WO2022210870A1 - 無方向性電磁鋼板 - Google Patents

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crystal
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岳顕 脇坂
義顕 名取
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日本製鉄株式会社
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    • C22C2202/02—Magnetic

Definitions

  • the present invention relates to a non-oriented electrical steel sheet.
  • This application claims priority based on Japanese Patent Application No. 2021-061752 filed in Japan on March 31, 2021 and Japanese Patent Application No. 2021-099597 filed in Japan on June 15, 2021. , the contents of which are hereby incorporated by reference.
  • Patent Document 1 describes that in a method of punching a non-oriented electrical steel sheet to produce a motor core, the roundness of the cutting edge of a punching die is controlled according to the elongation rate of the non-oriented electrical steel sheet. ing.
  • the non-oriented electrical steel sheet used for the stator core of the motor is subjected to core annealing to reduce iron loss after the stator core is punched out with a die.
  • core annealing To reduce iron loss after the stator core is punched out with a die.
  • the rotor core is first punched out of the non-oriented electrical steel sheet, then the inner diameter of the stator core is punched out, and then the outer diameter of the stator core is punched out.
  • core annealing By applying heat to the stator core by core annealing, residual stress and strain are released, and iron loss is reduced.
  • the stator core is subjected to core annealing
  • the rotor core is generally not subjected to annealing in order to increase the strength.
  • the shape change of the stator core due to the release of the residual stress during core annealing will be uneven.
  • the high roundness of the inner diameter of the stator core obtained before core annealing may be reduced by core annealing.
  • One of the causes of non-uniform residual stress distribution is structural non-uniformity of punched non-oriented electrical steel sheets.
  • Patent Document 1 controls the roundness of the cutting edge of the punching die according to the elongation rate of the non-oriented electrical steel sheet, and the dimensional accuracy after processing the non-oriented electrical steel sheet. is controlled by the dimensions of the punching die. For this reason, the technique described in Patent Document 1 does not assume that a non-oriented electrical steel sheet capable of obtaining desired dimensional accuracy can be obtained without depending on the dimensions of the punching die.
  • an object of the present invention is to provide a non-oriented electrical steel sheet capable of suppressing deterioration in dimensional accuracy after processing and subsequent core annealing (stress relief annealing).
  • the gist of the present disclosure is as follows. (1) In a non-oriented electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention, when a boundary having a crystal orientation difference of 2° or more and less than 15° is regarded as a grain boundary in a cross section parallel to the steel sheet surface, the grain The area ratio of crystal grains having a diameter of less than 200 ⁇ m satisfies 10% or less. (2) The non-oriented electrical steel sheet described in (1) above has a maximum grain size of D15 when a boundary having a crystal orientation difference of 15° or more is regarded as a grain boundary in a cross section parallel to the steel sheet surface.
  • the non-oriented electrical steel sheet according to (1) or (2) above has a crystal orientation difference of 200 ⁇ m or more when a boundary having a crystal orientation difference of 15° or more is regarded as a grain boundary in a cross section parallel to the steel sheet surface.
  • the following formula (2) may be satisfied when the major axis length is DL and the minor axis length is DC.
  • FIG. 4 is a plan view showing a state in which the rotor core is inserted inside the stator core
  • the non-oriented electrical steel sheet used for the stator core is punched into the shape of the stator core with a die, and then subjected to heat treatment (core annealing) to reduce iron loss.
  • heat treatment core annealing
  • FIG. 1 is a plan view showing a state in which the rotor core is inserted inside the stator core.
  • a stator core 21 is constructed by laminating non-oriented electrical steel sheets in the direction perpendicular to the paper surface, and is composed of a core back 22 on the outer peripheral side and a plurality of teeth 23 protruding inward from the core back 22 .
  • a rotor core 30 is inserted inside the tips of the teeth 23 .
  • the rotor core 30 has a rotor core 31 and a plurality of magnets 32 provided on the outer peripheral side of the rotor core 31 and facing the tips of the teeth 23 .
  • the outer circumference of stator core 21 is held by case 50 .
  • a shaft 60 penetrates through the center of the rotor core 31 and is fixed to the rotor core 31 .
  • the shaft 60 is rotatably supported by the case 50 (or another fixed member) with the center O of the shaft 60 aligned with the center of the inner diameter of the stator core 21 .
  • the inner diameter of the stator core is specifically the inner diameter D of the tips of the teeth 23 .
  • the circularity of the inner diameter D decreases due to the change in the shape of the stator core 21 due to the release of the residual stress, the gap between the tips of the teeth 23 and the rotor core 31 becomes uneven. This increases the cogging torque when the rotor core 30 rotates. An increase in cogging torque causes uneven rotation, vibration, noise, and the like. Further, if the roundness of the inner diameter of the stator core 21 is further reduced, problems such as the rotor iron core 31 of the rotor core 30 coming into contact with the tips of the teeth 23 may occur.
  • the ratio obtained by dividing the difference between the maximum and minimum diameters of a circle by the average diameter is used as the roundness evaluation criterion.
  • the maximum circle diameter is the diameter of the larger circle among the above two concentric circles described in JIS B0621 (1984), and the maximum circle diameter is the diameter of the smaller circle among the above two concentric circles.
  • the average diameter is the average value of the maximum and minimum diameters of the circle. Therefore, the roundness evaluation criteria of this embodiment are the roundness, which is the radius difference between two concentric circles when the interval between two concentric circles described in JIS B0621 (1984) is the minimum, and the radius of the two circles corresponds to the ratio obtained by dividing by the average value of
  • the ratio of the difference between the maximum value and the minimum value of the inner diameter D to the average diameter exceeds 0.200%, the gap between the tip of the tooth 23 and the rotor core 31 becomes uneven, causing uneven rotation, vibration, noise, and the like. Also, the rotor core 31 of the rotor core 30 hits the tips of the teeth 23. Therefore, the ratio of the difference between the maximum value and the minimum value of the inner diameter D to the average diameter is set to 0.200% or less. This ratio is preferably 0.15% or less, more preferably 0.100% or less. Since the smaller the ratio, the better, there is no lower limit.
  • One of the causes of non-uniform residual stress distribution in the stator core is the structural non-uniformity of the punched non-oriented electrical steel sheets.
  • the stresses remaining in the respective structures are different, resulting in differences in the degree of stress release during core annealing.
  • the recrystallized structure and the non-recrystallized structure are finely dispersed in the non-oriented electrical steel sheet, it is relatively difficult to detect a decrease in roundness of the inner diameter of the stator core after punching.
  • the uneven distribution of the recrystallized structure and the non-recrystallized structure occurs when the average grain size of the steel sheet before the final cold rolling is relatively large, or when there are many grains larger than the average grain size in the steel sheet before the final cold rolling. easy to get up.
  • "Before final cold rolling” means after the final annealing performed before final cold rolling.
  • after hot-rolling and coiling corresponds to "before the final cold-rolling”
  • the hot-rolled sheet After annealing corresponds to "before final cold rolling”
  • after intermediate annealing corresponds to "before final cold rolling”.
  • the ⁇ 100 ⁇ 0vw> oriented grains become coarsely processed grains elongated in the rolling direction during cold rolling, and are then annealed. It remains as a coarse non-recrystallized structure.
  • the non-oriented electrical steel sheet of the present embodiment has a crystal grain size of less than 200 ⁇ m when a boundary having a crystal orientation difference of 2° or more and less than 15° is regarded as a grain boundary in a cross section parallel to the steel sheet surface.
  • the grain area ratio satisfies 10% or less.
  • the crystal misorientation of the boundary for judging the crystal boundary is limited to a small misorientation of less than 15°.
  • a region observed as a relatively fine structure with a crystal grain size of less than 200 ⁇ m due to such a grain boundary with a small crystal orientation difference is, in other words, a region in which crystals having the same crystal orientation are adjacent to each other.
  • Such regions are considered to be generated by cold rolling and annealing due to the presence of non-uniform regions in which recrystallized structures and non-recrystallized structures are unevenly distributed.
  • this area ratio is limited to 10% or less. It is preferably less than 5%.
  • the reason why the lower limit of the crystal orientation difference for judging the grain boundary is set to 2° or more is that if the crystal orientation difference for judging the grain boundary is too small (for example, about 1°), slight distortion of the crystal or This is because, depending on the accuracy of the measuring instrument, what is not a crystal boundary may be determined to be a crystal grain boundary.
  • the crystal orientation difference and the area ratio of crystal grains are measured as follows. First, a sample (crystalline sample) is taken from a non-oriented electrical steel sheet with a cross section parallel to the steel sheet surface (a cross section parallel to the rolling direction and thickness direction of the steel sheet) as an observation surface, and the observation surface is polished to a mirror surface. Finish. Next, the crystalline sample is placed in a scanning electron microscope (SEM) with a large inclination, and is irradiated with an electron beam to obtain an EBSD (Electron Back Scatter Diffraction) pattern. The EBSD pattern is continuously collected by a dedicated EBSD detector, and the EBSD pattern is indexed and the crystal orientation is calculated.
  • SEM scanning electron microscope
  • the crystal structure analysis by the EBSD method is performed at a magnification of 100, the number of fields of view: 5, and the size of one field of view is 800 ⁇ m ⁇ 1,000 ⁇ m or more.
  • the obtained data is analyzed with "OIM Analysis Version 7.3.1” (manufactured by TSL).
  • TSL "OIM Analysis Version 7.3.1”
  • the maximum grain size is D15 MAX when the boundary having a crystal orientation difference of 15° or more is regarded as the grain boundary, and the boundary having a crystal orientation difference of 2° or more
  • D2 AVE is the average crystal grain size when is regarded as a crystal grain boundary, it is preferable to satisfy the following formula (1).
  • This ratio is an index showing how continuously the crystals having the same crystal orientation are adjacent to each other and how wide they spread.
  • the grain boundary for determining D2 AVE includes the grain boundary for determining D15 MAX . That is, the crystal grain structure for determining D2 AVE is a crystal structure obtained by further dividing part of the crystal grains for determining D15 MAX at grain boundaries with a small misorientation. The smaller this ratio, the coarser the crystal grains when a boundary with a crystal misorientation of 15° or more is regarded as a grain boundary, the more coarse the crystal grains are at the crystal grain boundary with a small misorientation of 2° or more and less than 15°. Indicates a state of fragmentation.
  • D15 MAX /D2 AVE is preferably 3.0 or less.
  • the shape of the crystal grain having a crystal grain size of 200 ⁇ m or more is approximated by an ellipse.
  • DL is the length of the long axis
  • DC is the length of the short axis.
  • the approximation to an ellipse is, for example, ⁇ “Investigation of material control and material maintenance methods by evaluating strength characteristics focusing on crystal grain shape” (Harada et al., Abstracts of the Japan Society of Maintenology, 2nd, P150) can be processed according to the procedure described in .
  • a test piece having a width of 15 mm and a length of 10 mm with the rolling direction as the longitudinal direction is taken from the center of the non-oriented electrical steel sheet in the sheet width direction, and from the surface of the test piece to about 1/2 of the plate thickness. Polished to a mirror finish.
  • the mirror-finished sample is observed at an observation magnification of 100 using an EBSD-equipped SEM, and the crystal structure is analyzed by EBSD measurement.
  • Data obtained by EBSD measurement is subjected to crystal orientation analysis using "OIM Analysis Version 7.3.1" (manufactured by TSL).
  • DL/DC is calculated individually and averaged.
  • the present embodiment defines a situation in which coarse crystal grains are finely divided at crystal grain boundaries with a small misorientation of 2° or more and less than 15°.
  • coarse crystal grains refers to crystal grains when a boundary having a crystal orientation difference of 15° or more is regarded as a crystal grain boundary.
  • Coarse crystal grains to be split are stretched by cold rolling in the manufacturing process, and fine crystal grains dividing them tend to occur in such stretched regions. In other words, even if coarse crystal grains exist, if they are not stretched, the coarse crystal grains will have a recrystallized structure and a non-recrystallized structure that cause uneven distribution of residual stress as described above. It should be considered that it occurred independently of the ubiquitous organization. In other words, it is an index that indicates that there was no structure that would cause uneven distribution of residual stress that would reduce the roundness.
  • DL/DC is 3.0 or less.
  • the average grain size of the steel sheet before the final cold rolling is 200 ⁇ m or less, and the existence ratio of crystal grains exceeding 200 ⁇ m is 10% or less of the whole.
  • the existence ratio of ⁇ 100 ⁇ ⁇ 0vw> oriented grains in the steel sheet before the final cold rolling is 10% or less of the whole.
  • Such a base sheet is a steel sheet in which uneven distribution of the recrystallized structure and the non-recrystallized structure is suppressed as described above, and it is possible to avoid a decrease in roundness during punching and subsequent annealing.
  • the "original sheet of non-oriented electrical steel sheet” in this embodiment can be used as a motor core as it is.
  • the structure of the present embodiment is referred to as an "original plate”
  • the steel sheet is also expected to be used as it is as a non-oriented electrical steel sheet, which is a material for motor cores.
  • Crystal grain boundaries, crystal grain sizes, and crystal orientations are determined using "OIM Analysis Version 7.3.1" (manufactured by TSL) to obtain measured values.
  • Typical measurement conditions are a beam diameter of 1 ⁇ m and a crystal orientation likelihood of 10°.
  • the chemical composition of the non-oriented electrical steel sheet according to the present embodiment contains Si, optionally contains selective elements, and the balance consists of Fe and impurities. Each element will be described below.
