WO2024070807A1 - 無方向性電磁鋼板、鉄心、鉄心の製造方法、モータ、およびモータの製造方法 - Google Patents

無方向性電磁鋼板、鉄心、鉄心の製造方法、モータ、およびモータの製造方法 Download PDF

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WO2024070807A1
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less
steel sheet
oriented electrical
thickness
electrical steel
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PCT/JP2023/033897
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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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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
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    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
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    • C22C21/00—Alloys based on aluminium
    • C22C21/02—Alloys based on aluminium with silicon as the next major constituent

Definitions

  • the present invention relates to a non-oriented electrical steel sheet, an iron core, a method for manufacturing an iron core, a motor, and a method for manufacturing a motor. More specifically, the present invention relates to a non-oriented electrical steel sheet having good high-frequency iron loss, an iron core including this non-oriented electrical steel sheet and a method for manufacturing an iron core, and a motor including this iron core and a method for manufacturing a motor.
  • This application claims priority based on Japanese Patent Application No. 2022-156745 filed on September 29, 2022, the contents of which are incorporated herein by reference.
  • Patent Document 1 discloses an electromagnetic steel sheet that achieves both high magnetic flux density and low iron loss at high frequency by using a three-layer clad structure in which both sides of an inner layer of oriented electromagnetic steel sheet are sandwiched between non-oriented electromagnetic steel sheets to form the surface layer.
  • Patent Document 2 discloses an Fe-based metal sheet that achieves both high magnetic flux density and high strength by changing the chemical composition in the thickness direction and by changing the crystal grain size in the thickness direction.
  • One aspect of the present invention has been made in consideration of the above problems.
  • One aspect of the present invention aims to provide a non-oriented electrical steel sheet with good high-frequency iron loss.
  • one aspect of the present invention aims to provide an iron core including this non-oriented electrical steel sheet, a method for manufacturing the iron core, and a motor including this iron core, and a method for manufacturing the motor.
  • a non-oriented electrical steel sheet is The steel plate has a base material and an insulating coating.
  • the base steel sheet has a chemical composition, in mass%, Si: 1.0% or more and 5.0% or less, C: 0% or more and 0.0050% or less, Mn: 0% or more and 3.0% or less, P: 0% or more and 0.30% or less, S: 0% or more and 0.010% or less, Al: 0% or more and 3.0% or less, Zn: 0% or more and 0.10% or less, N: 0% or more and 0.010% or less, Sn: 0% or more and 0.10% or less, Sb: 0% or more and 0.10% or less, Ca: 0% or more and 0.010% or less, Cr: 0% or more and 5.0% or less, Ni: 0% or more and 5.0% or less, Cu: 0% or more and 5.0% or less, Ce: 0% or more and 0.10% or less, B: 0% or more and 0.10% or less, O:
  • the average crystal grain size is 50 ⁇ m or more and 200 ⁇ m or less in an intermediate region from 1/20 of the plate thickness to 1/4 of the plate thickness based on the surface, The average crystal grain size may be 50 ⁇ m or more and 200 ⁇ m or less in a central region from 1 ⁇ 4 to 1 ⁇ 2 of the sheet thickness with respect to the surface.
  • the base steel sheet has a chemical composition, in mass%, Sn: May be limited to 0% or more and less than 0.030%.
  • An iron core according to one aspect of the present invention may include the non-oriented electrical steel sheet according to any one of (1) to (5) above.
  • a method for manufacturing an iron core according to one aspect of the present invention may include a step of stacking the non-oriented electrical steel sheets according to any one of (1) to (5) above.
  • a motor according to one aspect of the present invention may include the iron core described in (6) above.
  • a method for manufacturing a motor according to one aspect of the present invention may include a step of laminating the non-oriented electrical steel sheets described in any one of (1) to (5) above to obtain an iron core, and a step of assembling this iron core to obtain a motor.
  • the above aspects of the present invention make it possible to provide a non-oriented electromagnetic steel sheet with good high-frequency iron loss, and also to provide an iron core including this non-oriented electromagnetic steel sheet, a method for manufacturing the iron core, and a motor including this iron core, and a method for manufacturing the motor.
  • FIG. 1 is a cross-sectional schematic diagram of a non-oriented electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention. 1 is a flow diagram of a method for producing a non-oriented electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention.
  • Non-oriented electrical steel sheet The non-oriented electrical steel sheet according to this embodiment has the following features.
  • the non-oriented electrical steel sheet according to this embodiment includes a base steel sheet and an insulating coating,
  • the base steel sheet has a chemical composition, in mass%, of: Si: 1.0% or more and 5.0% or less, C: 0% or more and 0.0050% or less, Mn: 0% or more and 3.0% or less, P: 0% or more and 0.30% or less, S: 0% or more and 0.010% or less, Al: 0% or more and 3.0% or less, Zn: 0% or more and 0.10% or less, N: 0% or more and 0.010% or less, Sn: 0% or more and 0.10% or less, Sb: 0% or more and 0.10% or less, Ca: 0% or more and 0.010% or less, Cr: 0% or more and 5.0% or less, Ni: 0% or more and 5.0% or less, Cu: 0% or more and 5.0% or less, Ce: 0% or more and 0.10% or less, B: 0% or more and 0.10% or less, O: 0% or
  • the non-oriented electrical steel sheet according to this embodiment has When the base steel plate is viewed on the above cut surface,
  • the average crystal grain size is 50 ⁇ m or more and 200 ⁇ m or less in an intermediate region from 1/20 of the plate thickness to 1/4 of the plate thickness based on the surface, It is preferable that the average crystal grain size is 50 ⁇ m or more and 200 ⁇ m or less in the central region from 1/4 of the sheet thickness to 1/2 of the sheet thickness with respect to the surface.
  • the non-oriented electrical steel sheet according to this embodiment has
  • the base steel sheet has the above chemical composition, in mass%, Sn: It is preferably limited to 0% or more and less than 0.030%.
  • the non-oriented electrical steel sheet according to this embodiment has It is preferable that the ⁇ 100 ⁇ plane intensity is 2.4 or more at 1/2 the plate thickness based on the above surface, and the area ratio of ⁇ 100 ⁇ oriented grains is 18% or more with respect to the observation field.
  • FIG. 1 shows a schematic cross-sectional view of a non-oriented electrical steel sheet according to this embodiment.
  • the non-oriented electrical steel sheet 1 according to this embodiment has an insulating coating 11 and a base steel sheet 12.
  • the base steel sheet 12 When viewed on a cut surface in which the cutting direction is parallel to the sheet thickness direction, the base steel sheet 12 may be divided into a surface region 12a extending from the surface of the base steel sheet 12 to 1/20 of the sheet thickness, an intermediate region 12b extending from 1/20 of the sheet thickness to 1/4 of the sheet thickness of the base steel sheet 12, and a central region 12c extending from 1/4 of the sheet thickness to 1/2 of the sheet thickness of the base steel sheet 12.
  • the thickness of the base steel sheet is set to 0.35 mm or less, preferably 0.30 mm or less.
  • the thickness of the base steel sheet is set to 0.10 mm or more, preferably 0.15 mm or more.
  • the thickness of the base steel sheet may be measured with a micrometer. If the non-oriented electrical steel sheet to be used as the measurement sample has an insulating coating on its surface, this should be removed before measurement.
  • the insulating coating may be removed using the following method.
  • Non-oriented electrical steel sheet with an insulating coating is immersed in an aqueous solution of sodium hydroxide, an aqueous solution of sulfuric acid, and an aqueous solution of nitric acid, in that order, and then washed. Finally, it is dried with hot air. This allows the non-oriented electrical steel sheet (base steel sheet) with the insulating coating removed to be obtained.
  • the average crystal grain size is 10 ⁇ m or less in a surface region from the surface of the base steel sheet to 1/20 of the sheet thickness. Note that, although the above surface region is described for one sheet surface of the base steel sheet, the above condition may be satisfied for both sheet surfaces of the base steel sheet.
  • the average crystal grain size is preferably 9 ⁇ m or less, and more preferably 8 ⁇ m or less.
  • there is no particular lower limit to the average crystal grain size In the above surface region, it is sufficient that the average crystal grain size is 1 ⁇ m or more.
  • iron loss refers to the combined loss of eddy current loss and hysteresis loss.
  • the ratio of hysteresis loss in iron loss is higher than that of eddy current loss, and at commercial frequencies, the skin effect is not as pronounced as at higher frequencies.
  • high frequencies e.g., about 1 kHz
  • the ratio of eddy current loss in iron loss increases, and the skin effect also becomes pronounced.
  • the average crystal grain size in the surface region described above is controlled by manufacturing conditions specific to this embodiment.
  • the manufacturing conditions that control the average crystal grain size will be described in detail later.
  • the average crystal grain size is 50 ⁇ m or more and 200 ⁇ m or less in the intermediate region from 1/20 of the sheet thickness to 1/4 of the sheet thickness with respect to the above-mentioned surface, and that the average crystal grain size is 50 ⁇ m or more and 200 ⁇ m or less in the central region from 1/4 of the sheet thickness to 1/2 of the sheet thickness with respect to the above-mentioned surface.
  • the above-mentioned intermediate region and central region are described with respect to one sheet surface of the base steel sheet, the above conditions may be satisfied for both sheet surfaces of the base steel sheet. 1/2 of the sheet thickness corresponds to the center in the sheet thickness direction of the base steel sheet on the above-mentioned cut surface.
  • the average crystal grain size is preferably greater than 60 ⁇ m, and more preferably greater than 70 ⁇ m. Also, in the intermediate region, the average crystal grain size is preferably less than 150 ⁇ m, and more preferably less than 120 ⁇ m. Similarly, in the central region, the average crystal grain size is preferably greater than 60 ⁇ m, and more preferably greater than 70 ⁇ m. Also, in the central region, the average crystal grain size is preferably less than 150 ⁇ m, and more preferably less than 120 ⁇ m.
  • the intermediate region is a region from 1/20 of the plate thickness to 1/4 of the plate thickness based on the surface of the base steel plate.
  • the region from 1/20 of the plate thickness to 1/10 of the plate thickness is divided within this intermediate region based on the surface, it is preferable that the region from 1/20 of the plate thickness to 1/10 of the plate thickness also has an average crystal grain size equivalent to that of the intermediate region.
  • the average crystal grain size of the intermediate region is more than 60 ⁇ m, it is preferable that the average crystal grain size of the region from 1/20 of the plate thickness to 1/10 of the plate thickness is also more than 60 ⁇ m.
  • the average crystal grain size of the intermediate region is 150 ⁇ m or less
  • the average crystal grain size of the region from 1/20 of the plate thickness to 1/10 of the plate thickness is also 150 ⁇ m or less. It is preferable that the region from 1/10 of the plate thickness to 1/4 of the plate thickness also has an average crystal grain size equivalent to that of the intermediate region.
  • the hysteresis loss and magnetic permeability are favorably improved.
