００１％～１．００％、
    Ｓ：０．０１００％以下、
    Ｎ：０．０１００％以下、
    Ｍｎ、Ｎｉ、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％～１．０％、
    Ｓｎ：０％～０．４０％、
    Ｓｂ：０％～０．４０％、
    Ｐ：０％～０．４００％、及び
    Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ、Ｃｄからなる群から選ばれる１種以上：総計で０％～０．０１０％を含有し、
    質量％での、Ｍｎ含有量を［Ｍｎ］、Ｎｉ含有量を［Ｎｉ］、Ｃｕ含有量を［Ｃｕ］、Ｓｉ含有量を［Ｓｉ］、ｓｏｌ．Ａｌ含有量を［ｓｏｌ．Ａｌ］、Ｐ含有量を［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、
    表面から板厚の１／２の深さの圧延面に平行な面をＳＥＭ－ＥＢＳＤで測定した際の全視野に対するαファイバーの結晶方位を有する結晶粒の面積率Ａaαが１５．０％以上である
    ことを特徴とする冷間圧延鋼板。
    （２×［Ｍｎ］＋２．５×［Ｎｉ］＋［Ｃｕ］）－（［Ｓｉ］＋２×［ｓｏｌ．Ａｌ］＋４×［Ｐ］）≧１．５０％ ・・・（１）
  8. 請求項１～３のいずれか一項に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法であって、
    質量％で、
    Ｃ：０．０１００％以下、
    Ｓｉ：１．５０％～４．００％、
    ｓｏｌ．Ａｌ：０．０００１％～１．００％、
    Ｓ：０．０１００％以下、
    Ｎ：０．０１００％以下、
    Ｍｎ、Ｎｉ、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％～１．０％、
    Ｓｎ：０％～０．４０％、
    Ｓｂ：０％～０．４０％、
    Ｐ：０％～０．４００％、及び
    Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ、Ｃｄからなる群から選ばれる１種以上：総計で０％～０．０１０％を含有し、
    質量％での、Ｍｎ含有量を［Ｍｎ］、Ｎｉ含有量を［Ｎｉ］、Ｃｕ含有量を［Ｃｕ］、Ｓｉ含有量を［Ｓｉ］、ｓｏｌ．Ａｌ含有量を［ｓｏｌ．Ａｌ］、Ｐ含有量を［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する鋼材に対して、仕上げ圧延の最終パスをＡｒ３温度以上の温度で行うように熱間圧延を行って熱間圧延鋼板を得る熱間圧延工程と、
    前記熱間圧延工程後の前記熱間圧延鋼板を冷却する冷却工程と、
    前記冷却工程後の前記熱間圧延鋼板に対して冷間圧延を行って冷間圧延鋼板を得る冷間圧延工程と、
    前記冷間圧延鋼板に対して中間焼鈍を行う中間焼鈍工程と、
    前記中間焼鈍工程後の前記冷間圧延鋼板に対してスキンパス圧延を行って無方向性電磁鋼板を得るスキンパス圧延工程と、
    前記スキンパス圧延工程後の前記無方向性電磁鋼板に対して７５０℃以上Ａｃ１温度以下の焼鈍温度、２時間以上の焼鈍時間で仕上げ焼鈍を行う仕上げ焼鈍工程と、
    を有し、
    前記冷却工程では、仕上げ圧延の最終パスから０．１０秒以上経過してから冷却を開始し、３秒後に３００℃以上Ａｒ１温度以下にして変態させ、
    前記スキンパス圧延工程での圧下率を５～２０％とする
    ことを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法。
    （２×［Ｍｎ］＋２．５×［Ｎｉ］＋［Ｃｕ］）－（［Ｓｉ］＋２×［ｓｏｌ．Ａｌ］＋４×［Ｐ］）≧１．５０％ ・・・（１）
  9. 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、
    質量％で、
    Ｃ：０．０１００％以下、
    Ｓｉ：１．５０％～４．００％、
    ｓｏｌ．Ａｌ：０．０００１％～１．００％、
    Ｓ：０．０１００％以下、
    Ｎ：０．０１００％以下、
    Ｍｎ、Ｎｉ、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％～１．０％、
    Ｓｎ：０％～０．４０％、
    Ｓｂ：０％～０．４０％、
    Ｐ：０％～０．４００％、及び
    Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ、Ｃｄからなる群から選ばれる１種以上：総計で０％～０．０１０％を含有し、
    質量％での、Ｍｎ含有量を［Ｍｎ］、Ｎｉ含有量を［Ｎｉ］、Ｃｕ含有量を［Ｃｕ］、Ｓｉ含有量を［Ｓｉ］、ｓｏｌ．Ａｌ含有量を［ｓｏｌ．Ａｌ］、Ｐ含有量を［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する鋼材に対して、仕上げ圧延の最終パスをＡｒ３温度以上の温度で行うように熱間圧延を行って熱間圧延鋼板を得る熱間圧延工程と、
    前記熱間圧延工程後の前記熱間圧延鋼板を冷却する冷却工程と、
    前記冷却工程後の前記熱間圧延鋼板に対して冷間圧延を行って冷間圧延鋼板を得る冷間圧延工程と、
    前記冷間圧延鋼板に対して中間焼鈍を行う中間焼鈍工程と、
    前記中間焼鈍工程後の前記冷間圧延鋼板に対してスキンパス圧延を行って無方向性電磁鋼板を得るスキンパス圧延工程と、
    を有し、
    前記冷却工程では、仕上げ圧延の最終パスから０．１０秒以上経過してから冷却を開始し、３秒後に３００℃以上Ａｒ１温度以下にして変態させ、
    前記スキンパス圧延工程での圧下率を５～２０％とする
    ことを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法。