  • C 0% or more and 0.0050% or less C (carbon) is an element that is contained as an impurity and deteriorates magnetic properties. Therefore, the C content should be 0.0050% or less. Preferably, it is 0.0030% or less. Since the C content is preferably small, there is no need to limit the lower limit, and the lower limit may be 0%. However, since it is not easy to make the content 0% industrially, the lower limit may be more than 0%, or 0.0010% or more.
  • Si 2.00% or more and 3.25% or less
  • Si is an element effective in increasing the specific resistance of the steel sheet and reducing iron loss. Therefore, the Si content should be 2.00% or more.
  • Si is an effective element for achieving both magnetic properties and mechanical anisotropy as a non-oriented electrical steel sheet.
  • the Si content is preferably more than 2.50%, more preferably 2.70% or more, further preferably 2.90% or more, and 3.00% or more. is more preferred.
  • an excessive Si content significantly lowers the magnetic flux density. Therefore, the Si content should be 3.25% or less.
  • the Si content is preferably 3.20% or less, more preferably 3.15% or less.
  • sol. Al 0% or more and 1.10% or less
  • Al aluminum
  • sol. Al content is less than 1.10%. sol.
  • sol. Al There is no need to limit the lower limit of Al, and the lower limit may be 0%. However, in order to more reliably obtain the effect of the above action, sol. It is preferable to set the Al content to 0.10% or more.
  • sol. Al means acid-soluble aluminum.
  • Mn 0% or more and 1.10% or less
  • Mn manganese
  • P 0% or more and 0.30% or less
  • P phosphorus
  • P is an element generally contained as an impurity.
  • P since it has the effect of improving the texture of the non-oriented electrical steel sheet and improving the magnetic properties, it may be contained as necessary.
  • P since P is also a solid-solution strengthening element, an excessive P content hardens the steel sheet and makes cold rolling difficult. Therefore, the P content should be 0.30% or less.
  • the P content is preferably 0.20% or less. There is no need to limit the lower limit of P, and the lower limit may be 0%. However, in order to more reliably obtain the effects of the above action, the P content is preferably 0.001% or more, more preferably 0.015% or more.
  • S 0% or more and 0.0100% or less S (sulfur) is contained as an impurity, combines with Mn in the steel to form fine MnS, inhibits the growth of grains during annealing, It degrades the magnetic properties of the electrical steel sheet. Therefore, the S content is set to 0.0100% or less.
  • the S content is preferably 0.0050% or less, more preferably 0.0030% or less. Since the S content is preferably small, there is no need to limit the lower limit, and the lower limit may be 0%. However, since it is not easy to reduce the content to 0% industrially, the lower limit may be set to 0.0001%.
  • N 0% or more and 0.0100% or less N (nitrogen) is contained as an impurity, combines with Al to form fine AlN, inhibits the growth of crystal grains during annealing, and degrades magnetic properties. Therefore, the N content is set to 0.0100% or less.
  • the N content is preferably 0.0050% or less, more preferably 0.0030% or less. Since the N content is preferably small, there is no need to limit the lower limit, and the lower limit may be 0%. However, since it is not easy to reduce the content to 0% industrially, the lower limit may be 0.0001% or more, may be more than 0.0015%, or may be 0.0020% or more.
  • Ti 0% or more and 0.1000% or less
  • Ti is an element that is unavoidably mixed in steel, and can combine with carbon or nitrogen to form precipitates (carbides, nitrides). When carbides or nitrides are formed, these precipitates themselves deteriorate the magnetic properties of the non-oriented electrical steel sheet. Furthermore, carbides or nitrides inhibit the growth of grains during final annealing, degrading the magnetic properties of the non-oriented electrical steel sheet. Therefore, the Ti content should be 0.1000% or less.
  • the Ti content is preferably 0.0100% or less, more preferably 0.0050% or less, even more preferably 0.0020% or less.
  • the Ti content may be 0%. Note that an extreme reduction in the Ti content may cause an increase in manufacturing costs, so the Ti content is preferably 0.0005% or more.
  • Ca 0% or more and 0.010% or less
  • Ca (calcium) suppresses the precipitation of fine sulfides (MnS, Cu 2 S, etc.) by forming coarse sulfides, so it is an effective choice for inclusion control. It is an element, and when added in an appropriate amount, it has the effect of improving crystal grain growth and improving magnetic properties (for example, iron loss). However, if it is contained excessively, the effects due to the above action become saturated, leading to an increase in cost. Therefore, the Ca content should be 0.010% or less.
  • the Ca content is preferably 0.008% or less, more preferably 0.005% or less. There is no need to limit the lower limit of Ca, and the lower limit may be 0%. However, in order to more reliably obtain the effects of the above action, the Ca content is preferably 0.0003% or more.
  • the Ca content is preferably 0.001% or more, more preferably 0.003% or more.
  • Cr 0% or more and 5.000% or less
  • Cr chromium
  • the Cr content is preferably 0.500% or less, more preferably 0.100% or less.
  • the lower limit may be 0%.
  • the Cr content is preferably 0.0010% or more in order to more reliably obtain the effects of the above action.
  • Ni 0% or more and 5.000% or less
  • Ni (nickel) is a selective element that improves magnetic properties (for example, saturation magnetic flux density).
  • the Ni content should be 5.000% or less.
  • the Ni content is preferably 0.500% or less, more preferably 0.100% or less.
  • the lower limit may be 0%.
  • the Ni content is preferably 0.0010% or more in order to more reliably obtain the effects of the above action.
  • Cu 0% or more and 5.000% or less
  • Cu (copper) is a selective element that improves the steel sheet strength.
  • the saturation magnetic flux density may be lowered, and the effect due to the above action is saturated, leading to an increase in cost. Therefore, the Cu content is set to 5.000% or less.
  • the Cu content is preferably 0.100% or less.
  • the lower limit may be 0%.
  • the Cu content is preferably 0.0010% or more in order to more reliably obtain the effects of the above action.
  • Sn 0% or more and 0.100% or less
  • Sb 0% or more and 0.100% or less
  • Sn (tin) and Sb (antimony) improve the texture of the non-oriented electrical steel sheet and improve the magnetic properties (e.g., magnetic flux density ), it may be contained as necessary. However, if it is contained excessively, it may embrittle the steel and cause cold-rolling fracture, and may deteriorate the magnetic properties. Therefore, the contents of Sn and Sb are each set to 0.100% or less. Sn and Sb do not need to have a lower limit, and the lower limit may be 0%. However, in order to more reliably obtain the effects of the above action, the Sn content is preferably 0.001% or more, more preferably 0.010% or more. The Sb content is preferably 0.001% or more, preferably 0.002% or more, more preferably 0.010% or more, and more than 0.025%. More preferred.
  • Ce 0% or more and 0.100% or less
  • Ce suppresses the precipitation of fine sulfides (MnS, Cu 2 S, etc.) by producing coarse sulfides and oxysulfides, and improves grain growth.
  • MnS, Cu 2 S, etc. fine sulfides
  • the Ce content should be 0.100% or less.
  • the Ce content is preferably 0.010% or less, more preferably 0.009% or less, and even more preferably 0.008% or less.
  • the Ce content is preferably 0.001% or more in order to more reliably obtain the effects of the above action.
  • the Ce content is more preferably 0.002% or more, more preferably 0.003% or more, and even more preferably 0.005% or more.
  • the chemical composition of the non-oriented electrical steel sheet according to the present embodiment includes, in addition to the above elements, selected elements such as B, O, Mg, Ti, V, Zr, Nd, Bi, W, Mo, Nb and Y may be contained.
  • selected elements such as B, O, Mg, Ti, V, Zr, Nd, Bi, W, Mo, Nb and Y may be contained.
  • the content of these selective elements may be controlled based on known knowledge. For example, the content of these selective elements may be as follows.
  • V 0% or more and 0.100% or less
  • Zr 0% or more and 0.100% or less
  • Nb 0% or more and 0.100% or less
  • B 0% or more and 0.100% or less
  • O 0% or more and 0.100% or less
  • Mg 0% or more and 0.100% or less
  • Nd 0% or more and 0.100% or less
  • Bi 0% or more and 0.100% or less
  • W 0% or more and 0.100% or less
  • Mo 0% or more and 0.100% or less
  • Y 0% or more and 0.100% or less.
  • the non-oriented electrical steel sheet according to the present embodiment has a chemical composition of, in mass%, C: 0.0010% or more and 0.0050% or less, sol. Al: 0.10% or more and less than 1.10%, Mn: 0.0010% or more and 1.10% or less, P: 0.0010% or more and 0.30% or less, S: 0.0001% or more and 0.0100% or less, N: more than 0.0015% and 0.0100% or less, Ti: 0.0001% or more and 0.1000% or less, V: 0.0001% or more and 0.100% or less, Zr: 0.0002% or more and 0.100% or less, Nb: 0.0001% or more and 0.100% or less, B: 0.0001% or more and 0.100% or less, O: 0.0001% or more and 0.100% or less, Mg: 0.0001% or more and 0.100% or less, Ca: 0.0003% or more and 0.010% or less, Cr: 0.0010% or more and 5.000% or less, Ni: 0.0010, sol
  • the B content is preferably 0.01% or less
  • the O content is preferably 0.01% or less
  • the Mg content is preferably 0.005% or less
  • the Ti content is preferably 0.002% or less
  • the V content is preferably 0.002% or less
  • the Zr content is preferably 0.002% or less
  • the Nd content is 0.01%
  • Bi content is preferably 0.01% or less
  • W content is preferably 0.01% or less
  • Nb content is preferably 0.002% or less
  • the Y content is 0.01% or less
  • the Ti content is preferably 0.001% or more
  • the V content is preferably 0.002% or more
  • the Nb content is preferably 0.002% or more.
  • the above chemical composition can be measured by a general analysis method for steel.
  • the chemical composition may be measured using ICP-AES (Inductively Coupled Plasma-Atomic Emission Spectrometry).
  • sol. Al can be measured by ICP-AES using the filtrate obtained by thermally decomposing the sample with acid.
  • Si uses the silicon dioxide gravimetric method
  • C and S use the combustion-infrared absorption method
  • N uses the inert gas melting-thermal conductivity method
  • O uses the inert gas melting-nondispersive infrared absorption method. It can be measured using the method.
  • the above chemical composition is the composition of a non-oriented electrical steel sheet that does not contain an insulating coating or the like. If the non-oriented electrical steel sheet used as the measurement sample has an insulating coating or the like on the surface, the measurement is performed after removing this.
  • the insulating coating or the like may be removed by the following method. First, a non-oriented electrical steel sheet having an insulating coating or the like is immersed in an aqueous sodium hydroxide solution, an aqueous sulfuric acid solution, and an aqueous nitric acid solution in that order, and then washed. Finally, it is dried with warm air. Thereby, a non-oriented electrical steel sheet from which the insulating coating is removed can be obtained. Alternatively, the insulating coating or the like may be removed by grinding.
  • non-oriented electrical steel sheet of the present embodiment may contain Sr, Ba, La, Pr, Zn and Cd in addition to the above elements.
  • Sr, Ba, La, Pr, Zn and Cd coarsen sulfides that inhibit grain growth and facilitate grain growth, so they are appropriately contained as necessary.
  • a non-oriented electrical steel sheet can be obtained by performing, for example, steelmaking, hot rolling, hot-rolled sheet annealing, pickling, cold rolling, and annealing on steel containing the above chemical components.
  • molten steel may be directly hot-rolled by a rapid solidification method, or a hot-rolled sheet may be obtained by thin slab casting and continuous hot rolling.
  • Hot-rolled sheet annealing is a process in which a hot-rolled sheet in which a worked structure remains is heated to 800-1050°C to recrystallize and grow grains. This makes it possible to create a texture favorable for magnetic properties after subsequent cold rolling and annealing.
  • hot-rolled sheet annealing may be performed in order not to cause surface unevenness called ridging in cold rolling, but hot-rolled sheet annealing is not performed in this embodiment. may
  • the hot-rolled sheet (or hot-rolled and annealed sheet) is cold-rolled to obtain a predetermined thickness.
  • the cold rolling may be a single cold rolling method without intermediate annealing, a double cold rolling method with intermediate annealing, or a multiple cold rolling method with multiple intermediate annealings.
  • annealing finish annealing
  • the insulating coating may be formed by applying an insulating material to the surface of the non-oriented electrical steel sheet and baking it.
  • the average grain size of the steel sheet before the final cold rolling is 200 ⁇ m or less, and the existence ratio of crystal grains exceeding 200 ⁇ m is 10% or less of the total grains.
  • the following conditions are particularly satisfied.
  • the average temperature increase rate in the temperature range of 700°C or higher is 50°C/second or more
  • the maximum temperature (annealing temperature) is 1050°C or less
  • the soaking time is 3 minutes or less.
  • the average heating rate in the temperature range of 700° C. or higher is 60° C./second or higher.
  • the maximum plate temperature is preferably 1000° C. or less.
  • the soaking time is preferably 2 minutes or less, more preferably 1 minute or less.
  • the annealing atmosphere in hot-rolled sheet annealing or intermediate annealing before final cold rolling is a dry nitrogen atmosphere.
  • the annealing atmosphere in hot-rolled sheet annealing or intermediate annealing before final cold rolling is preferably a dry nitrogen atmosphere.
  • the average grain size before and after final cold rolling may be measured by the cutting method specified in JIS G0551:2020.
  • a vertical cross-sectional structure photograph an average value of grain sizes measured by a cutting method in the plate thickness direction and the rolling direction may be used.