  • low magnetic fields e.g., excitation magnetization force of about 100 A/m
  • medium magnetic fields e.g., excitation magnetization force of about 1000 A/m
  • the magnetization process progresses mainly through domain wall motion, so it is desirable to have few crystal grain boundaries that hinder domain wall motion.
  • the average crystal grain size in the intermediate and central regions described above is controlled by manufacturing conditions specific to this embodiment.
  • the manufacturing conditions that control the average crystal grain size will be described in detail later.
  • the crystal grain size in the intermediate region was often a value between that of the surface and central regions.
  • the average crystal grain size was often fine in the region from 1/20 of the plate thickness to 1/10 of the plate thickness.
  • the average crystal grain size is finely controlled only in the surface region, and the average crystal grain size in the intermediate and central regions is controlled to an appropriate size.
  • the average crystal grain size in the surface region is fine, but the average crystal grain size in the intermediate region is equivalent to that in the central region.
  • the average grain size of the base steel plate may be measured by the cutting method specified in JIS G0551:2020.
  • the average grain size measured by the cutting method in a direction perpendicular to the plate thickness direction in a longitudinal section microstructure photograph may be used.
  • An optical microscope photograph may be used as this longitudinal section microstructure photograph, and a photograph taken at a magnification of, for example, 100x or more may be used.
  • the average grain size may be determined in each of the surface region, intermediate region, and central region.
  • the ⁇ 100 ⁇ plane intensity is 2.4 or more at 1/2 of the sheet thickness based on the surface of the base steel sheet, and the area ratio of ⁇ 100 ⁇ oriented grains is 18% or more with respect to the observation field.
  • the ⁇ 100 ⁇ plane strength is preferably 3.5 or more, and more preferably 3.8 or more.
  • the ⁇ 100 ⁇ plane strength is 10 or less.
  • the high magnetic field magnetic properties are preferably improved.
  • the crystal orientation near ⁇ 100 ⁇ is a texture that contributes to improving the magnetic flux density.
  • the ⁇ 100 ⁇ plane strength is appropriately controlled in combination with other technical features, thereby improving the magnetic properties in high magnetic fields, mainly the magnetic flux density in high magnetic fields (for example, excitation magnetization force of about 5000 A/m).
  • the area ratio of the ⁇ 100 ⁇ oriented grains is preferably 20% or more, and more preferably 22% or more, relative to the observation field.
  • the area ratio of the ⁇ 100 ⁇ oriented grains there is no particular upper limit to the area ratio of the ⁇ 100 ⁇ oriented grains.
  • the area ratio of the ⁇ 100 ⁇ oriented grains may be 100% or less, and may be 35% or less.
  • the high magnetic field magnetic properties are favorably improved.
  • the crystal orientation near ⁇ 100 ⁇ is a texture that contributes to improving the magnetic flux density. For example, when the Si content, etc., in the steel composition of the base steel plate increases, the saturation magnetic flux density decreases, but when the area ratio of the ⁇ 100 ⁇ oriented grains in the half-thickness portion of the base steel plate increases, the magnetic flux density improves.
  • the area ratio of the ⁇ 100 ⁇ oriented grains is appropriately controlled in combination with other technical features, thereby improving the magnetic properties in high magnetic fields, mainly the magnetic flux density in high magnetic fields (for example, excitation magnetization force of about 5000 A/m).
  • the ⁇ 100 ⁇ plane strength and the area ratio of ⁇ 100 ⁇ oriented grains at the 1/2 plate thickness portion described above are controlled by manufacturing conditions specific to this embodiment.
  • the manufacturing conditions for controlling the average crystal grain size will be described in detail later.
  • the ⁇ 100 ⁇ plane intensity of the base steel plate can be measured by comparing the integrated intensity of the diffraction of the ⁇ 100 ⁇ plane from the X-ray diffraction profile with the ideal intensity ratio for randomly oriented material. Measurements can be performed using, for example, a horizontal sample type high power X-ray diffractometer RINT-TTR3 or a powder X-ray diffractometer RINT-2000 manufactured by Rigaku Corporation, but the measurement results are essentially independent of the measuring device. Under the above conditions, the ⁇ 100 ⁇ plane intensity at 1/2 the plate thickness can be found. The 1/2 plate thickness can be revealed by polishing the plate surface of the base steel plate parallel to gradually reduce the thickness.
  • the area ratio of ⁇ 100 ⁇ oriented grains in the base steel sheet may be measured using a scanning electron microscope with electron backscatter diffraction (SEM-EBSD). Measurements may be performed using, for example, a scanning electron microscope JSM-6400 manufactured by JEOL, an EBSD detector HIKARI manufactured by TSL, or an OIM analysis manufactured by TSL, but the measurement results are essentially independent of the measuring equipment.
  • SEM-EBSD scanning electron microscope with electron backscatter diffraction
  • Measurements may be performed, for example, using a sample polished for EBSD with care to ensure that no polishing strain remains on the surface, with a step interval of 2 ⁇ m, a measurement area of 8000 ⁇ m x 2400 ⁇ m, grain boundary judgment with an angle difference of 15° or more in crystal orientation, and a tolerance of 20° for extraction of the area ratio of ⁇ 100 ⁇ oriented grains.
  • the area ratio of ⁇ 100 ⁇ oriented grains at 1/2 the sheet thickness may be obtained.
  • the 1/2 thickness portion can be revealed by grinding the surface of the base steel plate parallel to the plate and gradually reducing its thickness, as described above.
  • the 1/2 thickness portion corresponds to the center of the base steel plate in the thickness direction.
  • the base steel sheet has a chemical composition that contains Si, optionally contains selected elements, and the balance is Fe and impurities.
  • the base steel sheet has a chemical composition, in mass%, of: Si: 1.0% or more and 5.0% or less, C: 0% or more and 0.0050% or less, Mn: 0% or more and 3.0% or less, P: 0% or more and 0.30% or less, S: 0% or more and 0.010% or less, Al: 0% or more and 3.0% or less, Zn: 0% or more and 0.10% or less, N: 0% or more and 0.010% or less, Sn: 0% or more and 0.10% or less, Sb: 0% or more and 0.10% or less, Ca: 0% or more and 0.010% or less, Cr: 0% or more and 5.0% or less, Ni: 0% or more and 5.0% or less, Cu: 0% or more and 5.0% or less, Ce: 0% or more and 0.10% or less, B: 0% or more and 0.10% or less, O: 0% or more and 0.10% or less, Mg: 0% or more and 0.10% or less, Ti: 0%
  • Si 1.0% to 5.0% Si (silicon) is an element effective in increasing the resistivity of steel sheet and reducing iron loss. Therefore, the Si content is set to 1.0% or more.
  • the Si content is preferably 1.5% or more, and more preferably 2.0% or more.
  • excessive inclusion of Si significantly reduces the magnetic flux density. Therefore, the Si content is set to 5.0% or less.
  • the Si content is preferably 4.0% or less, and more preferably 3.50% or less.
  • C 0% or more and 0.0050% or less C (carbon) is a selective element. However, if it is contained in excess, the magnetic properties deteriorate. Therefore, the C content is set to 0.0050% or less.
  • the C content is preferably 0.0030% or less.
  • the lower limit since it is preferable that the C content is 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 set to more than 0% or may be set to 0.0010%.
  • Mn 0% or more and 3.0% or less Mn (manganese) is an optional element. Mn has the effect of increasing the resistivity of the steel sheet and reducing iron loss. However, since Mn has a higher alloying cost than Si and Al, a high Mn content is economically disadvantageous. For this reason, the Mn content is set to 3.0% or less. It is preferably 2.50% or less. There is no need to limit the lower limit of Mn, and the lower limit may be 0%. However, in order to obtain the above effect more reliably, the Mn content is preferably more than 0%, preferably 0.0010% or more, and more preferably 0.010% or more.
  • P 0% or more and 0.30% or less
  • P phosphorus
  • P is a selective element.
  • P has the effect of improving the texture of the non-oriented electrical steel sheet and improving the magnetic properties.
  • P is also a solid solution strengthening element, if the P content is excessive, the steel sheet becomes hard and cold rolling becomes difficult. For this reason, the P content is set to 0.30% or less.
  • the P content is preferably 0.20% or less.
  • the lower limit may be 0%.
  • the P content is preferably more than 0%, preferably 0.0010% or more, and more preferably 0.0150% or more.
  • S 0% or more and 0.010% or less
  • S sulfur
  • S is a selective element.
  • S combines with Mn in the steel to form fine MnS, which inhibits the growth of crystal grains during annealing and may deteriorate the magnetic properties of the non-oriented electrical steel sheet.
  • the S content is set to 0.010% or less.
  • the S content is preferably 0.0050% or less, and more preferably 0.0030% or less. Since it is preferable that the S content is low, there is no need to limit the lower limit, and the lower limit may be 0%. However, since it is not easy to industrially make the content 0%, the lower limit may be more than 0% or may be 0.00010%.
  • Al 0% or more and 3.0% or less
  • Al is an optional element.
  • Al is an optional element that is effective in increasing the resistivity of the steel sheet and reducing iron loss, but if it is contained in excess, the magnetic flux density will drop significantly. For this reason, the Al content is set to 3.0% or less. 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 effects of the above action, it is preferable that the Al content is 0.10% or more. In this embodiment, Al means acid-soluble aluminum.
  • Zn 0% or more and 0.10% or less
  • Zn (zinc) is an optional element.
  • Zn is an effective element for improving magnetic flux density, iron loss characteristics, and punchability, but even if it is contained in excess, the above effects are saturated. For this reason, the Zn content is set to 0.10% or less.
  • the lower limit may be 0%. However, in order to more reliably obtain the effects due to the above action, it is preferable to set the Zn content to 0.0010% or more.
  • N 0% or more and 0.010% or less
  • N nitrogen
  • nitrogen is a selective element.
  • N combines with Al to form fine AlN, which may inhibit the growth of crystal grains during annealing and deteriorate the magnetic properties.
  • the N content is set to 0.010% or less.
  • the N content is preferably 0.0050% or less, and more preferably 0.0030% or less. Since it is preferable that the N content is small, there is no need to limit the lower limit, and the lower limit may be 0%. However, since it is not easy to industrially set the content to 0%, the lower limit may be more than 0%, may be 0.00010% or more, may be more than 0.00150%, or may be 0.00250% or more.
  • Sn 0% or more and 0.10% or less
  • Sb 0% or more and 0.10% or less
  • Sn (tin) and Sb (antimony) are selective elements.
  • Sn and Sb have the effect of improving the texture of the non-oriented electrical steel sheet and improving the magnetic properties (for example, magnetic flux density).
  • the contents of Sn and Sb are each set to 0.10% or less.
  • the Sn content is preferably less than 0.030%.
  • the lower limit of Sn and Sb there is no need to limit the lower limit of Sn and Sb, and the lower limit may be 0%.
  • the Sn content is preferably more than 0%, preferably 0.0010% or more, and more preferably 0.010% or more.
  • the Sb content is preferably more than 0%, more preferably 0.0010% or more, more preferably 0.0020% or more, even more preferably 0.010% or more, and even more preferably more than 0.0250%.