    （２×［Ｍｎ］＋２．５×［Ｎｉ］＋［Ｃｕ］）－（［Ｓｉ］＋２×［ｓｏｌ．Ａｌ］＋４×［Ｐ］）≧１．５０％ ・・・（１）
  10. 前記冷却工程では、前記冷却工程後の前記熱間圧延鋼板の平均結晶粒径を３～１０μｍとする
    ことを特徴とする請求項８又は９に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
  11. 前記冷間圧延工程での圧下率を７５～９５％とする
    ことを特徴とする請求項８～１０のいずれか１項に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
  12. 前記中間焼鈍工程では、焼鈍温度をＡｃ１温度以下とする
    ことを特徴とする請求項８～１１のいずれか１項に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
  13. 請求項７に記載の冷間圧延鋼板の製造方法であって、
    質量％で、
    Ｃ：０．０１００％以下、
    Ｓｉ：１．５０％～４．００％、
    ｓｏｌ．Ａｌ：０．０００１％～１．００％、
    Ｓ：０．０１００％以下、
    Ｎ：０．０１００％以下、
    Ｍｎ、Ｎｉ、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％～１．０％、
    Ｓｎ：０％～０．４０％、
    Ｓｂ：０％～０．４０％、
    Ｐ：０％～０．４００％、及び
    Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ、Ｃｄからなる群から選ばれる１種以上：総計で０％～０．０１０％を含有し、
    質量％での、Ｍｎ含有量を［Ｍｎ］、Ｎｉ含有量を［Ｎｉ］、Ｃｕ含有量を［Ｃｕ］、Ｓｉ含有量を［Ｓｉ］、ｓｏｌ．Ａｌ含有量を［ｓｏｌ．Ａｌ］、Ｐ含有量を［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する鋼材に対して、仕上げ圧延の最終パスをＡｒ３温度以上の温度で行うように熱間圧延を行って熱間圧延鋼板を得る熱間圧延工程と、
    前記熱間圧延工程後の前記熱間圧延鋼板を冷却する冷却工程と、
    前記冷却工程後の前記熱間圧延鋼板に対して冷間圧延を行って冷間圧延鋼板を得る冷間圧延工程と、
    前記冷間圧延鋼板に対して中間焼鈍を行う中間焼鈍工程と、
    を有し、
    前記冷却工程では、仕上げ圧延の最終パスから０．１０秒以上経過してから冷却を開始し、３秒後に３００℃以上Ａｒ１温度以下にして変態させる
    ことを特徴とする冷間圧延鋼板の製造方法。
    （２×［Ｍｎ］＋２．５×［Ｎｉ］＋［Ｃｕ］）－（［Ｓｉ］＋２×［ｓｏｌ．Ａｌ］＋４×［Ｐ］）≧１．５０％ ・・・（１）
  14. 前記冷却工程では、前記冷却工程後の前記熱間圧延鋼板の平均結晶粒径を３～１０μｍとする
    ことを特徴とする請求項１３に記載の冷間圧延鋼板の製造方法。
  15. 前記冷間圧延工程での圧下率を７５～９５％とすることを特徴とする請求項１３又は１４に記載の冷間圧延鋼板の製造方法。
  16. 前記中間焼鈍工程では、焼鈍温度をＡｃ１温度以下とする
    ことを特徴とする請求項１３～１５のいずれか１項に記載の冷間圧延鋼板の製造方法。
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Families Citing this family (19)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
PL4060059T3 (pl) 2019-11-15 2025-06-09 Nippon Steel Corporation Sposób wytwarzania blachy cienkiej z niezorientowanej stali elektrotechnicznej
TWI750894B (zh) * 2019-11-15 2021-12-21 日商日本製鐵股份有限公司 轉子鐵芯、轉子及旋轉電機
WO2022211007A1 (ja) * 2021-04-02 2022-10-06 日本製鉄株式会社 無方向性電磁鋼板
US11942246B2 (en) 2021-04-02 2024-03-26 Nippon Steel Corporation Non-oriented electrical steel sheet
TWI869665B (zh) * 2021-04-02 2025-01-11 日商日本製鐵股份有限公司 無方向性電磁鋼板
US20250014793A1 (en) * 2021-11-17 2025-01-09 Jef Steel Corporation Non-oriented electrical steel sheet and method for producing same, and method for producing motor core
EP4427857A4 (en) * 2021-12-16 2025-10-01 Jfe Steel Corp NON-ORIENTED ELECTROMAGNETIC STEEL SHEET AND METHOD FOR PRODUCING IT
CN118510932A (zh) * 2022-02-02 2024-08-16 杰富意钢铁株式会社 无取向性电磁钢板及其制造方法
US20250226704A1 (en) * 2022-04-06 2025-07-10 Nippon Steel Corporation Laminated core
CA3246668A1 (en) * 2022-04-06 2025-07-08 Nippon Steel Corporation STRATIFIED CORE