  • An optical microscopic photograph can be used as the longitudinal section structure photograph, and for example, a photograph taken at a magnification of 50 times may be used.
  • the presence ratio of ⁇ 100 ⁇ ⁇ 0vw> oriented grains in the steel sheet before the final cold rolling is 10% or less of the total crystal grains. meet.
  • the degree of superheat is preferably 15° C. or less, more preferably 10° C. or less, and even more preferably 5° C. or less.
  • the average cooling rate of 900° C. or higher in the cooling process is set to 20° C./second (72000° C./hr.) or less.
  • the average cooling rate is desirably 10°C/sec (36000°C/hr.) or less, more desirably 5°C/sec (18000°C/hr.) or less.
  • the heating temperature is set to 1100° C. or less and the heating time is set to 2 hours or less, preferably 1 hour or less.
  • the existence ratio of ⁇ 100 ⁇ 0vw> oriented grains is measured as follows. Using OIM Analysis Version 7.3.1 (manufactured by TSL), the area ratio of each oriented grain of interest is extracted from the observation field by a scanning electron microscope observed under the following measurement conditions (tolerance is 10 ° ). The extracted area is divided by the area of the observation field to obtain a percentage. Let this percentage be the area ratio of each oriented grain.
  • ⁇ Measuring device Scanning electron microscope with electron beam backscatter diffraction device (SEM-EBSD)
  • SEM Scanning electron microscope with electron beam backscatter diffraction device
  • SEM "JSM-6400" (manufactured by JEOL)
  • EBSD detector “HIKARI” (manufactured by TSL)
  • Step interval 2 ⁇ m
  • ⁇ Measurement object Center layer (1/2 plate thickness) of the Z plane of the steel plate (the cut surface of the steel plate cut in the plate thickness direction)
  • ⁇ Measurement area 8000 ⁇ m ⁇ 2400 ⁇ m area
  • ⁇ Grain boundary The angle difference in crystal orientation is 15 ° or more (a continuous region with an angle difference of less than 15 ° is regarded as one crystal grain)
  • the thickness of the non-oriented electrical steel sheet according to this embodiment may be 0.35 mm or less. More preferably, it is 0.30 mm or less. On the other hand, excessive thinning significantly reduces the productivity of steel sheets and motors, so the thickness is preferably 0.10 mm or more. More preferably, it is 0.15 mm or more. Moreover, the average crystal grain size of the non-oriented electrical steel sheet according to the present embodiment is 10 ⁇ m or more and 200 ⁇ m or less.
  • the plate thickness can be measured with a micrometer.
  • the non-oriented electrical steel sheet used as a measurement sample has an insulating film etc. on the surface, it measures after removing this.
  • Example 1 Regarding symbols 1F and 1G in Table 1, in mass %, Si: 3.00%, sol.
  • a steel containing 0.50% Al, 0.20% Mn, 0.01% C, and other inevitable impurities was melted and hot-rolled to a thickness of 2 mm.
  • the hot-rolled sheet was heated to the annealing temperature (1,000° C. to 1,200° C.) at the average heating rate shown in Table 1 and annealed for 2 minutes.
  • the hot-rolled sheet was decarburized with a wet hydrogen atmosphere as the annealing atmosphere.
  • a hot-rolled and annealed sheet having a metal structure shown in Table 1 and having a thickness of 2 mm was obtained.
  • the hot-rolled and annealed sheet was cold-rolled to a sheet thickness of 0.25 mm, and annealed at 750° C. for 30 seconds (finish annealing) to obtain a non-oriented electrical steel sheet.
  • Cold rolling was performed by a single cold rolling method.
  • Table 1 shows the annealing temperature, average heating rate, and annealing atmosphere of the hot-rolled and annealed sheets.
  • the average grain size of the raw sheet before the final cold rolling was measured and shown in Table 1.
  • a disk having a diameter of ⁇ 60 mm was punched from the obtained non-oriented electrical steel sheet with a die, subjected to strain relief annealing (core annealing) at 750° C.
  • Magnetic properties were evaluated in the following manner. First, a square sample of 16 ⁇ 16 mm was cut out from the obtained non-oriented electrical steel sheet for magnetic measurement. Then, the cut samples were subjected to stress relief annealing (core annealing) at 750° C. for 2 hours, and iron loss W10/400 and magnetic flux density B50 were measured. When the iron loss W10/400 was 14.0 W/kg or less and the magnetic flux density B50 was 1.65 T or more, the non-oriented electrical steel sheet had excellent magnetic properties and was judged to pass. On the other hand, when at least one of the iron loss W10/400 of 14.0 W/kg or more and the magnetic flux density B50 of 1.65 T or less was satisfied, the magnetic properties were evaluated as inferior and were rejected.
  • stress relief annealing core annealing
  • the ratio of the difference between the maximum value and the minimum value of the diameter of the disc to the average diameter is 0.200% or less, and is shown in Table 1 as a pass (invention example).
  • those having a ratio of the difference between the maximum diameter and the minimum diameter to the average diameter exceeding 0.200% are shown in Table 1 as failure (comparative example).
  • 1A and 1B have an average grain size of more than 200 ⁇ m in the steel plate before the final cold rolling, and the existence ratio of grains with a size of more than 200 ⁇ m is more than 10%, and the circularity after stress relief annealing is It was disqualified because it did not meet the evaluation criteria.
  • the temperature reached by hot-rolled sheet annealing exceeded 1050 ° C., so the average grain size of the steel sheet before the final cold rolling was over 200 ⁇ m, and the abundance ratio of crystal grains over 200 ⁇ m was 10%. It is considered super.
  • the existence ratio of crystal grains exceeding 200 ⁇ m was 10%, but the average crystal grain size of the steel sheet before the final cold rolling was over 200 ⁇ m, and the roundness after stress relief annealing was outside the evaluation criteria. was unsuccessful.
  • the temperature reached by the hot-rolled sheet annealing exceeded 1050° C., and therefore the average grain size of the steel sheet before the final cold rolling exceeded 200 ⁇ m.
  • the average crystal grain size of the steel sheet before the final cold rolling was 200 ⁇ m or less, but the existence ratio of crystal grains exceeding 200 ⁇ m was more than 10%, and the roundness after annealing was outside the evaluation criteria. , was unsuccessful.
  • the hot-rolled sheet annealing reached a temperature of 1050°C, but the annealing was performed in a humid hydrogen atmosphere, so it is considered that the existence ratio of crystal grains exceeding 200 ⁇ m exceeded 10%.
  • 1I was rejected because the roundness after strain relief annealing was out of the standard.
  • the average heating rate of hot-rolled sheet annealing was 45° C./second, so it is considered that the existence ratio of crystal grains exceeding 200 ⁇ m exceeded 10%.
  • the average grain size of the steel sheet before final cold rolling is 200 ⁇ m or less, and the abundance ratio of grains exceeding 200 ⁇ m is 10% or less, and the roundness after annealing satisfies the evaluation criteria, so it was passed.
  • the average grain size of the steel sheet before the final cold rolling becomes 200 ⁇ m or less and exceeds 200 ⁇ m. 10% or less of the total crystal grains, and the desired circularity can be obtained after punching.
  • all of 1D, 1E, 1H, 1J to 1N which are examples of the present invention, provide low iron loss and sufficient magnetic flux density (good magnetic properties).
  • Example 2 (Example 2) % by mass, Si: 3.00%, sol. Melt steel containing 0.50% Al, 0.20% Mn, 0.0020% C, and other unavoidable impurities, and adjust the deoxidation time to change the amount of oxygen in the molten steel. let me Molten steel was poured into a mold, and ingots were produced by changing the degree of superheat of the molten steel and the average cooling rate at 900° C. or higher as shown in Table 2. The average cooling rate was as shown in Table 2. After heating the ingot at 1,100° C. to 1,200° C. for 1 to 5 hours, it was hot rolled to a sheet thickness of 1.8 mm. The hot-rolled sheet was annealed at 1,050° C.
  • the hot-rolled and annealed sheet was cold-rolled to a sheet thickness of 0.20 mm, and annealed at 750° C. for 30 seconds (finish annealing) to obtain a non-oriented electrical steel sheet.
  • Cold rolling was performed by a single cold rolling method. A disk having a diameter of ⁇ 60 mm was punched from the obtained non-oriented electrical steel sheet with a die, subjected to strain relief annealing (core annealing) at 750° C. for 2 hours, and the roundness was measured before and after the annealing.
  • the ratio of the difference between the maximum and minimum diameters to the average diameter is 0.200% or less, and is shown in Table 2 as a pass (invention example). Also, in Table 2, samples with a ratio of the difference between the maximum diameter and the minimum diameter to the average diameter exceeding 0.200% were rejected (comparative examples).
  • 2A, 2B, 2F, and 2G had an abundance ratio of ⁇ 100 ⁇ ⁇ 0vw> oriented grains of more than 10%, and the circularity after stress relief annealing was out of the evaluation criteria, so they were disqualified.
  • the heating temperature of the ingot before hot rolling exceeded 1100° C.
  • the heating time exceeded 2 hours.
  • the heating time of the ingot was 2 hours, but the heating temperature exceeded 1100°C.
  • the heating temperature of the ingot was 1100°C, and the heating time was 1 hour. It is considered that the existence ratio of grains exceeded 10%.
  • 2C, 2D, 2E, 2H, 2K to 2N had ⁇ 100 ⁇ ⁇ 0vw> oriented grains at an abundance ratio of 10% or less, and the circularity after annealing satisfied the evaluation criteria, so they passed. From the above, by setting the ingot heating temperature to 1100° C. or less, the heating time to 1 hour or less, and the cooling rate to 20° C./second (72000° C./hr.) or less, the ⁇ 100 ⁇ It can be seen that the existence ratio of 0vw> oriented grains is 10% or less of the total crystal grains, and the desired roundness is obtained after punching.
  • Example 3 Regarding symbols 1F and 1G in Table 3, in mass %, Si: 3.00%, sol.
  • a steel containing 0.50% Al, 0.20% Mn, 0.01% C, and other inevitable impurities was melted and hot-rolled to a thickness of 2 mm.
  • the hot-rolled sheet was heated to the annealing temperature (1,000° C. to 1,200° C.) at the average heating rate shown in Table 1 and annealed for 2 minutes.
  • the hot-rolled sheet was decarburized with a wet hydrogen atmosphere as the annealing atmosphere.
  • a hot-rolled and annealed sheet having a metal structure shown in Table 3 and having a thickness of 2 mm was obtained.
  • the mass % Si 3.00%, sol.
  • a steel containing 0.50% Al, 0.20% Mn, 0.0020% C, and other unavoidable impurities was melted and hot-rolled to a thickness of 2 mm.
  • the hot-rolled sheet was heated to the annealing temperature (1,000° C. to 1,200° C.) at the average heating rate shown in Table 1 and annealed for 2 minutes.
  • the annealing atmosphere was a dry nitrogen atmosphere.
  • a hot-rolled and annealed sheet having a metal structure shown in Table 3 and having a thickness of 2 mm was obtained.
  • the hot-rolled and annealed sheet was cold-rolled to a sheet thickness of 0.25 mm, and annealed at 750° C. for 30 seconds (finish annealing) to obtain a non-oriented electrical steel sheet.
  • Cold rolling was performed by a single cold rolling method.
  • Table 3 "Conditions for production of raw sheet”, shows the annealing temperature, average heating rate, and annealing atmosphere of the hot-rolled and annealed sheet.
  • the average grain size of the raw sheet before the final cold rolling was measured and shown in Table 3.
  • a disk having a diameter of ⁇ 60 mm was punched from the obtained non-oriented electrical steel sheet with a die, subjected to stress relief annealing (core annealing) at 750° C.
  • the average crystal grain size of the steel sheet before the final cold rolling is over 200 ⁇ m
  • the existence ratio of crystal grains over 200 ⁇ m is over 10%
  • the circularity after stress relief annealing is outside the evaluation criteria. Therefore, it was unsuccessful.
  • the temperature reached by hot-rolled sheet annealing exceeded 1050 ° C., so the average grain size of the steel sheet before the final cold rolling was over 200 ⁇ m, and the abundance ratio of crystal grains exceeding 200 ⁇ m was 10%. It is considered super.
  • the existence ratio of crystal grains exceeding 200 ⁇ m was 10%, but the average crystal grain size of the steel sheet before the final cold rolling was over 200 ⁇ m, and the circularity after stress relief annealing was outside the evaluation criteria.
  • the average grain size of the steel sheet before the final cold rolling is 200 ⁇ m or less
  • the existence ratio of crystal grains exceeding 200 ⁇ m is 10% or less
  • the circularity after annealing satisfies the evaluation criteria. Therefore, it passed.
  • the average grain size of the steel sheet before the final cold rolling becomes 200 ⁇ m or less and exceeds 200 ⁇ m. 10% or less of the total crystal grains, and the desired circularity can be obtained after punching.
  • the roundness before strain relief annealing did not satisfy the evaluation criteria, but the average grain size of the steel sheet before the final cold rolling was 200 ⁇ m or less, and the abundance ratio of grains exceeding 200 ⁇ m was 10% or less. , and the circularity after stress relief annealing satisfied the evaluation criteria, so it was passed.
  • both the circularity before stress relief annealing and the circularity after stress relief annealing satisfy the evaluation criteria, and the circularity before stress relief annealing does not satisfy the evaluation criteria but after stress relief annealing Circularity that satisfies the evaluation criteria is included.