  • Ca 0% or more and 0.010% or less
  • Ca (calcium) is a selective element. Ca suppresses the precipitation of fine sulfides (MnS, Cu 2 S, etc.) by generating coarse sulfides, so it is effective for inclusion control.
  • the Ca content is set to 0.010% or less.
  • the Ca content is preferably 0.0080% or less, and more preferably 0.0050% or less.
  • the lower limit may be 0%.
  • the Ca content is preferably more than 0%, and is preferably 0.00030% or more.
  • the Ca content is preferably 0.0010% or more, and more preferably 0.0030% or more.
  • Cr 0% or more and 5.0% or less Cr (chromium) is an optional element. Cr has the effect of increasing the resistivity and improving the magnetic properties (for example, iron loss). However, if it is contained in excess, it may reduce the saturation magnetic flux density, and the above effect will saturate, leading to an increase in costs. Therefore, the Cr content is set to 5.0% or less.
  • the Cr content is preferably 2.0% or less, and more preferably 1.0% or less. There is no need to limit the lower limit of Cr, and the lower limit may be 0%. However, in order to obtain the above effect more reliably, the Cr content is preferably more than 0%, and is preferably 0.0010% or more. Cr also suppresses the formation of Kirkendall voids in the base steel sheet. Therefore, the Cr content is preferably 0.50% or more.
  • Ni 0% or more and 5.0% or less Ni (nickel) is an optional element. Ni has the effect of improving magnetic properties (e.g., saturation magnetic flux density). However, if excessively contained, the above effect saturates and leads to an increase in costs. Therefore, the Ni content is set to 5.0% or less.
  • the Ni content is preferably 0.50% or less, and more preferably 0.10% or less. There is no need to limit the lower limit of Ni, and the lower limit may be 0%. However, in order to obtain the above effect more reliably, the Ni content is preferably more than 0%, and is preferably 0.0010% or more.
  • Cu 0% or more and 5.0% or less Cu (copper) is an optional element.
  • Cu has the effect of improving the strength of the steel sheet. However, if it is contained in excess, it may reduce the saturation magnetic flux density, and the above effect will saturate, resulting in an increase in costs. Therefore, the Cu content is set to 5.0% or less.
  • the Cu content is preferably 0.10% or less.
  • the lower limit may be 0%. However, in order to obtain the above effect more reliably, the Cu content is preferably more than 0%, and is preferably 0.0010% or more.
  • Ce 0% or more and 0.10% or less Ce (cerium) is a selective element. Ce has the effect of suppressing the precipitation of fine sulfides (MnS, Cu 2 S, etc.) by generating coarse sulfides and oxysulfides, improving grain growth, and reducing iron loss. However, if it is contained in excess, oxides may also be generated in addition to sulfides and oxysulfides, which may deteriorate iron loss, and the above effect will saturate and lead to an increase in costs. Therefore, the Ce content is set to 0.10% or less. The Ce content is preferably 0.010% or less, more preferably 0.0090% or less, and even more preferably 0.0080% or less.
  • the Ce content is preferably more than 0%, and is preferably 0.0010% or more.
  • the Ce content is more preferably 0.0020% or more, further preferably 0.0030% or more, and further preferably 0.0050% or more.
  • the chemical composition of the base steel sheet of the non-oriented electrical steel sheet according to this embodiment may contain, in addition to the above elements, optional elements such as B, O, Mg, Ti, V, Zr, Nd, Bi, W, Mo, Nb, and Y.
  • optional elements such as B, O, Mg, Ti, V, Zr, Nd, Bi, W, Mo, Nb, and Y.
  • the contents of these optional elements may be controlled based on known knowledge. For example, the contents of these optional elements may be as follows.
  • the lower limit of these optional elements may be more than 0%.
  • B 0% or more and 0.10% or less
  • O 0% or more and 0.10% or less
  • Mg 0% or more and 0.10% or less
  • Ti 0% or more and 0.10% or less
  • V 0% or more and 0.10% or less
  • Zr 0% or more and 0.10% or less
  • Nd 0% or more and 0.10% or less
  • Bi 0% or more and 0.10% or less
  • W 0% or more and 0.10% or less
  • Mo 0% or more and 0.10% or less
  • Nb 0% or more and 0.10% or less
  • Y 0% or more and 0.10% or less.
  • the base steel sheet of the non-oriented electrical steel sheet has a chemical composition, in mass%, of: C: 0.0010% or more and 0.0050% or less, Mn: 0.0010% or more and 3.0% or less, P: 0.0010% or more and 0.30% or less, S: 0.00010% or more and 0.010% or less, N: more than 0.00150% and not more than 0.010%; B: 0.00010% or more and 0.10% or less, O: 0.00010% or more and 0.10% or less, Mg: 0.00010% or more and 0.10% or less, Ca: 0.00030% or more and 0.010% or less, Ti: 0.00010% or more and 0.10% or less, V: 0.00010% or more and 0.10% or less, Cr: 0.0010% or more and 5.0% or less, Ni: 0.0010% or more and 5.0% or less, Cu: 0.0010% or more and 5.0% or less, Zr: 0.00020% or more and 0.10% or less
  • the B content is preferably 0.010% or less
  • the O content is preferably 0.010% or less
  • the Mg content is preferably 0.0050% or less
  • the Ti content is preferably 0.0020% or less
  • the V content is preferably 0.0020% or less
  • the Zr content is preferably 0.0020% or less
  • the Nd content is preferably 0.010% or less
  • the Bi content is preferably 0.010% or less
  • the W content is preferably 0.010% or less
  • the Mo content is preferably 0.01% or less
  • the Nb content is preferably 0.0020% or less
  • the Y content is preferably 0.010% or less.
  • the Ti content is preferably 0.0010% or more
  • the V content is preferably 0.0020% or more
  • the Nb content is preferably 0.0020% or more.
  • the above chemical composition may be measured by a general analysis method for steel.
  • the chemical composition may be measured using ICP-AES (Inductively Coupled Plasma-Atomic Emission Spectrometry).
  • Al may be measured as acid-soluble Al by ICP-AES using the filtrate after thermally decomposing the sample with acid.
  • C and S may be measured using the combustion-infrared absorption method, N using the inert gas fusion-thermal conductivity method, and O using the inert gas fusion-non-dispersive infrared absorption method.
  • the chemical composition of the base steel sheet described above is the average value for the entire base steel sheet.
  • R 9.9 + 12.4 [Si] + 10.0 [Al] + 6.6 [Mn]
  • the R value is 60 to 250 in the region from the surface to 1/10 of the plate thickness, and that the R value is 30 to less than 60 in the region from 1/10 of the plate thickness to 1/2 of the plate thickness based on the surface. Note that although the above regions are described for one plate surface of the base steel sheet, the above conditions may be satisfied for both plate surfaces of the base steel sheet.
  • the R-value is preferably 65 or more, and more preferably 70 or more. In this region, the R-value is preferably 240 or less, and more preferably 230 or less. On the other hand, in the region from 1/10 of the plate thickness to 1/2 of the plate thickness based on the surface, the R-value is preferably 35 or more, and more preferably 40 or more. In this region, the R-value is preferably 58 or less, and more preferably 56 or less.
  • the R-values in the region from the surface to 1/10 of the plate thickness and in the region from 1/10 of the plate thickness to 1/2 of the plate thickness are controlled by manufacturing conditions specific to this embodiment.
  • the manufacturing conditions for controlling the R-values will be described in detail later.
  • the R-value can be confirmed by using an EPMA (Electron Probe Micro Analyzer) to check a cut surface where the cutting direction is parallel to the plate thickness direction. Specifically, a test piece is cut out from the base steel plate so that the cutting direction is parallel to the plate thickness direction. The cross-sectional structure of this cut surface is observed with the EPMA at a magnification that allows the plate thickness of the base steel plate to fit within the observation field. If the plate thickness of the base steel plate does not fit within the observation field, the cross-sectional structure is observed in multiple consecutive fields of view.
  • EPMA Electro Probe Micro Analyzer
  • a line analysis is performed in the plate thickness direction using an EPMA to determine the Si content, Al content, and Mn content in the region from the surface of the base steel plate to 1/10 of the plate thickness, as well as the Si content, Al content, and Mn content in the region from 1/10 of the plate thickness to 1/2 of the plate thickness. From the results of such line analysis, the R values in the region from the surface to 1/10 of the plate thickness and in the region from 1/10 of the plate thickness to 1/2 of the plate thickness can be determined. Note that 1/2 of the plate thickness corresponds to the center of the base steel plate in the plate thickness direction on the above-mentioned cut surface.
  • Method of manufacturing non-oriented electrical steel sheet An example of a method for manufacturing the non-oriented electrical steel sheet according to the present embodiment will be described below. Note that the manufacturing method of the non-oriented electrical steel sheet according to the present embodiment is not particularly limited as long as it has the above-mentioned configuration. The manufacturing method described below is one example for manufacturing the non-oriented electrical steel sheet according to the present embodiment, and is a suitable example of the method for manufacturing the non-oriented electrical steel sheet according to the present embodiment.
  • the manufacturing method of the non-oriented electrical steel sheet according to this embodiment may include a casting process, a hot rolling process, a cold rolling process, a finish annealing process, a nitriding annealing process, and a coating formation process.
  • the method for producing the non-oriented electrical steel sheet includes the steps of:
  • the method includes a casting process, a hot rolling process, a cold rolling process, a finish annealing process, a nitriding annealing process, and a coating process
  • the chemical composition is, in mass%, Si: 1.0% or more and 5.0% or less, C: 0% or more and 0.0050% or less, Mn: 0% or more and 3.0% or less, P: 0% or more and 0.30% or less, S: 0% or more and 0.010% or less, Al: 0% or more and 3.0% or less, Zn: 0% or more and 0.10% or less, N: 0% or more and 0.010% or less, Sn: 0% or more and 0.10% or less, Sb: 0% or more and 0.10% or less, Ca: 0% or more and 0.010% or less, Cr: 0% or more and 5.0% or less, Ni: 0% or more and 5.0% or less, Cu
  • the slab is hot rolled
  • the steel sheet is subjected to cold rolling
  • the steel sheet is heated from room temperature and held in an atmosphere containing 5% by volume or more and 15% by volume or less of hydrogen with a dew point of 40° C. or more and 60° C. or less at a temperature range of 170° C. or more and 190° C. or less for 90 seconds or more and 110 seconds or less;
  • the steel sheet after the oxidation process is heated to a temperature range of 680° C. to 720° C.
  • the temperature is increased to a temperature range of 780°C or more and 1050°C or less at an average heating rate of 40°C/sec or more and 60°C/sec or less,
  • the steel sheet after the temperature increasing process is held in an atmosphere containing 5% by volume or more and 25% by volume or less of hydrogen and having a dew point of -20°C or more and 20°C or less in a temperature range of 780°C or more and 1050°C or less for 10 seconds or more and 20 seconds or less
  • the steel sheet after the soaking process is cooled to a temperature range of room temperature or higher and 720°C or
  • the method for producing a non-oriented electrical steel sheet according to this embodiment may also include a hot-rolled sheet annealing step after the hot rolling step.