CN117626111A (zh) * 2022-08-15 2024-03-01 宝山钢铁股份有限公司 一种电动车驱动马达用无取向电工钢及其制造方法
EP4592410A4 (en) * 2022-09-22 2025-12-17 Nippon Steel Corp NON-ORIENTED ELECTROMAGNETIC STEEL SHEET
KR20250056273A (ko) * 2022-10-31 2025-04-25 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 무방향성 전자 강판 및 그의 제조 방법
KR20240075044A (ko) * 2022-11-18 2024-05-29 주식회사 포스코 무방향성 전기강판 및 그 제조방법
WO2024150733A1 (ja) * 2023-01-10 2024-07-18 日本製鉄株式会社 無方向性電磁鋼板
JP7640925B2 (ja) * 2023-01-10 2025-03-06 日本製鉄株式会社 無方向性電磁鋼板、無方向性電磁鋼板の原板、コア、冷間圧延鋼板、無方向性電磁鋼板の製造方法、無方向性電磁鋼板の原板の製造方法、および冷間圧延鋼板の製造方法
EP4650473A1 (en) * 2023-01-10 2025-11-19 Nippon Steel Corporation Non-oriented electromagnetic steel sheet
KR20250126091A (ko) * 2023-02-17 2025-08-22 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 무방향성 전자 강판, 모터 코어 및 모터
WO2024210210A1 (ja) * 2023-04-05 2024-10-10 日本製鉄株式会社 無方向性電磁鋼板、コア、及び回転電機

Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2005179745A (ja) 2003-12-19 2005-07-07 Jfe Steel Kk 二方向性電磁鋼板の製造方法
JP2006219692A (ja) 2005-02-08 2006-08-24 Nippon Steel Corp 無方向性電磁鋼板およびその製造方法
JP2017193731A (ja) 2016-04-18 2017-10-26 新日鐵住金株式会社 電磁鋼板、及びその製造方法
JP2018141206A (ja) 2017-02-28 2018-09-13 新日鐵住金株式会社 電磁鋼板、及びその製造方法
JP2019178380A (ja) 2018-03-30 2019-10-17 日本製鉄株式会社 電磁鋼板、及び、電磁鋼板の製造方法
JP2019183185A (ja) 2018-04-02 2019-10-24 日本製鉄株式会社 無方向性電磁鋼板

Family Cites Families (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP4218077B2 (ja) 1998-02-26 2009-02-04 住友金属工業株式会社 無方向性電磁鋼板およびその製造方法
JP5256916B2 (ja) 2008-01-30 2013-08-07 新日鐵住金株式会社 磁束密度の高い無方向性電磁鋼板の製造方法
JP5375559B2 (ja) 2009-11-27 2013-12-25 新日鐵住金株式会社 無方向性電磁鋼板の剪断方法及びその方法を用いて製造した電磁部品
JP5601078B2 (ja) * 2010-08-09 2014-10-08 新日鐵住金株式会社 無方向性電磁鋼板およびその製造方法
KR101493059B1 (ko) * 2012-12-27 2015-02-11 주식회사 포스코 무방향성 전기강판 및 그 제조방법
JP6451967B2 (ja) * 2016-01-15 2019-01-16 Ｊｆｅスチール株式会社 無方向性電磁鋼板とその製造方法
JP6794630B2 (ja) 2016-02-17 2020-12-02 日本製鉄株式会社 電磁鋼板、及びその製造方法
TWI658152B (zh) * 2017-03-07 2019-05-01 日商新日鐵住金股份有限公司 無方向性電磁鋼板及無方向性電磁鋼板之製造方法
JP7107173B2 (ja) 2018-10-31 2022-07-27 日本精工株式会社 ボールねじ装置

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2005179745A (ja) 2003-12-19 2005-07-07 Jfe Steel Kk 二方向性電磁鋼板の製造方法
JP2006219692A (ja) 2005-02-08 2006-08-24 Nippon Steel Corp 無方向性電磁鋼板およびその製造方法
JP2017193731A (ja) 2016-04-18 2017-10-26 新日鐵住金株式会社 電磁鋼板、及びその製造方法
JP2018141206A (ja) 2017-02-28 2018-09-13 新日鐵住金株式会社 電磁鋼板、及びその製造方法
JP2019178380A (ja) 2018-03-30 2019-10-17 日本製鉄株式会社 電磁鋼板、及び、電磁鋼板の製造方法
JP2019183185A (ja) 2018-04-02 2019-10-24 日本製鉄株式会社 無方向性電磁鋼板

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