  • examples of the invention also include those whose roundness before stress relief annealing satisfies the evaluation criteria, including rotor cores that are not subjected to stress relief annealing. Therefore, in the invention examples, at least one of the circularity before stress relief annealing and the circularity after stress relief annealing satisfies the evaluation criteria.
  • Example 4 A steel containing the components shown in Tables 4A and 4B in mass % and containing other unavoidable impurities was melted and hot-rolled to a thickness of 2 mm.
  • the hot-rolled sheet was annealed at 1,050°C for 2 minutes.
  • the annealing atmosphere was a dry nitrogen atmosphere, and hot-rolled and annealed sheets with a thickness of 2 mm and having metallographic structures shown in Tables 4A and 4B were obtained.
  • the hot-rolled and annealed sheet was cold-rolled to a sheet thickness of 0.25 mm, and annealed at 750° C. for 30 seconds (finish annealing) to obtain a non-oriented electrical steel sheet.
  • Cold rolling was performed by a single cold rolling method.
  • the average grain size of the raw sheet before the final cold rolling and the existence ratio of grains of more than 200 ⁇ m were measured.
  • a disk having a diameter of ⁇ 60 mm was punched from the obtained non-oriented electrical steel sheet with a die, subjected to stress relief annealing (core annealing) at 750° C. for 2 hours, and the roundness before and after stress relief annealing was measured.
  • core annealing stress relief annealing
  • the ratio of the difference between the maximum and minimum diameters to the average diameter of 0.200% or less is shown in Table 5 as passing (invention example).
  • a 16 ⁇ 16 mm square sample for magnetic measurement was cut from the obtained non-oriented electrical steel sheet, subjected to strain relief annealing (core annealing) at 750 ° C. for 2 hours, and iron loss W10/400 and magnetic flux density B50 were measured. did.
  • core annealing strain relief annealing
  • iron loss W10/400 was 14.00 W/kg or less
  • the magnetic flux density B50 was 1.650 T or more
  • stator core 22 core back 23 tooth 30 rotor core 31 rotor iron core 32 magnet 50 case 60 shaft

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Abstract

この無方向性電磁鋼板は、鋼板表面に平行な断面において、結晶方位差が２°以上１５°未満の境界を結晶粒界と見なしたとき、結晶粒径が２００μｍ未満である結晶粒の面積率が１０％以下を満足する。

Description

無方向性電磁鋼板
　本発明は、無方向性電磁鋼板に関する。
　本願は、２０２１年３月３１日に、日本に出願された特願２０２１－０６１７５２号、および２０２１年６月１５日、日本に出願された特願２０２１号－０９９５９７号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
　近年、モータ等の電気機器の世界的な需要の高まりにより、モータ等の材料として用いられる無方向性電磁鋼板の需要が高まっている。
　特許文献１には、無方向性電磁鋼板を打抜いてモータコアを作製する方法において、打ち抜き金型の切り刃真円度を、無方向性電磁鋼板の伸び率に応じて制御することが記載されている。
日本国特開平１０－２４３３３号公報
　モータのステータコアに用いられる無方向性電磁鋼板は、ステータコアが金型で打ち抜かれた後、鉄損を低減するためにコア焼鈍が施される。なお、具体的には、先ず無方向性電磁鋼板からロータコアが打ち抜かれ、次にステータコアの内径が打ち抜かれた後、ステータコアの外径が打ち抜かれる。ステータコアにコア焼鈍により熱を加えることで、残留していた応力、歪みが解放され、鉄損が低減される。なお、ステータコアにはコア焼鈍が施されるが、高強度化のためにロータコアには焼鈍が施されないのが一般的である。
　ステータコアを金型で打ち抜いた後のステータコア内の残留応力分布が不均一であると、コア焼鈍の際の残留応力解放に伴うステータコアの形状変化が不均一になる。これにより、コア焼鈍前に得られていたステータコア内径の高い真円度がコア焼鈍により低下することがある。残留応力分布が不均一となる要因の１つに、打抜かれる無方向性電磁鋼板の組織的不均一が挙げられる。
　上記特許文献１に記載された技術は、打ち抜き金型の切り刃真円度を、無方向性電磁鋼板の伸び率に応じて制御するものであり、無方向性電磁鋼板の加工後の寸法精度を打ち抜き金型の寸法によって制御するものである。このため、特許文献１に記載された技術は、打ち抜き金型の寸法に依存することなく、所望の寸法精度を得ることが可能な無方向性電磁鋼板を提供することは想定していない。
　そこで、本発明は、加工後およびその後のコア焼鈍（歪取焼鈍）後の寸法精度の低下を抑制することが可能な無方向性電磁鋼板を提供することを目的とする。
　本開示の要旨は以下のとおりである。
（１）本発明の一実施形態に係る無方向性電磁鋼板は、鋼板表面に平行な断面において、結晶方位差が２°以上１５°未満の境界を結晶粒界と見なしたとき、結晶粒径が２００μｍ未満である結晶粒の面積率が１０％以下を満足する。
（２）上記（１）に記載の無方向性電磁鋼板は、鋼板表面に平行な断面において、結晶方位差が１５°以上の境界を結晶粒界と見なしたときの最大結晶粒径をＤ１５ＭＡＸ、結晶方位差が２°以上の境界を結晶粒界と見なしたときの平均結晶粒径をＤ２ＡＶＥとしたとき、下記（１）式を満足してもよい。
　　Ｄ１５ＭＡＸ／Ｄ２ＡＶＥ≦５．０　・・・（１）
（３）上記（１）または（２）に記載の無方向性電磁鋼板は、鋼板表面に平行な断面において、結晶方位差が１５°以上の境界を結晶粒界と見なしたとき、２００μｍ以上の結晶粒径を有する結晶粒の形体を楕円で近似して得られる形体において、長軸長さをＤＬ、短軸長さをＤＣとしたとき、下記（２）式を満足してもよい。
　　ＤＬ／ＤＣ≦５．０　・・・（２）
（４）上記（１）～（３）の何れか一項に記載の無方向性電磁鋼板は、質量％で、
　　Ｃ　：０％以上０．００５０％以下、
　　Ｓｉ：２．００％以上３．２５％以下、
　　ｓｏｌ．Ａｌ：０％以上１．１０％以下、
　　Ｍｎ：０％以上１．１０％以下、
　　Ｐ　：０％以上０．３０％以下、
　　Ｓ　：０％以上０．０１００％以下、
　　Ｎ　：０％以上０．０１００％以下、
　　Ｔｉ：０％以上０．１０００％以下、
　　Ｖ　：０％以上０．１００％以下、
　　Ｚｒ：０％以上０．１００％以下、
　　Ｎｂ：０％以上０．１００％以下、
　　Ｂ　：０％以上０．１００％以下、
　　Ｏ　：０％以上０．１００％以下、
　　Ｍｇ：０％以上０．１００％以下、
　　Ｃａ：０％以上０．０１０％以下、
　　Ｃｒ：０％以上５．０００％以下、
　　Ｎｉ：０％以上５．０００％以下、
　　Ｃｕ：０％以上５．０００％以下、
　　Ｓｎ：０％以上０．１００％以下、
　　Ｓｂ：０％以上０．１００％以下、
　　Ｃｅ：０％以上０．１００％以下、
　　Ｎｄ：０％以上０．１００％以下、
　　Ｂｉ：０％以上０．１００％以下、
　　Ｗ　：０％以上０．１００％以下、
　　Ｍｏ：０％以上０．１００％以下、および
　　Ｙ　：０％以上０．１００％以下、
　を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有し、
　板厚が０．１０ｍｍ以上０．３５ｍｍ以下であり、
　平均結晶粒径が１０μｍ以上２００μｍ以下であってもよい。
　本発明に係る上記実施形態によれば、加工後およびその後のコア焼鈍（歪取焼鈍）後の寸法精度の低下を抑制することが可能な無方向性電磁鋼板を提供することができる。
ステータコアの内部にロータコアが挿入された状態を示す平面図である。
　以下、図面を参照して本発明の一実施形態に係る無方向性電磁鋼板およびその製造方法について説明する。
　ステータコアに用いられる無方向性電磁鋼板は、ステータコアの形状に金型で打ち抜かれた後、鉄損を低減するために熱処理（コア焼鈍）が施される。打ち抜き後の鋼板に対し熱処理を施すことで、残留していた応力、歪みが解放され、鉄損が低減される。
　コア焼鈍の際に、ステータコアを金型で打ち抜いた後のステータコア内の残留応力分布が不均一であると、残留応力解放に伴うステータコアの形状変化が不均一になる。これにより、コア焼鈍前に得られていたステータコア内径の高い真円度がコア焼鈍により低下することがある。
　図１は、ステータコアの内部にロータコアが挿入された状態を示す平面図である。図１において、ステータコア２１は、無方向性電磁鋼板を紙面垂直方向に積層して構成され、外周側のコアバック２２と、コアバック２２から内側に突出した複数のティース２３から構成される。ティース２３の先端よりも内側にはロータコア３０が挿入される。ロータコア３０は、ロータ鉄心３１とロータ鉄心３１の外周側に設けられてティース２３の先端と対向する複数の磁石３２を有する。ステータコア２１の外周はケース５０に保持されている。ロータ鉄心３１の中心には、シャフト６０が貫通し、シャフト６０はロータ鉄心３１に対して固定されている。シャフト６０は、シャフト６０の中心Ｏをステータコア２１の内径の中心と一致させた状態で、ケース５０（または他の固定部材）により中心Ｏを回転軸として回転可能に支持されている。
　図１では、ステータコアの内径は、具体的にはティース２３の先端の内径Ｄである。上述した残留応力開放に伴うステータコア２１の形状変化により、この内径Ｄの真円度が低下すると、ティース２３の先端とロータ鉄心３１との間のギャップが不均一になる。これにより、ロータコア３０が回転する際のコギングトルクが大きくなる。コギングトルクの増大は、回転ムラ、振動、騒音等の要因となる。また、ステータコア２１の内径の真円度が更に低下すると、ティース２３の先端にロータコア３０のロータ鉄心３１が当たるなどの不具合が生じ得る。
　ＪＩＳ　Ｂ０６２１（１９８４）「幾何偏差の定義及び表示」では、「真円度とは、円形形態の幾何学的に正しい円からの狂いの大きさをいう」と定義されている。また、真円度の表示については「真円度は円形形体を二つの同心の幾何学的円で挟んだとき、同心二円の間隔が最小となる場合の二円の半径差で表し、真円度＿ｍｍ又は真円度＿μｍと表示する」と記載されている。