  • the method for producing a non-oriented electrical steel sheet according to this embodiment may also include a pickling step after the hot rolling step or after the hot-rolled sheet annealing step.
  • the method for producing a non-oriented electrical steel sheet according to this embodiment may also include a surface treatment step after the hot rolling step, the hot-rolled sheet annealing step, the pickling step, or after the cold rolling step.
  • FIG. 2 shows a flow chart of the manufacturing method for non-oriented electrical steel sheet according to this embodiment. Each step will be explained in detail below.
  • a slab (steel billet) having the above-mentioned chemical composition may be cast.
  • the chemical composition of the slab is substantially the same as the chemical composition of the base steel sheet of the non-oriented electrical steel sheet.
  • the Sn content is less than 0.030%.
  • the casting method is not particularly limited, but for example, slabs may be produced by continuous casting, or slabs may be produced by producing ingots using molten steel and then blooming the ingots. Slabs may also be produced by other methods.
  • the thickness of the slab is not particularly limited, but may be, for example, 150 mm or more and 350 mm or less.
  • the thickness of the slab is preferably 220 mm or more and 280 mm or less.
  • As the slab a so-called thin slab with a thickness of 10 mm or more and 70 mm or less may be used.
  • the slab thickness is preferable to 30 mm or more and 60 mm or less, sufficiently develop columnar crystals in the thin slab whose ⁇ 100 ⁇ planes are parallel to the steel sheet surface, and leave the ⁇ 100 ⁇ 011> orientation obtained by processing the columnar crystals by hot rolling in the hot-rolled sheet.
  • Fine inclusions in molten steel can be reduced, for example, by reducing the content of elements that form fine inclusions, such as Ti. Furthermore, fine inclusions in molten steel can be measured, for example, by taking a sample from the molten steel, rapidly cooling the resulting steel ingot, subjecting it to electrolytic extraction, and analyzing the residue.
  • the slab is hot rolled to obtain a hot rolled steel sheet.
  • the conditions of the hot rolling are not particularly limited, but for example, it is preferable that the thickness (finishing thickness) of the hot rolled steel sheet is 1.0 mm or more and 2.5 mm or less. If the thickness is 1.0 mm or more, the load on the hot rolling machine is small, and the productivity in the hot rolling process is high.
  • the heating temperature of the slab before hot rolling is not particularly limited, but may be 1000°C or higher and 1300°C or lower from the viewpoint of costs, etc.
  • the final rolling temperature of the finish hot rolling is preferably 900°C or higher, and more preferably 950°C or higher.
  • the steel sheet is cold-rolled to obtain a cold-rolled steel sheet.
  • the thickness (finishing thickness) of the cold-rolled steel sheet may be 0.10 mm or more and 0.35 mm or less.
  • the steel sheet to be cold-rolled may be any of a steel sheet after a hot rolling process, a steel sheet after a hot-rolled sheet annealing process, a steel sheet after a pickling process, and a steel sheet after a surface treatment process.
  • the cumulative reduction in cold rolling is 60% to 95%. If the reduction is 60% or more, the effect of P on the texture of the non-oriented electrical steel sheet can be obtained more stably. Furthermore, if the reduction is 95% or less, non-oriented electrical steel sheet can be manufactured industrially in a stable manner.
  • the temperature of the steel sheet during cold rolling may be room temperature.
  • the cold rolling may be warm rolling in which the steel sheet temperature is 100°C to 200°C.
  • the steel sheet may be preheated or the rolls may be preheated.
  • the steel sheet In the final annealing step, the steel sheet may be subjected to an oxidation step, a temperature increase step, a soaking step, and a cooling step. In this final annealing step, it is preferable to perform a pretreatment for favorably nitriding the steel sheet surface in the subsequent nitriding annealing step.
  • the steel sheet to be subjected to the final annealing may be either a steel sheet after a cold rolling step or a steel sheet after a surface treatment step.
  • the steel sheet after the cold rolling step or the surface treatment step may be held in an atmosphere containing 5 vol% to 15 vol% hydrogen and having a dew point of 40°C to 60°C, in a temperature range of 170°C to 190°C, for 90 seconds to 110 seconds.
  • the hydrogen content of the atmosphere in the oxidation process is preferably 7% by volume or more, and more preferably 9% by volume or more. On the other hand, the hydrogen content is preferably 13% by volume or less, and more preferably 11% by volume or less.
  • the dew point of the atmosphere in the oxidation process is preferably 42°C or more, and more preferably 44°C or more. On the other hand, the dew point is preferably 58°C or less, and more preferably 56°C or less.
  • the temperature range maintained in the oxidation process is preferably 173°C or more, and more preferably 175°C or more. On the other hand, this temperature range is preferably 188°C or less, and more preferably 185°C or less.
  • the time maintained in the above temperature range in the oxidation process is preferably 93 seconds or more, and more preferably 95 seconds or more. On the other hand, this time is preferably 108 seconds or less, and more preferably 105 seconds or less.
  • the atmosphere is a wet atmosphere so that fayalite (Fe 2 SiO 4 ) is formed in the surface layer of the steel sheet.
  • fayalite Fe 2 SiO 4
  • nitriding annealing has rarely been performed as a process subsequent to finish annealing, and in addition, there has been no knowledge of proactively forming oxides in the surface layer of the steel sheet in finish annealing for nitriding annealing, which is a process subsequent to finish annealing.
  • nitriding is preferably performed in the subsequent process. It is believed that this fayalite has a catalytic effect and promotes nitriding in the subsequent process.
  • the steel sheet after the oxidation process may be heated to a temperature range of 680° C. to 720° C. at an average heating rate of 40° C./sec to 60° C./sec in an atmosphere of 5% to 15% by volume of hydrogen and a dew point of 40° C. to 60° C.
  • the steel sheet may be heated to a temperature range of 780° C. to 1050° C. at an average heating rate of 40° C./sec to 60° C./sec in an atmosphere of 5% to 25% by volume of hydrogen and a dew point of ⁇ 20° C. to 20° C.
  • the hydrogen content of the atmosphere in the first half of the heating process is preferably 7% by volume or more, and more preferably 9% by volume or more. On the other hand, this hydrogen content is preferably 13% by volume or less, and more preferably 11% by volume or less.
  • the dew point of the atmosphere in the first half of the heating process is preferably 42°C or more, and more preferably 44°C or more. On the other hand, this dew point is preferably 58°C or less, and more preferably 56°C or less.
  • the average heating rate in the first half of the heating process is preferably 43°C/sec or more, and more preferably 45°C/sec or more.
  • this average heating rate is preferably 58°C/sec or less, and more preferably 55°C/sec or less.
  • the average heating rate means the value obtained by dividing the heating temperature from the heating start temperature to the heating end temperature by the heating time from the heating start temperature to the heating end temperature.
  • the temperature range in the first half of the heating process is preferably 685°C or more, and more preferably 690°C or more. On the other hand, this temperature range is preferably 715°C or less, and more preferably 710°C or less.
  • the hydrogen in the atmosphere in the latter half of the heating process is preferably 7% by volume or more, and more preferably 9% by volume or more. On the other hand, this hydrogen is preferably 23% by volume or less, and more preferably 21% by volume or less.
  • the dew point of the atmosphere in the latter half of the heating process is preferably -18°C or more, and more preferably -16°C or more. On the other hand, this dew point is preferably 18°C or less, and more preferably 16°C or less.
  • the average heating rate in the latter half of the heating process is preferably 43°C/sec or more, and more preferably 45°C/sec or more.
  • this average heating rate is preferably 58°C/sec or less, and more preferably 55°C/sec or less.
  • the average heating rate means the value obtained by dividing the heating temperature from the heating start temperature to the heating end temperature by the heating time from the heating start temperature to the heating end temperature.
  • the temperature range in the latter half of the heating process is preferably 785°C or more, and more preferably 790°C or more.
  • this temperature range is preferably 1040°C or less, and more preferably 1030°C or less.
  • the steel sheet after the temperature increasing process may be soaked in an atmosphere containing 5 vol% to 25 vol% hydrogen and having a dew point of -20°C to 20°C in a temperature range of 780°C to 1050°C for 10 seconds to 20 seconds.
  • the hydrogen content of the atmosphere during the soaking process is preferably 7% by volume or more, and more preferably 9% by volume or more. On the other hand, this hydrogen content is preferably 23% by volume or less, and more preferably 21% by volume or less.
  • the dew point of the atmosphere during the soaking process is preferably -18°C or more, and more preferably -16°C or more. On the other hand, this dew point is preferably 18°C or less, and more preferably 16°C or less.
  • the temperature range maintained during the soaking process is preferably 785°C or more, and more preferably 790°C or more. On the other hand, this temperature range is preferably 1040°C or less, and more preferably 1030°C or less.
  • the time during which the temperature is maintained within the above temperature range during the soaking process is preferably 12 seconds or more, and more preferably 14 seconds or more. On the other hand, this time is preferably 18 seconds or less, and more preferably 16 seconds or less.
  • the steel sheet after the soaking process may be cooled to a temperature range of room temperature or higher and 720°C or lower.
  • the temperature range for cooling during the cooling process is preferably 100°C or higher, and more preferably 150°C or higher. On the other hand, this temperature range is preferably 700 or lower, and more preferably 650°C or lower.
  • the average cooling rate during the cooling process is not particularly limited. However, this average cooling rate is preferably 5°C/sec or higher, and more preferably 7°C/sec or higher. On the other hand, this average cooling rate is preferably 20°C/sec or lower, and more preferably 15°C/sec or lower.
  • the average cooling rate means the temperature from the soaking temperature to the completion of cooling divided by the cooling time from the soaking temperature to the completion of cooling temperature.
  • the steel sheet after the finish annealing process may be held in an atmosphere of 95% by volume to 100% by volume of nitrogen with a dew point of -50°C to 0°C in a temperature range of 680°C to 720°C for 70 seconds to 90 seconds.
  • the nitrogen in the atmosphere of the nitriding annealing process is preferably 96% by volume or more, and more preferably 97% by volume or more. On the other hand, this nitrogen is preferably 99% by volume or less, and more preferably 98% by volume or less.
  • the dew point of the atmosphere of the nitriding annealing process is preferably -45°C or more, and more preferably -40°C or more. On the other hand, this dew point is preferably -5°C or less, and more preferably -10°C or less.
  • the temperature range held in the nitriding annealing process is preferably 685°C or more, and more preferably 690°C or more.
  • this temperature range is preferably 715°C or less, and more preferably 710°C or less.
  • the time held in the above temperature range in the nitriding annealing process is preferably 73 seconds or more, and more preferably 75 seconds or more. On the other hand, this time is preferably 88 seconds or less, and more preferably 85 seconds or less.
  • nitrides e.g., AlN
  • these nitrides finely control the average crystal grain size in the surface region from the surface of the base steel sheet of the final non-oriented electrical steel sheet to 1/20 of the sheet thickness.