　本実施形態では、真円度の評価基準として、円の直径の最大値と最小値の差を平均径で除算して得られる比率を採用する。なお、円の直径の最大値はＪＩＳ　Ｂ０６２１（１９８４）に記載された上記同心二円のうち大きい円の直径であり、円の直径の最大値は上記同心二円のうち小さい円の直径である。また、平均径とは円の直径の最大値と最小値を平均した値である。したがって、本実施形態の真円度の評価基準は、ＪＩＳ　Ｂ０６２１（１９８４）に記載された同心二円の間隔が最小となる場合の二円の半径差である真円度を、二円の半径の平均値で除算して得られる比率に相当する。
　内径Ｄの最大値と最小値の差の平均径に対する比率が０．２００％を超えると、ティース２３の先端とロータ鉄心３１との間のギャップが不均一になり、回転ムラ、振動、騒音等の要因となり、またティース２３の先端にロータコア３０のロータ鉄心３１が当たるなどの不具合が発生するため、内径Ｄの最大値と最小値の差の平均直径に対する比率は０．２００％以下とする。この比率は、好ましくは０．１５％以下であり、さらに好ましくは０．１００％以下である。比率は小さいほど好ましいため、下限は設けない。
　ステータコア内の残留応力分布が不均一となる要因の１つに、打抜かれる無方向性電磁鋼板の組織的不均一が挙げられる。特に、コア焼鈍前の無方向性電磁鋼板に再結晶組織と未再結晶組織とが混在する場合、それぞれの組織に残留する応力が異なるため、コア焼鈍時の応力解放度合いに差が生じる。その結果、ステータコア内のそれぞれの組織における形状変化にも差が生じることになる。再結晶組織と未再結晶組織とが無方向性電磁鋼板内で細かく分散している場合は、打ち抜き後のステータコアの内径の真円度の低下は比較的検知されにくい。しかし、無方向性電磁鋼板内で再結晶組織と未再結晶組織とが偏在している場合は、偏在するそれぞれの組織でコア焼鈍時の応力解放が異なるため、打ち抜き後のステータコアの内径の真円度が低下し、結果、モータ製造管理上のエラーが増加する。
　再結晶組織と未再結晶組織の偏在は、最終冷延前の鋼板の平均結晶粒径が比較的大きい場合、あるいは最終冷延前の鋼板に平均結晶粒径より大きい結晶粒が多数存在する場合に起きやすい。なお、「最終冷延前」とは、最終冷間圧延前に行われた最後の焼鈍後である。例えば熱延板焼鈍を実施しない一回冷延法であれば熱延巻取後が「最終冷延前」に相当し、熱延板焼鈍を実施する一回冷延法であれば熱延板焼鈍後が「最終冷延前」に相当し、二回冷延法または複数回冷延法であれば中間焼鈍後（最後の焼鈍後）が「最終冷延前」に相当する。
　また、最終冷延前に｛１００｝＜０ｖｗ＞方位粒が多数存在していると、｛１００｝＜０ｖｗ＞方位粒は冷延で圧延方向に延伸した粗大加工粒になり、その後の焼鈍で粗大な未再結晶組織として残留する。
　本実施形態の無方向性電磁鋼板は、鋼板表面に平行な断面において、結晶方位差が２°以上１５°未満の境界を結晶粒界と見なしたとき、結晶粒径が２００μｍ未満である結晶粒の面積率が１０％以下を満足する。
　ここでは、結晶の境界を判断する境界の結晶方位差を１５°未満と小さな方位差に限定している。このような小さな結晶方位差の粒界により結晶粒径が２００μｍ未満の比較的微細な組織として観察される領域は、言い換えると同じような結晶方位を有する結晶が隣接した領域となっている。そしてこのような領域は、上述の再結晶組織と未再結晶組織とが偏在した不均一領域の存在を原因として、冷延および焼鈍により発生したものと考えられる。つまり、このような結晶方位差の小さな結晶が隣接した領域の面積率が小さいことにより、上述のような残留応力の偏在の原因となる再結晶組織と未再結晶組織とが偏在した組織が存在していなかったものと判断できる。本実施形態ではこの面積率を１０％以下と限定する。好ましく５％未満である。なお、結晶粒界を判定する結晶方位差の下限を２°以上としたのは、結晶粒界と判断する結晶方位差があまりに小さい場合（例えば１°程度）だと、結晶のわずかな歪みや測定機器の精度によっては結晶の境界ではないものを結晶粒界と判断してしまうためである。
　なお、結晶方位差ならびに結晶粒の面積率は、以下のようにして測定する。
　まず、無方向性電磁鋼板から鋼板表面に平行な断面（鋼板の圧延方向及び板厚方向に平行な断面）を観察面として試料（結晶性試料）を採取し、観察面を研磨して鏡面に仕上げる。次に、走査電子顕微鏡(ＳＥＭ:Scanning Electron Microscope)内に結晶性試料を大きく傾斜させて載置し、電子線を照射することでＥＢＳＤ（Electron BackScatter Diffraction）パターンを得る。このＥＢＳＤパターンを専用のＥＢＳＤ検出器により連続収集しながら、ＥＢＳＤパターンに対し指数付けおよび結晶方位の算出を行う。なお、ＥＢＳＤ法による結晶構造解析は、倍率：１００倍、視野数：５視野、１視野のサイズを８００μｍ×１，０００μｍ以上、として行う。得られたデータを「ＯＩＭアナリシス　Ｖｅｒｓｉｏｎ７．３．１」（ＴＳＬ社製）で解析する。この際、隣接する測定点との結晶方位差が一定のしきい値以下の点の集合を、一つの結晶粒と見なす。観察視野全ての結晶粒の確定後、「ＯＩＭアナリシス　Ｖｅｒｓｉｏｎ７．３．１」（ＴＳＬ社製）を用いて隣接粒間の結晶方位差、及び各結晶粒の面積を求める。
　また本実施形態では、鋼板表面に平行な断面において、結晶方位差が１５°以上の境界を結晶粒界と見なしたときの最大結晶粒径をＤ１５ＭＡＸ、結晶方位差が２°以上の境界を結晶粒界と見なしたときの平均結晶粒径をＤ２ＡＶＥとしたとき、下記式（１）を満足することが好ましい。
　Ｄ１５ＭＡＸ／Ｄ２ＡＶＥ≦５．０　・・・式（１）
　この比（Ｄ１５ＭＡＸ／Ｄ２ＡＶＥ）は、上述の同じような結晶方位を有する結晶がどれくらい連続で隣接しているか、どの程度の広さに広がっているかを示す指標となる。ここで、Ｄ２ＡＶＥを判定する粒界は、Ｄ１５ＭＡＸを判定する粒界を含むものとなっている。すなわち、Ｄ２ＡＶＥを求める際の結晶粒の組織は、Ｄ１５ＭＡＸを求める際の結晶粒の一部を、小さな方位差の粒界でさらに分割した結晶組織となっている。この比が小さいほど、結晶方位差が１５°以上の境界を結晶粒界と見なしたときの粗大な結晶粒が、結晶方位差が２°以上１５°未満の小さな方位差の結晶粒界で細かく分断されている状況にあることを示す。そして、この比を５．０以下と限定することは、上述のような残留応力の偏在の原因となる再結晶組織と未再結晶組織とが偏在した組織が存在していなかったことを示す指標となる。Ｄ１５ＭＡＸ／Ｄ２ＡＶＥは好ましくは３．０以下である。
　さらに本実施形態では、鋼板表面に平行な断面において、結晶方位差が１５°以上の境界を結晶粒界と見なしたとき、２００μｍ以上の結晶粒径を有する結晶粒の形体を楕円で近似して得られる形体において、長軸長さをＤＬ、短軸長さをＤＣとしたとき、下記式（２）を満足することが好ましい。
　ＤＬ／ＤＣ≦５．０　・・・式（２）
　ここで、楕円への近似は、例えば「“結晶粒形状に注目した強度特性評価による材質制御・材料保全法の検討”（原田ら、日本保全学会学術講演会要旨集、第２回、Ｐ１５０）」に記載の手順により処理すればよい。
　例えば、無方向性電磁鋼板の板幅方向の中心部から、圧延方向を長手方向とした幅１５ｍｍ×長さ１０ｍｍの試験片を採取し、当該試験片の表面から板厚の約１／２まで研磨し鏡面に仕上げる。鏡面仕上げしたサンプルを、ＥＢＳＤを組み込んだＳＥＭを用いて観察倍率１００倍で観察し、ＥＢＳＤ測定して結晶構造解析を行う。ＥＢＳＤ測定により得られたデータに対し、「ＯＩＭアナリシス　Ｖｅｒｓｉｏｎ７．３．１」（ＴＳＬ社製）で結晶方位解析を行う。観察領域内に２００μｍ以上の結晶粒径を有する結晶粒が複数存在する場合は、個別にＤＬ／ＤＣを算出し、それを平均するものとする。
　上述のように本実施形態は、粗大な結晶粒が、結晶方位差が２°以上１５°未満の小さな方位差の結晶粒界で細かく分断されている状況を規定するものである。ここでいう「粗大な結晶粒」とは、結晶方位差が１５°以上の境界を結晶粒界と見なしたときの結晶粒を指す。
　分割される粗大な結晶粒は、製造工程において冷間圧延により延伸し、それを分断する微細な結晶粒はこのような延伸した領域内で発生しやすい。言い換えると粗大な結晶粒が存在しているとしても、それが延伸していなければ、その粗大な結晶粒は上述のような残留応力の偏在の原因となる再結晶組織と未再結晶組織とが偏在した組織とは無関係に発生したものと考えるべきものである。つまり、真円度を低下させるような残留応力の偏在の原因となる組織は存在していなかったことを示す指標となる。好ましくはＤＬ／ＤＣは３．０以下である。
　本実施形態の無方向性電磁鋼板を得るための原板としては、最終冷延前の鋼板の平均結晶粒径が２００μｍ以下であり、かつ２００μｍ超の結晶粒の存在比率が全体の１０％以下であることが好ましい。また、本実施形態の無方向性電磁鋼板を得るための原板としては、最終冷延前の鋼板の｛１００｝＜０ｖｗ＞方位粒の存在比率が全体の１０％以下であることが好ましい。
　このような原板は、前述の再結晶組織と未再結晶組織の偏在が抑制された鋼板となっており、打ち抜き時およびその後の焼鈍における真円度の低下を回避することを可能とする。
　なお、本実施形態における「無方向性電磁鋼板の原板」は、原板ままの状態でモータコアとして使用が可能である。つまり、本実施形態の構成としては「原板」と呼称するが、そのままでモータコアの素材である無方向性電磁鋼板として使用されることも想定される鋼板である。
　上記の結晶粒径および結晶方位に関する測定はＥＢＳＤにより実施する。結晶粒界、結晶粒径、結晶方位の判断は「ＯＩＭアナリシス　Ｖｅｒｓｉｏｎ７．３．１」（ＴＳＬ社製）により実施し、測定値を得る。代表的な測定条件としては、ビーム径は１μｍ、結晶方位の尤度は１０°とする。観察においては、データに偏りがないよう、十分に広い領域を観察する。例えば、観察される結晶粒の数で５００個以上を含む領域を観察するものとする。特に観察対象となる結晶が偏在していると判断される場合は、観察領域が偏らず全体の状況を代表するに十分な広い領域を観察するよう注意する。
　本実施形態に係る無方向性電磁鋼板の化学組成は、Ｓｉを含有し、必要に応じて選択元素を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる。以下、各元素について説明する。
　Ｃ：０％以上０．００５０％以下
　Ｃ（炭素）は、不純物として含有され、磁気特性を劣化させる元素である。したがって、Ｃ含有量は０．００５０％以下とする。好ましくは、０．００３０％以下である。Ｃ含有量は、少ないことが好ましいので、下限値を制限する必要がなく、下限値が０％でもよい。ただ、工業的に含有量を０％にすることは容易ではないので、下限値を０％超としてもよく、０．００１０％以上としてもよい。
　Ｓｉ：２．００％以上３．２５％以下
　Ｓｉ（ケイ素）は、鋼板の比抵抗を高めて鉄損を低減させるのに有効な元素である。したがって、Ｓｉ含有量は２．００％以上とする。また、Ｓｉは、無方向性電磁鋼板として、磁気特性と機械的な異方性とを両立させるのに有効な元素である。この場合、Ｓｉ含有量は、２．５０％超であることが好ましく、２．７０％以上であることがさらに好ましく、２．９０％以上であることがさらに好ましく、３．００％以上であることがさらに好ましい。一方、Ｓｉを過剰に含有させると磁束密度が著しく低下する。したがって、Ｓｉ含有量は３．２５％以下とする。Ｓｉ含有量は、３．２０％以下であることが好ましく、３．１５％以下であることがさらに好ましい。
　ｓｏｌ．Ａｌ：０％以上１．１０％以下
　Ａｌ（アルミニウム）は、鋼板の比抵抗を高めて鉄損を低減させるのに有効な選択元素であるが、Ａｌを過剰に含有させると磁束密度が著しく低下する。このため、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は１．１０％未満とする。ｓｏｌ．Ａｌは、下限値を制限する必要がなく、下限値が０％でもよい。ただ、上記作用による効果をより確実に得るには、ｓｏｌ．Ａｌ含有量を０．１０％以上とすることが好ましい。なお、ｓｏｌ．Ａｌは、酸可溶性アルミニウムを意味する。
Ｍｎ：０％以上１．１０％以下
　Ｍｎ（マンガン）は、鋼板の比抵抗を高めて鉄損を低減させるのに有効な選択元素である。ただ、Ｍｎは、ＳｉやＡｌに比べて合金コストが高いため、Ｍｎ含有量が多くなると経済的に不利となる。また、Ｍｎを過剰に含有させると磁束密度が著しく低下する。このため、Ｍｎ含有量は１．１０％以下とする。好ましくは０．９０％以下である。Ｍｎは、下限値を制限する必要がなく、下限値が０％でもよい。ただ、上記作用による効果をより確実に得るには、Ｍｎ含有量は、０．００１０％以上であることが好ましく、０．０１００％以上であることがさらに好ましい。
Ｐ：０％以上０．３０％以下
　Ｐ（リン）は、一般に不純物として含有される元素である。ただ、無方向性電磁鋼板の集合組織を改善して磁気特性を向上させる作用を有するので、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｐは固溶強化元素でもあるため、Ｐ含有量が過剰になると、鋼板が硬質化して冷間圧延が困難になる。このため、Ｐ含有量は０．３０％以下とする。Ｐ含有量は、０．２０％以下であることが好ましい。Ｐは、下限値を制限する必要がなく、下限値が０％でもよい。ただ、上記作用による効果をより確実に得るには、Ｐ含有量は、０．００１％以上であることが好ましく、０．０１５％以上であることがさらに好ましい。
Ｓ：０％以上０．０１００％以下
　Ｓ（硫黄）は、不純物として含有され、鋼中のＭｎと結合して微細なＭｎＳを形成し、焼鈍時の結晶粒の成長を阻害し、無方向性電磁鋼板の磁気特性を劣化させる。このため、Ｓ含有量は０．０１００％以下とする。Ｓ含有量は、０．００５０％以下であることが好ましく、０．００３０％以下であることがさらに好ましい。Ｓ含有量は、少ないことが好ましいので、下限値を制限する必要がなく、下限値が０％でもよい。ただ、工業的に含有量を０％にすることは容易ではないので、下限値を０．０００１％としてもよい。
Ｎ：０％以上０．０１００％以下
　Ｎ（窒素）は、不純物として含有され、Ａｌと結合して微細なＡｌＮを形成し、焼鈍時の結晶粒の成長を阻害し、磁気特性を劣化させる。このため、Ｎ含有量を０．０１００％以下とする。Ｎ含有量は、０．００５０％以下であることが好ましく０．００３０％以下であることがさらに好ましい。Ｎ含有量は、少ないことが好ましいので、下限値を制限する必要がなく、下限値が０％でもよい。ただ、工業的に含有量を０％にすることは容易ではないので、下限値は、０．０００１％以上としてもよく、０．００１５％超としてもよく、０．００２０％以上としてもよい。
Ｔｉ：０％以上、０．１０００％以下
　Ｔｉ（チタン）は、鋼中に不可避的に混入する元素であり、炭素または窒素と結合して析出物（炭化物、窒化物）を形成し得る。炭化物または窒化物が形成された場合には、これらの析出物そのものが無方向性電磁鋼板の磁気特性を劣化させる。さらには、炭化物または窒化物により仕上焼鈍中の結晶粒の成長が阻害され、無方向性電磁鋼板の磁気特性を劣化させる。したがって、Ｔｉ含有量は０．１０００％以下とする。Ｔｉ含有量は０．０１００％以下であるのが好ましく、０．００５０％以下であるのがより好ましく、０．００２０％以下であるのがさらに好ましい。Ｔｉ含有量は０％であってもよい。なお、Ｔｉ含有量の極度の低減は製造コストの増加を引き起こす場合があるため、Ｔｉ含有量は０．０００５％以上であるのが好ましい。
Ｃａ：０％以上０．０１０％以下
　Ｃａ（カルシウム）は、粗大な硫化物を生成することで微細な硫化物（ＭｎＳ、Ｃｕ２Ｓ等）の析出を抑制するので介在物制御に有効な選択元素であり、適度に添加すると結晶粒成長性を向上させて磁気特性（例えば、鉄損）を向上させる作用を有する。しかしながら、過剰に含有させると、上記作用による効果は飽和してコストの増加を招く。したがって、Ｃａ含有量は０．０１０％以下とする。Ｃａ含有量は、０．００８％以下であることが好ましく、０．００５％以下であることがさらに好ましい。Ｃａは、下限値を制限する必要がなく、下限値が０％でもよい。ただ、上記作用による効果をより確実に得るには、Ｃａ含有量を０．０００３％以上とすることが好ましい。Ｃａ含有量は、０．００１％以上であることが好ましく、０．００３％以上であることがさらに好ましい。
Ｃｒ：０％以上５．０００％以下
　Ｃｒ（クロム）は、固有抵抗を高めて、磁気特性（例えば、鉄損）を向上させる選択元素である。しかしながら、過剰に含有させると、飽和磁束密度を低下させることがあり、また上記作用による効果は飽和してコストの増加を招く。したがって、Ｃｒ含有量は５．０００％以下とする。Ｃｒ含有量は、０．５００％以下であることが好ましく、０．１００％以下であることがさらに好ましい。Ｃｒは、下限値を制限する必要がなく、下限値が０％でもよい。ただ、上記作用による効果をより確実に得るには、Ｃｒ含有量は０．００１０％以上であることが好ましい。
Ｎｉ：０％以上５．０００％以下
　Ｎｉ（ニッケル）は、磁気特性（例えば、飽和磁束密度）を向上させる選択元素である。しかしながら、過剰に含有させると、上記作用による効果は飽和してコストの増加を招く。したがって、Ｎｉ含有量は５．０００％以下とする。Ｎｉ含有量は、０．５００％以下であることが好ましく、０．１００％以下であることがさらに好ましい。Ｎｉは、下限値を制限する必要がなく、下限値が０％でもよい。ただ、上記作用による効果をより確実に得るには、Ｎｉ含有量は０．００１０％以上であることが好ましい。
Ｃｕ：０％以上５．０００％以下、
　Ｃｕ（銅）は、鋼板強度を向上させる選択元素である。しかしながら、過剰に含有させると、飽和磁束密度を低下させることがあり、また上記作用による効果は飽和してコストの増加を招く。したがって、Ｃｕ含有量は５．０００％以下とする。Ｃｕ含有量は、０．１００％以下であることが好ましい。Ｃｕは、下限値を制限する必要がなく、下限値が０％でもよい。ただ、上記作用による効果をより確実に得るには、Ｃｕ含有量は０．００１０％以上であることが好ましい。
Ｓｎ：０％以上０．１００％以下
Ｓｂ：０％以上０．１００％以下
　Ｓｎ（錫）およびＳｂ（アンチモン）は、無方向性電磁鋼板の集合組織を改善して磁気特性（例えば、磁束密度）を向上させる作用を有する選択元素であるので、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、過剰に含有させると、鋼を脆化させて冷延破断を引き起こすことがあり、また磁気特性を劣化させることがある。このため、ＳｎおよびＳｂの含有量はそれぞれ０．１００％以下とする。ＳｎおよびＳｂは、下限値を制限する必要がなく、下限値が０％でもよい。ただ、上記作用による効果をより確実に得るには、Ｓｎ含有量は、０．００１％以上であることが好ましく、０．０１０％以上であることがさらに好ましい。また、Ｓｂ含有量は、０．００１％以上であることが好ましく、０．００２％以上であることが好ましく、０．０１０％以上であることがさらに好ましく、０．０２５％超であることがさらに好ましい。
Ｃｅ：０％以上０．１００％以下
　Ｃｅ（セリウム）は、粗大な硫化物、酸硫化物を生成することで微細な硫化物（ＭｎＳ、Ｃｕ２Ｓ等）の析出を抑制し、粒成長性を良好にして鉄損を低減させる選択元素である。しかしながら、過剰に含有させると、硫化物および酸硫化物以外に酸化物も生成し、鉄損を劣化させることがあり、また上記作用による効果は飽和してコストの増加を招く。したがって、Ｃｅ含有量は０．１００％以下とする。Ｃｅ含有量は、０．０１０％以下であることが好ましく、０．００９％以下であることがさらに好ましく、０．００８％以下であることがさらに好ましい。Ｃｅは、下限値を制限する必要がなく、下限値が０％でもよい。ただ、上記作用による効果をより確実に得るには、Ｃｅ含有量は０．００１％以上であることが好ましい。Ｃｅ含有量は、０．００２％以上であることがさらに好ましく、０．００３％以上であることがさらに好ましく、０．００５％以上であることがさらに好ましい。
　本実施形態に係る無方向性電磁鋼板の化学組成は、上記の元素に加えて、選択元素として、例えば、Ｂ、Ｏ、Ｍｇ、Ｔｉ、Ｖ、Ｚｒ、Ｎｄ、Ｂｉ、Ｗ、Ｍｏ、ＮｂおよびＹを含有してもよい。これらの選択元素の含有量は、公知の知見に基づいて制御すればよい。例えば、これらの選択元素の含有量は、以下とすればよい。
　　Ｖ　：０％以上０．１００％以下、
　　Ｚｒ：０％以上０．１００％以下、
　　Ｎｂ：０％以上０．１００％以下、
　　Ｂ　：０％以上０．１００％以下、
　　Ｏ　：０％以上０．１００％以下、
　　Ｍｇ：０％以上０．１００％以下、
　　Ｎｄ：０％以上０．１００％以下、
　　Ｂｉ：０％以上０．１００％以下、
　　Ｗ　：０％以上０．１００％以下、
　　Ｍｏ：０％以上０．１００％以下、および
　　Ｙ　：０％以上０．１００％以下。
　また、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板は、化学組成として、質量％で、
　　Ｃ　：０．００１０％以上０．００５０％以下、
　　ｓｏｌ．Ａｌ：０．１０％以上１．１０％未満、
　　Ｍｎ：０．００１０％以上１．１０％以下、
　　Ｐ　：０．００１０％以上０．３０％以下、
　　Ｓ　：０．０００１％以上０．０１００％以下、
　　Ｎ　：０．００１５％超０．０１００％以下、
　　Ｔｉ：０．０００１％以上０．１０００％以下、
　　Ｖ　：０．０００１％以上０．１００％以下、
　　Ｚｒ：０．０００２％以上０．１００％以下、
　　Ｎｂ：０．０００１％以上０．１００％以下、
　　Ｂ　：０．０００１％以上０．１００％以下、
　　Ｏ　：０．０００１％以上０．１００％以下、
　　Ｍｇ：０．０００１％以上０．１００％以下、
　　Ｃａ：０．０００３％以上０．０１０％以下、
　　Ｃｒ：０．００１０％以上５．０００％以下、
　　Ｎｉ：０．００１０％以上５．０００％以下、
　　Ｃｕ：０．００１０％以上５．０００％以下、
　　Ｓｎ：０．００１０％以上０．１００％以下、
　　Ｓｂ：０．００１０％以上０．１００％以下、
　　Ｃｅ：０．００１％以上０．１００％以下、
　　Ｎｄ：０．００２％以上０．１００％以下、
　　Ｂｉ：０．００２％以上０．１００％以下、
　　Ｗ　：０．００２％以上０．１００％以下、
　　Ｍｏ：０．００２％以上０．１００％以下、および
　　Ｙ　：０．００２％以上０．１００％以下、
　の少なくとも１種を含有することが好ましい。
　また、Ｂ含有量は０．０１％以下であることが好ましく、Ｏ含有量は０．０１％以下であることが好ましく、Ｍｇ含有量は０．００５％以下であることが好ましく、Ｔｉ含有量は０．００２％以下であることが好ましく、Ｖ含有量は０．００２％以下であることが好ましく、Ｚｒ含有量は０．００２％以下であることが好ましく、Ｎｄ含有量は０．０１％以下であることが好ましく、Ｂｉ含有量は０．０１％以下であることが好ましく、Ｗ含有量は０．０１％以下であることが好ましく、Ｎｂ含有量は０．００２％以下であることが好ましく、Ｙ含有量は０．０１％以下であることが好ましい。また、Ｔｉ含有量は０．００１％以上であることが好ましく、Ｖ含有量は０．００２％以上であることが好ましく、Ｎｂ含有量は０．００２％以上であることが好ましい。
　上記した化学組成は、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。なお、ｓｏｌ．Ａｌは、試料を酸で加熱分解した後の濾液を用いてＩＣＰ－ＡＥＳによって測定すればよい。また、Ｓｉは二酸化けい素重量法を用い、ＣおよびＳは燃焼－赤外線吸収法を用い、Ｎは不活性ガス融解－熱伝導度法を用い、Ｏは不活性ガス融解－非分散型赤外線吸収法を用いて測定すればよい。
　なお、上記化学組成は、絶縁被膜等を含まない無方向性電磁鋼板の組成である。測定試料となる無方向性電磁鋼板が、表面に絶縁被膜等を有している場合は、これを除去した後に測定する。例えば、次の方法で絶縁被膜等を除去すればよい。まず、絶縁被膜等を有する無方向性電磁鋼板を、水酸化ナトリウム水溶液、硫酸水溶液、硝酸水溶液に順に浸漬後、洗浄する。最後に、温風で乾燥させる。これにより、絶縁被膜が除去された無方向性電磁鋼板を得ることができる。また、研削によって絶縁被膜等を除去してもよい。
　さらに、本実施形態の無方向性電磁鋼板は、上記元素の他に、Ｓｒ、Ｂａ、Ｌａ、Ｐｒ、ＺｎおよびＣｄを含有させてもよい。Ｓｒ、Ｂａ、Ｌａ、Ｐｒ、ＺｎおよびＣｄは、結晶粒成長を阻害する硫化物を粗大にし、結晶粒成長を容易にするため、必要に応じて適宜含有させる。
　次に、本実施形態の無方向性電磁鋼板の好適な製造方法について説明する。
　上記の化学成分を含有する鋼に、例えば、製鋼、熱延、熱延板焼鈍、酸洗、冷延、焼鈍を行うことで無方向性電磁鋼板を得ることができる。例えば、溶鋼を急冷凝固法で直接熱延板としてもよいし、薄スラブ鋳造連続熱延で熱延板を得ることもできる。
　熱延板焼鈍は、加工組織の残留する熱延板を８００～１０５０℃に加熱して再結晶、粒成長させるプロセスである。これにより、その後に続く冷延、焼鈍後に磁気特性にとって好ましい集合組織を作り込むことができる。また、α－γ変態の生じない成分系では、冷延でリジングと呼ばれる表面凹凸を生じさせないためにも、熱延板焼鈍を施すこともあるが、本実施形態では熱延板焼鈍は施さなくてもよい。
　酸洗後、熱延板（もしくは熱延焼鈍板）に冷延を施し、所定の板厚を得る。冷延は中間焼鈍を挟まない一回冷延法としてもよいし、中間焼鈍を挟む二回冷延法や複数回の中間焼鈍を挟む複数回冷延法としてもよい。冷延後は、焼鈍（仕上げ焼鈍）を施し、無方向性電磁鋼板とする。なお、無方向性電磁鋼板の表面に絶縁材料を塗布し、かつ焼き付けることで絶縁被膜が形成されてもよい。