  • nitrides Conventionally, when manufacturing non-oriented electrical steel sheets, nitrides were not actively formed on the surface layer of the steel sheet, unlike this embodiment. In addition, it has generally been thought that the formation of nitrides on the surface layer of the steel sheet has an adverse effect on the magnetic properties of the non-oriented electrical steel sheet.
  • the inventors have found that by performing nitriding annealing after finish annealing, the average crystal grain size in the surface region of the base steel sheet of the final non-oriented electrical steel sheet can be finely controlled, and as a result, iron loss, mainly eddy current loss, is reduced when the skin effect, which becomes noticeable at high frequencies, is present.
  • the steel sheet after the nitriding annealing step is subjected to a coating formation process and, if necessary, an annealing process.
  • the film formation conditions in the film formation process are not particularly limited and may be known conditions.
  • an insulating film consisting of only organic components, only inorganic components, or an organic-inorganic composite may be applied to the surface of the steel sheet to form the film.
  • an insulating film that does not contain chromium may be formed.
  • the film formation process may also be a process of applying an insulating coating that exhibits adhesive properties by heating and pressing. Examples of coating materials that exhibit adhesive properties include acrylic resins, phenolic resins, epoxy resins, and melamine resins.
  • the steel sheet In the annealing process, the steel sheet may be held at a temperature in the range of 750° C. to 850° C. for 30 minutes to 150 minutes.
  • the steel sheet subjected to the annealing process may be either a steel sheet after a coating process or a steel sheet that has been subjected to a punching process or other process to give a shape for forming an iron core after the coating process.
  • the temperature range maintained during the annealing process is preferably 760°C or higher, and more preferably 770°C or higher. On the other hand, this temperature range is preferably 840°C or lower, and more preferably 830°C or lower. Furthermore, the time maintained within the above temperature range during the annealing process is preferably 45 minutes or more, and more preferably 60 minutes or more. On the other hand, this time is preferably 135 minutes or less, and more preferably 120 minutes or less.
  • This annealing process removes residual strain in the steel, recrystallizes the steel, and grows the crystal grains to a desired size. During this process, the average crystal grain size in the surface region of the base steel sheet is finely controlled by the nitrides described above.
  • the non-oriented electrical steel sheet manufactured by subjecting it to the annealing process in the coating formation process has the characteristics of the non-oriented electrical steel sheet described above.
  • the atmosphere in the annealing process is not particularly limited.
  • the atmosphere in the annealing process may be a nitrogen atmosphere, a hydrogen atmosphere, or a mixed atmosphere of nitrogen and hydrogen.
  • the dew point of the atmosphere in the annealing process is preferably -50°C or higher, and more preferably -40°C or higher. On the other hand, this dew point is preferably 0°C or lower, and more preferably -10°C or lower.
  • the method for producing a non-oriented electrical steel sheet according to the present embodiment may include a hot-rolled sheet annealing step after the hot rolling step. By carrying out the hot-rolled sheet annealing, preferable magnetic properties can be obtained.
  • This hot-rolled sheet annealing may be a heat retention treatment in which the hot-rolled steel sheet is kept at a temperature during cooling after hot rolling.
  • the conditions for hot-rolled sheet annealing are not particularly limited and may be any known conditions.
  • box annealing it is preferable to hold the sheet in a temperature range of 700°C to 900°C for 60 minutes to 20 hours.
  • continuous annealing it is preferable to hold the sheet in a temperature range of 900°C to 1100°C for 1 second to 180 seconds.
  • the method for producing a non-oriented electrical steel sheet according to the present embodiment may include a pickling step after the hot rolling step or the hot rolled sheet annealing step.
  • the pickling step may remove scale formed on the surface of the steel sheet.
  • the pickling conditions are not particularly limited and may be known conditions.
  • the method for producing a non-oriented electrical steel sheet according to this embodiment may include a surface treatment step after the hot rolling step, the hot-rolled sheet annealing step, the pickling step, the cold rolling step, the finish annealing step, or the nitriding annealing step.
  • AlSi plating, AlMn plating, AlSiMn plating, etc. can be applied to the surface of the steel sheet.
  • These plating alloys are diffused into the steel sheet by finish annealing, nitriding annealing, and film-forming annealing, and the R-value is preferably controlled in the region from the surface of the base steel sheet to 1/10 of the sheet thickness and in the region from 1/10 to 1/2 of the sheet thickness of the final non-oriented electrical steel sheet.
  • the Al contained in the plating disposed on the surface of the steel sheet is preferably 90% by mass or more, and more preferably 95% by mass or more. On the other hand, this Al is preferably 100% by mass or less, and more preferably 99% by mass or less.
  • the Si contained in the plating disposed on the surface of the steel sheet is preferably 0.1% by mass or more, and more preferably 0.3% by mass or more. On the other hand, this Si is preferably 10% by mass or less, and more preferably 7% by mass or less.
  • the Mn contained in the plating disposed on the surface of the steel sheet is preferably 0.01% by mass or more, and more preferably 0.1% by mass or more. On the other hand, this Mn is preferably 5% by mass or less, and more preferably 3% by mass or less.
  • the thickness of the plating applied to the surface of the steel sheet is preferably 5 ⁇ m or more, and more preferably 7 ⁇ m or more. On the other hand, this thickness is preferably 30 ⁇ m or less, and more preferably 25 ⁇ m or less.
  • the thickness of the plating is reduced to about 1/5 by cold rolling, so it is preferable to set the thickness taking into account the reduction in thickness due to cold rolling. For example, it is preferable to set the thickness to 25 ⁇ m or more and 35 ⁇ m or less, within the above numerical range.
  • the method for plating the surface of the steel sheet is not particularly limited, but may be, for example, hot-dip plating, electroplating, molten salt electrolysis, PVD (Physical Vapor Deposition), or CVD (Chemical Vapor Deposition). Of these, hot-dip plating is preferred, considering that the material is for motors and the processing costs.
  • the iron core according to the present embodiment may include the above-mentioned non-oriented electromagnetic steel sheet. More specifically, the iron core may be a laminated body formed by stacking and integrating non-oriented electromagnetic steel sheets having the above-mentioned characteristics and a shape for forming the iron core.
  • the iron core according to the present embodiment may be an integral punched core or a split core.
  • the manufacturing method of the iron core may include a step of stacking the non-oriented electromagnetic steel sheets described above. More specifically, the manufacturing method of the iron core may include a stacking step of stacking and integrating non-oriented electromagnetic steel sheets having the above-mentioned characteristics and a shape for forming the iron core. The number of stacked non-oriented electromagnetic steel sheets and the stacking conditions may be adjusted according to the purpose.
  • a punching process may be carried out before the lamination process, in which the steel plate is punched to obtain a punched member.
  • the punched shape and punching conditions of the steel plate may be adjusted according to the purpose.
  • the method for manufacturing the iron core according to this embodiment may include a stress relief annealing process after the punching process or after the lamination process.
  • the annealing process of the coating process may be omitted in the manufacturing method of the non-oriented electrical steel sheet described above.
  • the steel sheet after the above-mentioned nitriding annealing process may be subjected to the coating process of the coating process, and the steel sheet after the coating process may be subjected to the punching process without being subjected to the annealing process of the coating process, and this punched part may be subjected to the lamination process.
  • a strain relief annealing process may be performed after the above-mentioned punching process or after the above-mentioned lamination process.
  • This stress relief annealing process removes residual strain in the steel, recrystallizes the steel, and grows the crystal grains to a preferred size. At this time, the average crystal grain size in the surface region of the base steel sheet of the punched member is finely controlled by the above-mentioned nitrides.
  • the punched member after this stress relief annealing process (or the punched member that constitutes the laminate after the stress relief annealing process) has the characteristics of the non-oriented electrical steel sheet described above. Therefore, it is possible to determine whether the non-oriented electrical steel sheet extracted by disassembling the iron core has the characteristics of the non-oriented electrical steel sheet described above.
  • the punched member or laminate may be held at a temperature range of 750°C or higher and 850°C or lower for 30 minutes or higher and 150 minutes or lower.
  • the atmosphere in the stress relief annealing process is not particularly limited.
  • the atmosphere in the stress relief annealing process may be a nitrogen atmosphere, a hydrogen atmosphere, or a mixed atmosphere of nitrogen and hydrogen.
  • the dew point of the atmosphere in the stress relief annealing process may be -50°C to 0°C.
  • the motor according to this embodiment may include the above-mentioned iron core. More specifically, the motor mainly includes a stator, a rotor, bearings, a bracket, and lead wires, and the motor according to this embodiment may include the above-mentioned iron core as the iron core of the stator or rotor.
  • the motor according to this embodiment is preferably a drive motor for a hybrid drive vehicle or an electric vehicle, and is preferably a PM motor such as an IPM motor or an SPM motor.
  • the manufacturing method of the motor according to this embodiment may include a step of laminating the above-mentioned non-oriented electromagnetic steel sheets to obtain an iron core, and a step of assembling this iron core to obtain a motor. More specifically, the manufacturing method of this motor may include a lamination step of laminating non-oriented electromagnetic steel sheets having the above-mentioned characteristics and a shape for forming an iron core to obtain an iron core, and an assembly step of assembling this iron core as a stator core or a rotor core to obtain a motor.
  • the number of layers of the non-oriented electromagnetic steel sheets, the lamination conditions, and the assembly conditions of the iron core may be adjusted according to the purpose.
  • a punching process may be performed before the lamination process to obtain a punched member by punching the steel plate.
  • the punched shape and punching conditions of the steel plate may be adjusted according to the purpose.
  • the method for manufacturing the motor according to this embodiment may include a stress relief annealing step after the punching step or after the lamination step.
  • this stress relief annealing step is performed, the annealing process of the coating formation step may be omitted in the above-mentioned method for manufacturing the non-oriented electrical steel sheet.
  • the member after this stress relief annealing step will have the characteristics of the above-mentioned non-oriented electrical steel sheet. Therefore, it is possible to determine whether or not the non-oriented electrical steel sheet taken out by disassembling the motor has the characteristics of the above-mentioned non-oriented electrical steel sheet.
  • the stress relief annealing conditions in the method for manufacturing the motor according to this embodiment may be the same as the stress relief annealing conditions in the above-mentioned method for manufacturing the iron core.
  • Slabs with adjusted chemical composition were used to manufacture non-oriented electrical steel sheets by carrying out each process under the conditions shown in Tables 7 to 42.
  • the slabs were produced by continuous casting, and pickling was carried out after hot-rolled sheet annealing.
  • hot-dip galvanizing was carried out as a surface treatment on the steel sheets after cold rolling, if necessary.
  • the nitriding annealing process was performed after the finish annealing process.
  • Test No. 136 was subjected to the finish annealing process after the nitriding annealing process.
  • the nitriding annealing of this Test No. 136 was performed in an atmosphere containing 100% nitrogen, with an atmospheric dew point of -25°C, an annealing temperature of 770°C, and an annealing time of 80 seconds.
  • the annealing process was carried out after the coating formation process.
  • a shape for forming the iron core was given by punching or the like, and then stress relief annealing was carried out at 800°C for 60 minutes as the annealing process.
  • the chemical composition, sheet thickness, average crystal grain size, R value, surface strength and area ratio of ⁇ 100 ⁇ oriented grains were measured for the manufactured non-oriented electrical steel sheets.
  • the measurement methods are as described above.
  • the measurement results are shown in Tables 1 to 51.
  • the average crystal grain size and R value were equivalent on both surfaces of the base steel sheet.
  • the thickness of the base steel sheet was also the same as the finished thickness of the steel sheet after the cold rolling process.
  • the chemical composition of the base steel sheet of the manufactured non-oriented electrical steel sheets was also the same as the chemical composition of the slab, with the exception of Al, Si and Mn. Elements marked with "-" in the tables indicate that they were not consciously controlled or manufactured.
  • the magnetic flux density, magnetic permeability, and core loss characteristics of the manufactured non-oriented electrical steel sheets were evaluated.
  • the magnetic flux density, magnetic permeability, and core loss characteristics were evaluated based on the Single Sheet Magnetic Properties Test Method (Single Sheet Tester: SST) specified in JIS C2556:2015.
  • SST Single Sheet Magnetic Properties Test Method
  • smaller test pieces for example, test pieces of 55 mm width x 55 mm length, may be taken and measurements in accordance with the Single Sheet Magnetic Properties Test Method may be performed.
  • two test pieces of 8 mm width x 16 mm length may be used to make a test piece of 16 mm width x 16 mm length and perform measurements in accordance with the Single Sheet Magnetic Properties Test Method.
  • the Epstein equivalent value converted to the measurement value using the Epstein tester specified in JIS C2550:2011 may be used.
  • the high magnetic field magnetic flux density was determined by measuring the magnetic flux density B50 in the rolling direction when the steel sheet was magnetized with a magnetizing force of 5000 A/m, in units of T (tesla). A magnetic flux density B50 of 1.60 T or more was judged to be acceptable. Also, a magnetic flux density B50 of more than 1.63 T was judged to be preferably excellent in the high magnetic field magnetic flux density.
  • the iron loss W10/1k in the rolling direction when the steel sheet was magnetized at 1 kHz with a magnetic flux density of 1.0 T was measured in units of W/kg.
  • the iron loss W10 /1k of 36 W/kg or less was judged as acceptable.
  • the iron loss W10/1k of less than 35 W/kg was judged as having preferably excellent high frequency iron loss characteristics.
  • the magnetic permeability was measured in the rolling direction when the steel sheet was magnetized at 1.0 T in a DC magnetic field, and was determined in units of H/m. A magnetic permeability of 0.007 H/m or more was judged to be acceptable. A magnetic permeability of 0.010 H/m or more was judged to be preferably excellent, and a magnetic permeability of 0.013 H/m or more was judged to be even more preferably excellent.
  • the commercial frequency iron loss was determined by measuring the iron loss W15/50 in the rolling direction when the steel sheet was magnetized at 50 Hz with a magnetic flux density of 1.5 T in units of W/kg. A steel sheet was judged to be acceptable when the iron loss W15/50 was 2.22 W/kg or less. A steel sheet was judged to have preferably excellent commercial frequency iron loss when the iron loss W15/50 was 2.20 W/kg or less, and to have more preferably excellent commercial frequency iron loss when the iron loss W15/50 was less than 2.10 W/kg.
  • the inventive examples were all non-oriented electrical steel sheets in which the chemical composition, sheet thickness, and average crystal grain size were preferably controlled, and they were excellent in high-frequency iron loss.
  • the inventive examples had the same average crystal grain size in the intermediate region as the average crystal grain size in the region from 1/20 of the sheet thickness to 1/10 of the sheet thickness.
  • at least one of the chemical composition, sheet thickness, and average crystal grain size was not preferably controlled in the comparative examples. Note that the non-oriented electrical steel sheet of Test No. 124 did not have an insulating coating, and since it is clear that the magnetic properties deteriorate when non-oriented electrical steel sheets are laminated, the magnetic flux density and core loss properties were not evaluated.
  • the manufactured non-oriented electromagnetic steel sheets were then punched as necessary, and the punched parts were stacked to manufacture an iron core.
  • the manufactured iron core contained the above-mentioned non-oriented electromagnetic steel sheets.
  • the manufactured iron core was also subjected to stress relief annealing as necessary, and this iron core was used as a stator core or rotor core to assemble and manufacture a motor.
  • the manufactured motor contained the above-mentioned iron core. In the above-mentioned stress relief annealing, the iron core was held at a temperature range of 750°C to 850°C for 30 minutes to 150 minutes.
  • the manufactured motor was connected to a load motor via a torque sensor (TM308, manufactured by MAGTROL).
  • the manufactured motor was driven by supplying three-phase AC current from an inverter.
  • the current and voltage supplied from the inverter were measured with a power meter (model WT1804E, manufactured by Yokogawa Electric) and used as the input.
  • WT1804E power meter
  • the manufactured cores and motors had excellent torque characteristics and energy efficiency when using the non-oriented electrical steel sheet of the present invention example from among the above-mentioned Test Nos. 1 to 214.
  • the torque characteristics and energy efficiency were not superior to those when using the non-oriented electrical steel sheet of the present invention example.
  • the annealing temperature in the annealing process of the coating formation step was 700° C., so the average crystal grain size in the intermediate region and the central region of the base steel sheet was not preferably controlled, but in the motor manufactured using the non-oriented electrical steel sheet of Test No. 125, the average crystal grain size in the intermediate region and the central region was preferably controlled by stress relief annealing, so the torque characteristics and energy efficiency as a motor were equivalent to those of the motor manufactured using the non-oriented electrical steel sheet of Test No. 9.