　本実施形態の無方向性電磁鋼板の製造工程は、最終冷延前の鋼板の平均結晶粒径が２００μｍ以下であり、かつ２００μｍ超の結晶粒の存在比率が結晶粒全体の１０％以下である金属組織とするため、特に以下の条件を満たす。
　最終冷延前において、上記金属組織を得るには、例えば、熱延板焼鈍を実施する一回冷延法であれば熱延板焼鈍、二回冷延法または複数回冷延法であれば最終冷延前の中間焼鈍において、７００℃以上の温度域での平均昇温速度を５０℃／秒以上、最高到達板温（焼鈍温度）を１０５０℃以下とし、かつ均熱時間を３分以下にする。これら条件を満足する焼鈍を実施することで、最終冷延前において、平均結晶粒径が２００μｍ以下、かつ２００μｍ超の結晶粒の存在比率が結晶粒全体の１０％以下である金属組織を得ることができる。すなわち、最終冷延前の段階にて、残留応力の偏在の原因となる再結晶組織と未再結晶組織とが偏在した組織の生成が抑制された鋼板を得ることができる。好ましくは、７００℃以上の温度域での平均昇温速度は６０℃／秒以上である。また、最高到達板温は、好ましくは１０００℃以下である。均熱時間は、好ましくは２分以下であり、より好ましくは１分以下である。
　なお、熱延板焼鈍を施す前、或いは最終冷延前の中間焼鈍を施す前の鋼板の中に不均一な歪み分布を生じさせないことが重要である。例えば、鋼板をある程度回復および再結晶させた状態で１０％以下の圧下率のスキンパス圧延を行うと、その後の焼鈍で特定の方位を有する結晶粒だけが異常粒成長する、いわゆる歪み誘起粒界移動が起こり、２００μｍ超の結晶粒の存在比率が結晶粒全体の１０％以上を占めることがある。したがって、焼鈍を施す前の鋼板の中に不均一な歪み分布を生じさせないためには、その前の圧延（熱延、及び冷延）を１５％以上の圧下率とすることが重要である。
　また、熱延板焼鈍、もしくは最終冷延前の中間焼鈍における焼鈍雰囲気は、乾窒素雰囲気とする。焼鈍雰囲気を湿水素雰囲気とすると、鋼板表層が脱炭して表層が内層に比較して粗大な組織となる。この粗大な組織は、鋼板の中に不均一な歪分布を生じさせる原因となるので、熱延板焼鈍、もしくは最終冷延前の中間焼鈍における焼鈍雰囲気は、乾窒素雰囲気とするのが好ましい。
　最終冷延前後の平均結晶粒径は、ＪＩＳ　Ｇ０５５１：２０２０に規定される切断法により測定すればよい。例えば、縦断面組織写真において、板厚方向および圧延方向について切断法により測定した結晶粒径の平均値を用いればよい。この縦断面組織写真としては光学顕微鏡写真を用いることができ、例えば５０倍の倍率で撮影した写真を用いればよい。
　また、本実施形態の無方向性電磁鋼板の製造工程は、最終冷延前の鋼板の｛１００｝＜０ｖｗ＞方位粒の存在比率を結晶粒全体の１０％以下とするため、特に以下の条件を満たす。
　最終冷延前の鋼板の｛１００｝＜０ｖｗ＞方位粒の存在比率が結晶粒全体の１０％以下である金属組織を得るには、α－γ変態の生じない成分系であれば、連続鋳造において電磁攪拌を活用することで、柱状晶の成長を妨げて、等軸晶の生成を促進することが有効である。また、溶鋼の凝固時、特定の酸化物等が多数存在すると、析出物を核として等軸晶の生成が促進される。一方、溶鋼の過熱度（溶鋼温度－溶鋼の凝固温度）が高く、凝固時の平均冷却速度が高いと柱状晶が発達しやすくなる。そのため、鋳造時の過熱度を低く、平均冷却速度を遅くすることで等軸晶の生成が促進される。
　具体的には、過熱度は１５℃以下とすることが好ましく、より好ましくは１０℃以下、さらに好ましくは５℃以下である。また、冷却過程の９００℃以上の平均冷却速度を２０℃／秒（７２０００℃／ｈｒ．）以下とする。平均冷却速度は望ましくは１０℃／秒（３６０００℃／ｈｒ．）以下、さらに望ましくは５℃／秒（１８０００℃／ｈｒ．）以下である。また、鋳造後のスラブ、インゴットを熱延前に再加熱する際は、加熱温度を１１００℃以下、かつ加熱時間を２時間以下、望ましくは１時間以下にする。
　｛１００｝＜０ｖｗ＞方位粒の存在比率は、次の通り測定する。
　ＯＩＭアナリシス　Ｖｅｒｓｉｏｎ７．３．１（ＴＳＬ社製）を用いて、下記測定条件で観察した走査型電子顕微鏡による観察視野の中から、目的とする各方位粒の面積率を抽出（裕度は１０°に設定）する。その抽出した面積を、観察視野の面積で割り、百分率を求める。この百分率を各方位粒の面積率とする。
　なお、｛１００｝＜０ｖｗ＞方位粒の存在比率の測定方法の詳細の条件は、次の通りである。
・測定装置：電子線後方散乱回折装置付き走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ－ＥＢＳＤ）
・ＳＥＭ：「ＪＳＭ－６４００」（ＪＥＯＬ社製）
・ＥＢＳＤ検出器：「ＨＩＫＡＲＩ」（ＴＳＬ社製）
・ステップ間隔：２μｍ
・測定対象：鋼板のＺ面（板厚方向に鋼板を切断した切断面）の中心層（板厚１／２部）
・測定領域：８０００μｍ×２４００μｍの領域
・粒界：結晶方位の角度差が１５°以上（角度差が１５°未満の連続する領域を一つの結晶粒とする）
　以上、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板について説明したが、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板の板厚は、０．３５ｍｍ以下としてよい。より好ましくは０．３０ｍｍ以下である。一方、過度の薄肉化は鋼板やモータの生産性を著しく低下させるので、板厚は０．１０ｍｍ以上とすることが好ましい。より好ましくは、０．１５ｍｍ以上である。
　また、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板の平均結晶粒径は１０μｍ以上２００μｍ以下である。
　板厚は、マイクロメーターにより測定すればよい。なお、測定試料となる無方向性電磁鋼板が、表面に絶縁被膜等を有している場合は、これを除去した後に測定する。
　なお、本開示は、上述した実施形態に限定されるものではない。上述した実施形態は例示であり、本開示の特許請求の範囲に記載された技術的思想と実質的に同一な構成を有し、同様の作用効果を奏するものは、いかなるものであっても本開示の技術的範囲に包含される。
　以下、実施例を例示して、本開示を具体的に説明する。なお、実施例の条件は、本開示の実施可能性および効果を確認するために採用した一例であり、本開示は実施例の条件に限定されるものではない。本開示は、その要旨を逸脱せず、その目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。
　なお、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、または真円度が好ましくないことを示している。
（実施例１）
　表１の符号１Ｆおよび１Ｇに関し、質量％で、Ｓｉ：３．００％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．５０％、Ｍｎ：０．２０％、Ｃ：０．０１％を含有し、その他不可避的不純物を含む鋼を溶製し、熱延で板厚２ｍｍに仕上げた。熱延板を、表１に示す平均昇温速度で焼鈍温度（１，０００℃～１，２００℃）まで加熱し、２分間熱延板焼鈍した。焼鈍雰囲気は湿水素雰囲気として熱延板を脱炭した。表１の金属組織を有する板厚２ｍｍの熱延焼鈍板を得た。
　また、表１の符号１Ａ～１Ｅ、１Ｈ～１Ｎに関し、質量％で、Ｓｉ：３．００％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．５０％、Ｍｎ：０．２０％、Ｃ：０．００２０％を含有し、その他不可避的不純物を含む鋼を溶製し、熱延で板厚２ｍｍに仕上げた。熱延板を、表１に示す平均昇温速度で焼鈍温度（１，０００℃～１，２００℃）まで加熱し、２分間熱延板焼鈍した。焼鈍雰囲気は乾窒素雰囲気とした。表１の金属組織を有する板厚２ｍｍの熱延焼鈍板を得た。
　次に、熱延焼鈍板を冷延して板厚０．２５ｍｍとし、７５０℃で３０秒の焼鈍（仕上げ焼鈍）を施して、無方向性電磁鋼板を得た。なお、冷延は一回冷延法とした。表１の「原板製造条件」には、熱延焼鈍板の焼鈍温度、平均昇温速度と焼鈍雰囲気が示されている。また、最終冷延前の原板の平均結晶粒径を測定し、表１に示した。
　得られた無方向性電磁鋼板から金型で直径φ６０ｍｍの円板を打抜き、７５０℃で２時間の歪取焼鈍（コア焼鈍）を施し、焼鈍前後での真円度を測定した。また、コア焼鈍後の円板において、上述した手法に従い、Ｄ１５ＭＡＸ／Ｄ２ＡＶＥ、ＤＬ／ＤＣ、ならびに結晶粒径が２００μｍ未満である結晶粒の面積率（表１中では“＊１”と表記）をもとめた。
　磁気特性は以下の要領で評価した。
　まず、得られた無方向性電磁鋼板から、磁気測定用に１６×１６ｍｍの正方形サンプルを切り出した。次いで、切り出したサンプルに対し７５０℃で２時間の歪取焼鈍（コア焼鈍）を施し、鉄損Ｗ１０／４００と磁束密度Ｂ５０を測定した。鉄損Ｗ１０／４００が１４．０Ｗ／ｋｇ以下であり、かつ、磁束密度Ｂ５０が１．６５Ｔ以上である場合、優れた磁気特性を備える無方向性電磁鋼板であるとして合格を判定した。一方、鉄損Ｗ１０／４００が１４．０Ｗ／ｋｇ以上および磁束密度Ｂ５０が１．６５Ｔ以下の少なくとも一方を満たした場合、磁気特性が劣ると評価し、不合格とした。
　上述した評価基準に従い、円板の直径の最大値と最小値の差の平均直径に対する比率が０．２００％以下のものを合格（発明例）として表１に記した。また、直径の最大値と最小値の差の平均直径に対する比率が０．２００％を超えるものを不合格（比較例）として表１に記した。
　表１において、１Ａ、１Ｂは最終冷延前の鋼板の平均結晶粒径が２００μｍ超であり、かつ２００μｍ超の結晶粒の存在比率が１０％超であり、歪取焼鈍後の真円度が評価基準を外れたため、不合格であった。１Ａ、１Ｂは熱延板焼鈍の到達温度がいずれも１０５０℃を超えていたため、最終冷延前の鋼板の平均結晶粒径が２００μｍ超であり、かつ２００μｍ超の結晶粒の存在比率が１０％超になったものと考えられる。
　１Ｃは２００μｍ超の結晶粒の存在比率が１０％であったが、最終冷延前の鋼板の平均結晶粒径が２００μｍ超であり、歪取焼鈍後の真円度が評価基準を外れたため、不合格であった。１Ｃは熱延板焼鈍の到達温度が１０５０℃を超えていたため、最終冷延前の鋼板の平均結晶粒径が２００μｍ超になったものと考えられる。
　１Ｆ、１Ｇは最終冷延前の鋼板の平均結晶粒径が２００μｍ以下であったが、２００μｍ超の結晶粒の存在比率が１０％超であり、焼鈍後の真円度が評価基準を外れたため、不合格であった。１Ｆ、１Ｇは熱延板焼鈍の到達温度が１０５０℃であったが、湿水素雰囲気で焼鈍を行ったため、２００μｍ超の結晶粒の存在比率が１０％超になったものと考えられる。
　１Ｉは、歪取焼鈍後の真円度が基準を外れたため、不合格であった。１Ｉは熱延板焼鈍の平均昇温速度４５℃／秒であっため、２００μｍ超の結晶粒の存在比率が１０％超になったものと考えられる。
　１Ｄ、１Ｅ、１Ｈ、１Ｊ～１Ｎは、最終冷延前の鋼板の平均結晶粒径が２００μｍ以下であり、かつ２００μｍ超の結晶粒の存在比率が１０％以下であり、焼鈍後の真円度が評価基準を満たしたため、合格であった。
　以上より、熱延板焼鈍の到達温度を１０５０℃以下とし、熱延板焼鈍の雰囲気を乾窒素雰囲気とすることで、最終冷延前の鋼板の平均結晶粒径が２００μｍ以下となり、かつ２００μｍ超の結晶粒の存在比率を結晶粒全体の１０％以下となり、打ち抜き後に所望の真円度が得られることが判る。また、本発明例である１Ｄ、１Ｅ、１Ｈ、１Ｊ～１Ｎでは、いずれも低い鉄損、かつ十分な磁束密度（良好な磁気特性）が得られることが判る。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
（実施例２）
　質量％で、Ｓｉ：３．００％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．５０％、Ｍｎ：０．２０％、Ｃ：０．００２０％を含有し、その他不可避的不純物を含む鋼を溶製し、脱酸時間を調整して溶鋼中の酸素量を変化させた。溶鋼を鋳型に注ぎ、溶鋼の過熱度、および９００℃以上における平均冷却速度を表２に示すように変化させてインゴットを作製した。平均冷却速度は、表２の通りとした。インゴットを１，１００℃～１，２００℃で１～５時間加熱後、熱延で板厚１．８ｍｍに仕上げた。熱延板を乾窒素雰囲気で１，０５０℃で２分間熱延板焼鈍し、表２の金属組織を有する板厚１．８ｍｍの熱延焼鈍板を得た。
　次に、熱延焼鈍板を冷延して板厚０．２０ｍｍとし、７５０℃で３０秒の焼鈍（仕上げ焼鈍）を施して、無方向性電磁鋼板を得た。なお、冷延は一回冷延法とした。
　得られた無方向性電磁鋼板から金型で直径φ６０ｍｍの円板を打抜き、７５０℃で２時間の歪取焼鈍（コア焼鈍）を施し、焼鈍前後での真円度を測定した。
　また、コア焼鈍後の円板において、（実施例１）と同様に、Ｄ１５ＭＡＸ／Ｄ２ＡＶＥ、ＤＬ／ＤＣ、ならびに結晶粒径が２００μｍ未満である結晶粒の面積率（表２中では“＊１”と表記）をもとめた。さらに、得られたコア焼鈍後の円板の磁気特性も同様にして求めた。