  • non-oriented electrical steel sheets taken out by disassembling the iron cores and motors manufactured using the non-oriented electrical steel sheets according to the present invention among the above-mentioned Test Nos. 1 to 214 had preferably controlled chemical compositions, sheet thicknesses, and average crystal grain sizes, similar to the results described above.
  • the above-mentioned aspects of the present invention make it possible to provide a non-oriented electromagnetic steel sheet with good high-frequency iron loss, and in addition, it is possible to provide an iron core including this non-oriented electromagnetic steel sheet, a method for manufacturing the iron core, and a motor including this iron core, and a method for manufacturing the motor, which has high industrial applicability.

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Abstract

この無方向性電磁鋼板は、母材鋼板と絶縁被膜とを備え、この母材鋼板は所定の化学組成を有し、母材鋼板の板厚は０．１０ｍｍ以上０．３５ｍｍ以下であり、この母材鋼板を、切断方向が板厚方向と平行な切断面で見たとき、母材鋼板の表面から板厚１／２０までの表面領域で、平均結晶粒径が１０μｍ以下である。

Description

無方向性電磁鋼板、鉄心、鉄心の製造方法、モータ、およびモータの製造方法
　本発明は、無方向性電磁鋼板、鉄心、鉄心の製造方法、モータ、およびモータの製造方法に関する。より詳しくは、本発明は、高周波鉄損が良好な無方向性電磁鋼板、この無方向性電磁鋼板を含む鉄心および鉄心の製造方法、並びに、この鉄心を含むモータおよびモータの製造方法に関する。
　本願は、２０２２年９月２９日に、日本に出願された特願２０２２－１５６７４５号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
　地球温暖化ガスを削減する必要性から、工業分野では消費エネルギーの少ない製品が開発されている。例えば、自動車分野では、ガソリンエンジンとモータとを組み合わせたハイブリッド駆動自動車、モータ駆動の電気自動車等の低燃費自動車がある。これら低燃費自動車に共通した技術はモータであり、モータの小型化や高効率化が重要な技術となっている。
　例えば、ハイブリッド駆動自動車や電気自動車の駆動モータは、設置スペースの制約および重量減による燃費低減のために、小型化の需要が高まっている。モータを小型化するには、モータを高トルク化する必要がある。そのため、モータの鉄心材料として用いられる無方向性電磁鋼板には、磁気特性をさらに高めることが求められている。
　加えて、自動車に搭載できる電池容量には制限があることから、駆動モータに対して高効率化の需要が高まっている。モータを高効率化するには、エネルギー損失を低減する必要がある。そのため、モータの鉄心材料として用いられる無方向性電磁鋼板には、さらなる低鉄損化が求められている。特に、ハイブリッド駆動自動車や電気自動車のモータでは、小型化に伴うトルク低下を補うために、モータの回転速度を高めることが試みられている。そのため、無方向性電磁鋼板には、高周波域における鉄損をさらに低減することが求められている。
　例えば、特許文献１には、内層の方向性電磁鋼板の両面を無方向性電磁鋼板で挟んで表層とした３層クラッド構造とすることにより、高磁束密度と高周波低鉄損とを両立させた電磁鋼板が開示されている。また、特許文献２には、板厚方向に化学組成を変化させ、板厚方向に結晶粒径を変化させることにより、高い磁束密度と高強度とを両立させたＦｅ系金属板が開示されている。
特開２０１０－１３２９３８号公報 特開２０１６－１８３３５８号公報
　これまでも、モータの鉄心材料として用いる無方向性電磁鋼板に関して、磁束密度を向上することや、鉄損特性を向上することなどが検討されてきた。しかし、現在では、無方向性電磁鋼板の磁気特性、特に高周波鉄損をさらに向上することが求められている。
　本発明の一態様は、上記の課題に鑑みてなされた。本発明の一態様は、高周波鉄損が良好な無方向性電磁鋼板を提供することを目的とする。加えて、本発明の一態様は、この無方向性電磁鋼板を含む鉄心および鉄心の製造方法、並びに、この鉄心を含むモータおよびモータの製造方法を提供することを目的とする。
　（１）本発明の一態様にかかる無方向性電磁鋼板は、
　母材鋼板と、絶縁被膜とを備え、
　前記母材鋼板が、化学組成として、質量％で、
　　Ｓｉ：１．０％以上５．０％以下、
　　Ｃ　：０％以上０．００５０％以下、
　　Ｍｎ：０％以上３．０％以下、
　　Ｐ　：０％以上０．３０％以下、
　　Ｓ　：０％以上０．０１０％以下、
　　Ａｌ：０％以上３．０％以下、
　　Ｚｎ：０％以上０．１０％以下、
　　Ｎ　：０％以上０．０１０％以下、
　　Ｓｎ：０％以上０．１０％以下、
　　Ｓｂ：０％以上０．１０％以下、
　　Ｃａ：０％以上０．０１０％以下、
　　Ｃｒ：０％以上５．０％以下、
　　Ｎｉ：０％以上５．０％以下、
　　Ｃｕ：０％以上５．０％以下、
　　Ｃｅ：０％以上０．１０％以下、
　　Ｂ　：０％以上０．１０％以下、
　　Ｏ　：０％以上０．１０％以下、
　　Ｍｇ：０％以上０．１０％以下、
　　Ｔｉ：０％以上０．１０％以下、
　　Ｖ　：０％以上０．１０％以下、
　　Ｚｒ：０％以上０．１０％以下、
　　Ｎｄ：０％以上０．１０％以下、
　　Ｂｉ：０％以上０．１０％以下、
　　Ｗ　：０％以上０．１０％以下、
　　Ｍｏ：０％以上０．１０％以下、
　　Ｎｂ：０％以上０．１０％以下、
　　Ｙ　：０％以上０．１０％以下
を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、
　前記母材鋼板の板厚が、０．１０ｍｍ以上０．３５ｍｍ以下であり、
　前記母材鋼板を、切断方向が板厚方向と平行な切断面で見たとき、前記母材鋼板の表面から板厚１／２０までの表面領域で、平均結晶粒径が１０μｍ以下である。
　（２）上記（１）に記載の無方向性電磁鋼板では、
　前記母材鋼板を前記切断面で見たとき、
　前記表面を基準として板厚１／２０から板厚１／４までの中間領域で、平均結晶粒径が５０μｍ以上２００μｍ以下であり、
　前記表面を基準として板厚１／４から板厚１／２までの中央領域で、平均結晶粒径が５０μｍ以上２００μｍ以下であってもよい。
　（３）上記（１）または（２）に記載の無方向性電磁鋼板では、
　前記母材鋼板が、前記化学組成として、質量％で、
　　Ｓｎ：０％以上０．０３０％未満
に制限されてもよい。
　（４）上記（１）～（３）の何れか１つに記載の無方向性電磁鋼板では、
　前記母材鋼板を前記切断面で見て、且つ
　前記母材鋼板に前記化学組成として含まれる質量％でのＳｉ含有量とＡｌ含有量とＭｎ含有量と用いて計算されるＲ値を、Ｒ＝９．９＋１２．４［Ｓｉ］＋１０．０［Ａｌ］＋６．６［Ｍｎ］と定義したとき、
　前記表面から板厚１／１０までの領域で、Ｒ値が６０以上２５０以下であり、
　前記表面を基準として板厚１／１０から板厚１／２までの領域で、Ｒ値が３０以上６０未満であってもよい。
　（５）上記（１）～（４）の何れか１つに記載の無方向性電磁鋼板では、
　前記表面を基準として板厚１／２部で、｛１００｝面強度が２．４以上であり、且つ｛１００｝方位粒の面積率が観察視野に対して１８％以上であってもよい。
　（６）本発明の一態様にかかる鉄心は、上記（１）～（５）の何れか１つに記載の無方向性電磁鋼板を含んでもよい。
　（７）本発明の一態様にかかる鉄心の製造方法は、上記（１）～（５）の何れか１つに記載の無方向性電磁鋼板を積層する工程を有してもよい。
　（８）本発明の一態様にかかるモータは、上記（６）に記載の鉄心を含んでもよい。
　（９）本発明の一態様にかかるモータの製造方法は、上記（１）～（５）の何れか１つに記載の無方向性電磁鋼板を積層して鉄心を得る工程、およびこの鉄心を組み立ててモータを得る工程を有してもよい。
　本発明の上記態様によれば、高周波鉄損が良好な無方向性電磁鋼板を提供することができ、加えて、この無方向性電磁鋼板を含む鉄心および鉄心の製造方法、並びに、この鉄心を含むモータおよびモータの製造方法を提供することができる。
本発明の一実施形態に係る無方向性電磁鋼板の断面模式図である。 本発明の一実施形態に係る無方向性電磁鋼板の製造方法の流れ図である。
　以下に、本発明の好適な実施形態について詳細に説明する。ただ、本発明は本実施形態に開示の構成のみに制限されることなく、本発明の趣旨を逸脱しない範囲で種々の変更が可能である。また、下記する数値限定範囲には、下限値及び上限値がその範囲に含まれる。「超」または「未満」と示す数値は、その値が数値範囲に含まれない。各元素の含有量に関する「％」は、「質量％」を意味する。
［無方向性電磁鋼板］
　本実施形態に係る無方向性電磁鋼板は、次の特徴を有する。
　本実施形態に係る無方向性電磁鋼板は、母材鋼板と、絶縁被膜とを備え、
　母材鋼板が、化学組成として、質量％で、
　　Ｓｉ：１．０％以上５．０％以下、
　　Ｃ　：０％以上０．００５０％以下、
　　Ｍｎ：０％以上３．０％以下、
　　Ｐ　：０％以上０．３０％以下、
　　Ｓ　：０％以上０．０１０％以下、
　　Ａｌ：０％以上３．０％以下、
　　Ｚｎ：０％以上０．１０％以下、
　　Ｎ　：０％以上０．０１０％以下、
　　Ｓｎ：０％以上０．１０％以下、
　　Ｓｂ：０％以上０．１０％以下、
　　Ｃａ：０％以上０．０１０％以下、
　　Ｃｒ：０％以上５．０％以下、
　　Ｎｉ：０％以上５．０％以下、
　　Ｃｕ：０％以上５．０％以下、
　　Ｃｅ：０％以上０．１０％以下、
　　Ｂ　：０％以上０．１０％以下、
　　Ｏ　：０％以上０．１０％以下、
　　Ｍｇ：０％以上０．１０％以下、
　　Ｔｉ：０％以上０．１０％以下、
　　Ｖ　：０％以上０．１０％以下、
　　Ｚｒ：０％以上０．１０％以下、
　　Ｎｄ：０％以上０．１０％以下、
　　Ｂｉ：０％以上０．１０％以下、
　　Ｗ　：０％以上０．１０％以下、
　　Ｍｏ：０％以上０．１０％以下、
　　Ｎｂ：０％以上０．１０％以下、
　　Ｙ　：０％以上０．１０％以下
を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、
　母材鋼板の板厚が、０．１０ｍｍ以上０．３５ｍｍ以下であり、
　母材鋼板を、切断方向が板厚方向と平行な切断面で見たとき、母材鋼板の表面から板厚１／２０までの表面領域で、平均結晶粒径が１０μｍ以下である。
　また、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板は、
　母材鋼板を上記切断面で見たとき、
　上記表面を基準として板厚１／２０から板厚１／４までの中間領域で、平均結晶粒径が５０μｍ以上２００μｍ以下であり、
　上記表面を基準として板厚１／４から板厚１／２までの中央領域で、平均結晶粒径が５０μｍ以上２００μｍ以下であることが好ましい。
　また、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板は、
　母材鋼板が、上記化学組成として、質量％で、
　　Ｓｎ：０％以上０．０３０％未満
に制限されることが好ましい。
　また、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板は、
　母材鋼板を上記切断面で見て、且つ
　母材鋼板に化学組成として含まれる質量％でのＳｉ含有量とＡｌ含有量とＭｎ含有量と用いて計算されるＲ値を、Ｒ＝９．９＋１２．４［Ｓｉ］＋１０．０［Ａｌ］＋６．６［Ｍｎ］と定義したとき、
　上記表面から板厚１／１０までの領域で、Ｒ値が６０以上２５０以下であり、
　上記表面を基準として板厚１／１０から板厚１／２までの領域で、Ｒ値が３０以上６０未満であることが好ましい。
　また、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板は、
　上記表面を基準として板厚１／２部で、｛１００｝面強度が２．４以上であり、且つ｛１００｝方位粒の面積率が観察視野に対して１８％以上であることが好ましい。
　図１として、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板の断面模式図を示す。本実施形態に係る無方向性電磁鋼板１は、絶縁被膜１１と母材鋼板１２とを有する。また、母材鋼板１２は、切断方向が板厚方向と平行な切断面で見たとき、母材鋼板１２の表面から板厚１／２０までの表面領域１２ａと、母材鋼板１２の板厚１／２０から板厚１／４までの中間領域１２ｂと、母材鋼板１２の板厚１／４から板厚１／２までの中央領域１２ｃとに区分けすればよい。以下では、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板の各特徴について詳しく説明する。
［板厚］
　本実施形態に係る無方向性電磁鋼板では、母材鋼板の板厚を、０．３５ｍｍ以下とする。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、磁気特性を低下させることもあるので、母材鋼板の板厚は０．１０ｍｍ以上とする。好ましくは、０．１５ｍｍ以上である。
　母材鋼板の板厚は、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。例えば、絶縁被膜は、次の方法で除去すればよい。