　上述した評価基準に従い、直径の最大値と最小値の差の平均直径に対する比率が０．２００％以下のものを合格（発明例）として表２に記した。また、直径の最大値と最小値の差の平均直径に対する比率が０．２００％を超えるものを不合格（比較例）として表２に記した。
　表２において、２Ａ、２Ｂ、２Ｆ、２Ｇは｛１００｝＜０ｖｗ＞方位粒の存在比率が１０％超であり、歪取焼鈍後の真円度が評価基準を外れたため、不合格であった。
　２Ａは熱延前のインゴットの加熱温度が１１００℃を超えており、加熱時間が２時間を超えていたため、｛１００｝＜０ｖｗ＞方位粒の存在比率が１０％超となったものと考えられる。
　また、２Ｂ、２Ｆはインゴットの加熱時間は２時間であったが、加熱温度が１１００℃を超えていたため、｛１００｝＜０ｖｗ＞方位粒の存在比率が１０％超となったものと考えられる。
　また、２Ｇはインゴットの加熱温度が１１００℃であり、加熱時間が１時間であるが、凝固時の冷却速度が比較的高かったため（２００，０００℃／ｈｒ.）、｛１００｝＜０ｖｗ＞方位粒の存在比率が１０％超となったものと考えられる。
　２Ｃ、２Ｄ、２Ｅ、２Ｈ、２Ｋ～２Ｎは，｛１００｝＜０ｖｗ＞方位粒の存在比率が１０％以下であり、焼鈍後の真円度が評価基準を満たしたため、合格であった。以上より、インゴットの加熱温度を１１００℃以下、加熱時間を１時間以下、冷却速度を２０℃／秒（７２０００℃／ｈｒ．）以下にすることで、最終冷延前の鋼板の｛１００｝＜０ｖｗ＞方位粒の存在比率が結晶粒全体の１０％以下となり、打ち抜き後に所望の真円度が得られることが判る。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
（実施例３）
　表３の符号１Ｆおよび１Ｇに関し、質量％で、Ｓｉ：３．００％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．５０％、Ｍｎ：０．２０％、Ｃ：０．０１％を含有し、その他不可避的不純物を含む鋼を溶製し、熱延で板厚２ｍｍに仕上げた。熱延板を、表１に示す平均昇温速度で焼鈍温度（１，０００℃～１，２００℃）まで加熱し、２分間熱延板焼鈍した。焼鈍雰囲気は湿水素雰囲気として熱延板を脱炭した。表３の金属組織を有する板厚２ｍｍの熱延焼鈍板を得た。
　また、表３の符号１Ａ～１Ｅ、１Ｈ～１Ｎに関し、質量％で、Ｓｉ：３．００％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．５０％、Ｍｎ：０．２０％、Ｃ：０．００２０％を含有し、その他不可避的不純物を含む鋼を溶製し、熱延で板厚２ｍｍに仕上げた。熱延板を、表１に示す平均昇温速度で焼鈍温度（１，０００℃～１，２００℃）まで加熱し、２分間熱延板焼鈍した。焼鈍雰囲気は乾窒素雰囲気とした。表３の金属組織を有する板厚２ｍｍの熱延焼鈍板を得た。
　次に、熱延焼鈍板を冷延して板厚０．２５ｍｍとし、７５０℃で３０秒の焼鈍（仕上げ焼鈍）を施して、無方向性電磁鋼板を得た。なお、冷延は一回冷延法とした。表３の「原板製造条件」には、熱延焼鈍板の焼鈍温度、平均昇温速度と焼鈍雰囲気が示されている。また、最終冷延前の原板の平均結晶粒径を測定し、表３に示した。
　得られた無方向性電磁鋼板から金型で直径φ６０ｍｍの円板を打抜き、７５０℃で２時間の歪取焼鈍（コア焼鈍）を施し、歪取焼鈍前後の真円度を測定した。
　また、コア焼鈍後の円板において、（実施例１）と同様に、Ｄ１５ＭＡＸ／Ｄ２ＡＶＥ、ＤＬ／ＤＣ、ならびに結晶粒径が２００μｍ未満である結晶粒の面積率（表３中では“＊１”と表記）をもとめた。さらに、得られたコア焼鈍後の円板の磁気特性も同様にして求めた。
　上述した評価基準に従い、直径の最大値と最小値の差の平均直径に対する比率が０．２００％以下のものを合格（発明例）として表３に記した。また、直径の最大値と最小値の差の平均直径に対する比率が０．２００％を超えるものを不合格（比較例）として表３に記した。
　表３において、３Ａ～３Ｈは、歪取焼鈍前の真円度は評価基準を満たしていた。しかし、３Ｊは、歪取焼鈍前の真円度は評価基準を満たさなかったが、最終冷延前の鋼板の平均結晶粒径が２００μｍ以下であり、かつ２００μｍ超の結晶粒の存在比率が１０％以下であり、焼鈍後の真円度が評価基準を満たしたため、合格であった。
　３Ａ、３Ｂは最終冷延前の鋼板の平均結晶粒径が２００μｍ超であり、かつ２００μｍ超の結晶粒の存在比率が１０％超であり、歪取焼鈍後の真円度が評価基準を外れたため、不合格であった。３Ａ、３Ｂは熱延板焼鈍の到達温度がいずれも１０５０℃を超えていたため、最終冷延前の鋼板の平均結晶粒径が２００μｍ超であり、かつ２００μｍ超の結晶粒の存在比率が１０％超になったものと考えられる。３Ｃは２００μｍ超の結晶粒の存在比率が１０％であったが、最終冷延前の鋼板の平均結晶粒径が２００μｍ超であり、歪取焼鈍後の真円度が評価基準を外れたため、不合格であった。
　３Ｃは熱延板焼鈍の到達温度が１０５０℃を超えていたため、最終冷延前の鋼板の平均結晶粒径が２００μｍ超になったものと考えられる。３Ｆ、３Ｇは最終冷延前の鋼板の平均結晶粒径が２００μｍ以下であったが、２００μｍ超の結晶粒の存在比率が１０％超であり、焼鈍後の真円度が評価基準を外れたため、不合格であった。
　３Ｆ、３Ｇは熱延板焼鈍の到達温度が１０５０℃であったが、湿水素雰囲気で焼鈍を行ったため、２００μｍ超の結晶粒の存在比率が１０％超になったものと考えられる。
　３Ｄ、３Ｅ、３Ｈは最終冷延前の鋼板の平均結晶粒径が２００μｍ以下であり、かつ２００μｍ超の結晶粒の存在比率が１０％以下であり、焼鈍後の真円度が評価基準を満たしたため、合格であった。
　以上より、熱延板焼鈍の到達温度を１０５０℃以下とし、熱延板焼鈍の雰囲気を乾窒素雰囲気とすることで、最終冷延前の鋼板の平均結晶粒径が２００μｍ以下となり、かつ２００μｍ超の結晶粒の存在比率を結晶粒全体の１０％以下となり、打ち抜き後に所望の真円度が得られることが判る。
　３Ｊは、歪取焼鈍前の真円度は評価基準を満たさなかったが、最終冷延前の鋼板の平均結晶粒径が２００μｍ以下であり、かつ２００μｍ超の結晶粒の存在比率が１０％以下であり、歪取焼鈍後の真円度が評価基準を満たしたため、合格であった。
　以上により、発明例として、歪取焼鈍前と歪取焼鈍後の真円度の双方が評価基準を満たすものと、歪取焼鈍前の真円度は評価基準を満たしていないが歪取焼鈍後の真円度が評価基準を満たすものが含まれる。更に、発明例として歪取焼鈍前の真円度が評価基準を満たすものも含まれ、これはロータコアのような歪取焼鈍が行われないものを含む。したがって、発明例は、歪取焼鈍前の真円度と歪取焼鈍後の真円度の少なくともいずれかが評価基準を満たすものである。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
（実施例４）
　質量％で、表４Ａおよび４Ｂに示す成分を含有し、その他不可避的不純物を含む鋼を溶製し、熱延で板厚２ｍｍに仕上げた。熱延板を１，０５０℃で２分間、熱延板焼鈍した。焼鈍雰囲気は乾窒素雰囲気とし、表４Ａおよび４Ｂの金属組織を有する板厚２ｍｍの熱延焼鈍板を得た。
　次に、熱延焼鈍板を冷延して板厚０．２５ｍｍとし、７５０℃で３０秒の焼鈍（仕上げ焼鈍）を施して、無方向性電磁鋼板を得た。なお、冷延は一回冷延法とした。また、最終冷延前の原板の平均結晶粒径、２００μｍ超の結晶粒の存在比率を測定し、表５に示した。
　得られた無方向性電磁鋼板から金型で直径φ６０ｍｍの円板を打抜き、７５０℃で２時間の歪取焼鈍（コア焼鈍）を施し、歪取焼鈍前後の真円度を測定した。
また、コア焼鈍後の円板において、上述した手法に従い、Ｄ１５ＭＡＸ／Ｄ２ＡＶＥ、ＤＬ／ＤＣ、ならびに結晶粒径が２００μｍ未満である結晶粒の面積率（表５中では“＊１”と表記）をもとめた。
　上述した評価基準に従い、直径の最大値と最小値の差の平均直径に対する比率が０．２００％以下のものを合格（発明例）として表５に記した。
　得られた無方向性電磁鋼板から、磁気測定用に１６×１６ｍｍの正方形サンプルを切り出し、７５０℃で２時間の歪取焼鈍（コア焼鈍）を施し、鉄損Ｗ１０／４００と磁束密度Ｂ５０を測定した。鉄損Ｗ１０／４００が１４．００Ｗ／ｋｇ以下であり、かつ、磁束密度Ｂ５０が１．６５０Ｔ以上である場合、優れた磁気特性を備える無方向性電磁鋼板であるとして合格を判定した。
　表５において、４Ａ１～４Ｓはいずれも、最終冷延前の鋼板の平均結晶粒径が２００μｍ以下であり、かつ２００μｍ超の結晶粒の存在比率が１０％以下であり、コア焼鈍後の真円度が評価基準を満たしたため、合格であった。また、本発明例である４Ａ１～４Ｓでは、いずれも低い鉄損、かつ十分な磁束密度（良好な磁気特性）が得られることが判る。
　以上より、本発明によれば、最終冷延前の鋼板の平均結晶粒径が２００μｍ以下となり、かつ２００μｍ超の結晶粒の存在比率を結晶粒全体の１０％以下となり、打ち抜き後、およびコア焼鈍後それぞれにおける良好な真円度と、良好な磁気特性を両立できることが判る。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
２１　ステータコア
２２　コアバック
２３　ティース
３０　ロータコア
３１　ロータ鉄心
３２　磁石
５０　ケース
６０　シャフト

Claims (4)

  1. 　鋼板表面に平行な断面において、結晶方位差が２°以上１５°未満の境界を結晶粒界と見なしたとき、結晶粒径が２００μｍ未満である結晶粒の面積率が１０％以下を満足することを特徴とする無方向性電磁鋼板。
  2. 　鋼板表面に平行な断面において、結晶方位差が１５°以上の境界を結晶粒界と見なしたときの最大結晶粒径をＤ１５ＭＡＸ、結晶方位差が２°以上の境界を結晶粒界と見なしたときの平均結晶粒径をＤ２ＡＶＥとしたとき、下記（１）式を満足す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。
    　　Ｄ１５ＭＡＸ／Ｄ２ＡＶＥ≦５．０　・・・（１）
  3. 　鋼板表面に平行な断面において、結晶方位差が１５°以上の境界を結晶粒界と見なしたとき、２００μｍ以上の結晶粒径を有する結晶粒の形体を楕円で近似して得られる形体において、長軸長さをＤＬ、短軸長さをＤＣとしたとき、下記（２）式を満足することを特徴とする請求項１または２に記載の無方向性電磁鋼板。
    　　ＤＬ／ＤＣ≦５．０　・・・（２）
  4. 　質量％で、
    　　Ｃ　：０％以上０．００５０％以下、
    　　Ｓｉ：２．００％以上３．２５％以下、
    　　ｓｏｌ．Ａｌ：０％以上１．１０％以下、
    　　Ｍｎ：０％以上１．１０％以下、
    　　Ｐ　：０％以上０．３０％以下、
    　　Ｓ　：０％以上０．０１００％以下、
    　　Ｎ　：０％以上０．０１００％以下、
    　　Ｔｉ：０％以上０．１０００％以下、
    　　Ｖ　：０％以上０．１００％以下、
    　　Ｚｒ：０％以上０．１００％以下、
    　　Ｎｂ：０％以上０．１００％以下、
    　　Ｂ　：０％以上０．１００％以下、
    　　Ｏ　：０％以上０．１００％以下、
    　　Ｍｇ：０％以上０．１００％以下、
    　　Ｃａ：０％以上０．０１０％以下、
    　　Ｃｒ：０％以上５．０００％以下、
    　　Ｎｉ：０％以上５．０００％以下、
    　　Ｃｕ：０％以上５．０００％以下、
    　　Ｓｎ：０％以上０．１００％以下、
    　　Ｓｂ：０％以上０．１００％以下、
    　　Ｃｅ：０％以上０．１００％以下、
    　　Ｎｄ：０％以上０．１００％以下、
    　　Ｂｉ：０％以上０．１００％以下、
    　　Ｗ　：０％以上０．１００％以下、
    　　Ｍｏ：０％以上０．１００％以下、および
    　　Ｙ　：０％以上０．１００％以下、
    　を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有し、
    　板厚が０．１０ｍｍ以上０．３５ｍｍ以下であり、
    　平均結晶粒径が１０μｍ以上２００μｍ以下である
    ことを特徴とする請求項１～３のいずれか一項に記載の無方向性電磁鋼板。
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HARADA ET AL.: "Investigation of Material Control and Material Maintenance Method by Evaluation of Strength Properties Considering Grain Shape", PROCEEDINGS OF 2ND ANNUAL CONFERENCE OF THE JAPAN SOCIETY OF MAINTENOLOGY, pages 150

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