　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し、その後、洗浄すればよい。最後に、温風で乾燥すればよい。これにより、絶縁被膜が除去された無方向性電磁鋼板（母材鋼板）を得ることができる。
［平均結晶粒径］
　本実施形態に係る無方向性電磁鋼板では、母材鋼板を、切断方向が板厚方向と平行な切断面で見たとき、母材鋼板の表面から板厚１／２０までの表面領域で、平均結晶粒径が１０μｍ以下である。なお、上記の表面領域は、母材鋼板の一方の板面について説明しているが、母材鋼板の両方の板面について上記条件を満足してもよい。
　上記表面領域では、平均結晶粒径が、９μｍ以下であることが好ましく、８μｍ以下であることがさらに好ましい。一方、上記表面領域では、平均結晶粒径の下限は、特に制限されない。例えば、上記表面領域では、平均結晶粒径が、１μｍ以上であればよい。
　上記表面領域で、平均結晶粒径が上記条件を満足するとき、高周波鉄損が好ましく向上する。例えば、鉄損とは、渦電流損とヒステリシス損とを合わせた損失のことである。商用周波数（例えば５０Ｈｚ程度）では、鉄損中で渦電流損よりヒステリシス損の比率が高く、また、商用周波数では、表皮効果も高周波数ほど顕著ではない。一方、高周波数（例えば１ｋＨｚ程度）では、鉄損中で渦電流損の比率が高まり、また、表皮効果も顕著となる。本実施形態では、上記表面領域で平均結晶粒径が微細になることで、すなわち上記表面領域で磁区幅が小さくなることで、高周波数で顕著になる表皮効果存在時の鉄損、主に渦電流損が低くなると推定される。
　上記した表面領域での平均結晶粒径は、本実施形態に特有の製造条件によって制御される。平均結晶粒径を制御する製造条件は、詳しく後述する。
　また、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板では、母材鋼板を上記切断面で見たとき、上記表面を基準として板厚１／２０から板厚１／４までの中間領域で、平均結晶粒径が５０μｍ以上２００μｍ以下であり、且つ、上記表面を基準として板厚１／４から板厚１／２までの中央領域で、平均結晶粒径が５０μｍ以上２００μｍ以下であることが好ましい。なお、上記の中間領域および中央領域は、母材鋼板の一方の板面について説明しているが、母材鋼板の両方の板面について上記条件を満足してもよい。板厚１／２が、上記の切断面で母材鋼板の板厚方向における中央に対応する。
　上記中間領域では、平均結晶粒径が、６０μｍ超であることが好ましく、７０μｍ以上であることがさらに好ましい。また、上記中間領域では、平均結晶粒径が、１５０μｍ以下であることが好ましく、１２０μｍ以下であることがさらに好ましい。同様に、上記中央領域では、平均結晶粒径が、６０μｍ超であることが好ましく、７０μｍ以上であることがさらに好ましい。また、上記中央領域では、平均結晶粒径が、１５０μｍ以下であることが好ましく、１２０μｍ以下であることがさらに好ましい。
　また、上記したように、中間領域は、母材鋼板の表面を基準として板厚１／２０から板厚１／４までの領域である。この中間領域内にて、上記表面を基準として板厚１／２０から板厚１／１０までの領域を区分したとき、この板厚１／２０から板厚１／１０までの領域も、中間領域と同等の平均結晶粒径を有することが好ましい。例えば、中間領域の平均結晶粒径が６０μｍ超であるとき、板厚１／２０から板厚１／１０までの領域の平均結晶粒径も６０μｍ超であることが好ましい。同様に、中間領域の平均結晶粒径が１５０μｍ以下であるとき、板厚１／２０から板厚１／１０までの領域の平均結晶粒径も１５０μｍ以下であることが好ましい。なお、板厚１／１０から板厚１／４までの領域も、中間領域と同等の平均結晶粒径を有することが好ましい。
　上記の中間領域および中央領域で、平均結晶粒径が上記条件を満足するとき、ヒステリシス損及び透磁率が好ましく向上する。特に低磁場（例えば励磁磁化力１００Ａ／ｍ程度）や中磁場（例えば励磁磁化力１０００Ａ／ｍ程度）では、主に磁壁移動で磁化過程が進むため、磁壁移動の阻害要因となる結晶粒界は少ないことが望ましい。本実施形態では、上記の中間領域および中央領域で、平均結晶粒径が適切なサイズに制御されることで、ヒステリシス損が低下し、低磁場から中磁場における透磁率が高くなると推定される。
　上記した中間領域および中央領域での平均結晶粒径は、本実施形態に特有の製造条件によって制御される。平均結晶粒径を制御する製造条件は、詳しく後述する。
　なお、従来技術では、板厚方向に沿って結晶粒径を変化させる場合、表面領域から中間領域および中央領域に向かって、結晶粒径が少しずつ変化していくことが多かった。この場合、例えば中間領域の平均結晶粒径は、表面領域および中央領域の間の値となることが多かった。特に、上記した板厚１／２０から板厚１／１０までの領域は、平均結晶粒径が微細であることが多かった。一方、本実施形態では、表面領域でのみ平均結晶粒径が微細に制御され、中間領域および中央領域の平均結晶粒径が適切なサイズに制御される。具体的には、本実施形態では、表面領域の平均結晶粒径が微細だが、中間領域の平均結晶粒径が中央領域と同等の値となる。その結果、高周波鉄損を好ましく向上することができる。
　母材鋼板の平均結晶粒径は、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、板厚方向と直行する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１００倍以上の倍率で撮影した写真を用いればよい。上記の条件にて、表面領域、中間領域、および中央領域にて、平均結晶粒径をそれぞれに求めればよい。
［集合組織］
　本実施形態に係る無方向性電磁鋼板では、母材鋼板の表面を基準として板厚１／２部で、｛１００｝面強度が２．４以上であり、且つ｛１００｝方位粒の面積率が観察視野に対して１８％以上であることが好ましい。
　上記の板厚１／２部では、｛１００｝面強度が、３．５以上であることが好ましく、３．８以上であることがさらに好ましい。一方、上記の板厚１／２部では、｛１００｝面強度の上限は、特に制限されない。例えば、上記の板厚１／２部では、｛１００｝面強度が、１０以下であればよい。
　上記の板厚１／２部で、｛１００｝面強度が上記条件を満足するとき、高磁場磁気特性が好ましく向上する。｛１００｝近傍の結晶方位は、磁束密度向上に寄与する集合組織である。例えば、母材鋼板の鋼組成としてＳｉ含有量などが増加すると、飽和磁束密度が低下するが、母材鋼板の集合組織として｛１００｝面強度が高まると、磁束密度が向上する。本実施形態では、他の技術特徴と合わせて｛１００｝面強度が適切に制御されることで、高磁場における磁気特性、主に高磁場（例えば励磁磁化力５０００Ａ／ｍ程度）における磁束密度が高くなる。
　また、上記の板厚１／２部では、｛１００｝方位粒の面積率が、観察視野に対して、２０％以上であることが好ましく、２２％以上であることがさらに好ましい。一方、上記の板厚１／２部では、｛１００｝方位粒の面積率の上限は、特に制限されない。例えば、上記の板厚１／２部では、｛１００｝方位粒の面積率が、１００％以下であればよく、３５％以下であってもよい。
　上記の板厚１／２部で、｛１００｝方位粒の面積率が上記条件を満足するとき、高磁場磁気特性が好ましく向上する。｛１００｝近傍の結晶方位は、磁束密度向上に寄与する集合組織である。例えば、母材鋼板の鋼組成としてＳｉ含有量などが増加すると、飽和磁束密度が低下するが、母材鋼板の板厚１／２部で｛１００｝方位粒の面積率が高まると、磁束密度が向上する。本実施形態では、他の技術特徴と合わせて｛１００｝方位粒の面積率が適切に制御されることで、高磁場における磁気特性、主に高磁場（例えば励磁磁化力５０００Ａ／ｍ程度）における磁束密度が高くなる。
　上記した板厚１／２部での｛１００｝面強度および｛１００｝方位粒の面積率は、本実施形態に特有の製造条件によって制御される。平均結晶粒径を制御する製造条件は、詳しく後述する。
　母材鋼板の｛１００｝面強度は、Ｘ線回折プロファイルから、｛１００｝面の回折の積分強度をランダム方位材料における理想強度比と比較することにより測定すればよい。測定は、例えば、リガク社製の試料水平型強力Ｘ線回折装置ＲＩＮＴ－ＴＴＲ３や粉末Ｘ線回折装置ＲＩＮＴ－２０００を用いて行うことができるが、測定結果は本質的には測定機器に依存しない。上記の条件にて、板厚１／２部での｛１００｝面強度を求めればよい。板厚１／２部は、母材鋼板の板面を平行に研磨して少しずつ減厚することで現出させればよい。
　母材鋼板の｛１００｝方位粒の面積率は、電子線後方散乱回折装置付き走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ－ＥＢＳＤ）により測定すればよい。測定は、例えば、ＪＥＯＬ社製の走査型電子顕微鏡ＪＳＭ－６４００、ＴＳＬ社製のＥＢＳＤ検出器ＨＩＫＡＲＩ、ＴＳＬ社製のＯＩＭアナリシスを用いて行うことができるが、測定結果は本質的には測定機器に依存しない。測定は、例えば、表面に研磨ひずみが残存しないように留意してＥＢＳＤ用に研磨した試料を用いて、ステップ間隔を２μｍ、測定領域を８０００μｍ×２４００μｍ、粒界判定を結晶方位の角度差が１５°以上、｛１００｝方位粒の面積率の抽出をトレランス２０°に設定すればよい。上記の条件にて、板厚１／２部での｛１００｝方位粒の面積率を求めればよい。板厚１／２部は、上記のように、母材鋼板の板面を平行に研磨して少しずつ減厚することで現出させればよい。板厚１／２が、母材鋼板の板厚方向における中央に対応する。
［化学組成］
　本実施形態に係る無方向性電磁鋼板では、母材鋼板が、化学組成として、Ｓｉを含有し、必要に応じて選択元素を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなればよい。
　具体的には、母材鋼板が、化学組成として、質量％で、
　　Ｓｉ：１．０％以上５．０％以下、
　　Ｃ　：０％以上０．００５０％以下、
　　Ｍｎ：０％以上３．０％以下、
　　Ｐ　：０％以上０．３０％以下、
　　Ｓ　：０％以上０．０１０％以下、
　　Ａｌ：０％以上３．０％以下、
　　Ｚｎ：０％以上０．１０％以下、
　　Ｎ　：０％以上０．０１０％以下、
　　Ｓｎ：０％以上０．１０％以下、
　　Ｓｂ：０％以上０．１０％以下、
　　Ｃａ：０％以上０．０１０％以下、
　　Ｃｒ：０％以上５．０％以下、
　　Ｎｉ：０％以上５．０％以下、
　　Ｃｕ：０％以上５．０％以下、
　　Ｃｅ：０％以上０．１０％以下、
　　Ｂ　：０％以上０．１０％以下、
　　Ｏ　：０％以上０．１０％以下、
　　Ｍｇ：０％以上０．１０％以下、
　　Ｔｉ：０％以上０．１０％以下、
　　Ｖ　：０％以上０．１０％以下、
　　Ｚｒ：０％以上０．１０％以下、
　　Ｎｄ：０％以上０．１０％以下、
　　Ｂｉ：０％以上０．１０％以下、
　　Ｗ　：０％以上０．１０％以下、
　　Ｍｏ：０％以上０．１０％以下、
　　Ｎｂ：０％以上０．１０％以下、
　　Ｙ　：０％以上０．１０％以下
を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる。
　以下、各元素について説明する。なお、下記する母材鋼板の化学組成は、母材鋼板全体としての平均値である。
　Ｓｉ：１．０％以上５．０％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１．０％以上とする。Ｓｉ含有量は、１．５％以上であることが好ましく、２．０％以上であることがさらに好ましい。一方、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５．０％以下とする。Ｓｉ含有量は、４．０％以下であることが好ましく、３．５０％以下であることがさらに好ましい。
　Ｃ：０％以上０．００５０％以下
　Ｃ（炭素）は、選択元素である。しかし、過剰に含有されると磁気特性が劣化する。したがって、Ｃ含有量は０．００５０％以下とする。Ｃ含有量は、０．００３０％以下であることが好ましい。一方、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％としてもよい。
　Ｍｎ：０％以上３．０％以下
　Ｍｎ（マンガン）は、選択元素である。Ｍｎは、鋼板の比抵抗を高めて鉄損を低減させる効果を有する。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。このため、Ｍｎ含有量は３．０％以下とする。好ましくは２．５０％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、上記効果をより確実に得るには、Ｍｎ含有量は、０％超であることが好ましく、０．００１０％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。
　Ｐ：０％以上０．３０％以下
　Ｐ（リン）は、選択元素である。Ｐは、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効果を有する。ただ、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、上記効果をより確実に得るには、Ｐ含有量は、０％超であることが好ましく、０．００１０％以上であることが好ましく、０．０１５０％以上であることがさらに好ましい。
　Ｓ：０％以上０．０１０％以下
　Ｓ（硫黄）は、選択元素である。ただ、Ｓは、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とがある。このため、Ｓ含有量は０．０１０％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％超としてもよく、０．０００１０％としてもよい。
　Ａｌ：０％以上３．０％以下
　Ａｌ（アルミニウム）は、選択元素である。Ａｌ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、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、Ａｌ含有量は３．０％以下とする。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、Ａｌ含有量を０．１０％以上とすることが好ましい。なお、本実施形態では、Ａｌは酸可溶性アルミニウムを意味する。
　Ｚｎ：０％以上０．１０％以下
　Ｚｎ（亜鉛）は、選択元素である。Ｚｎは、磁束密度、鉄損特性、および打ち抜き性を向上させるのに有効な元素であるが、過剰に含有させても上記効果が飽和する。このため、Ｚｎ含有量は０．１０％以下とする。Ｚｎ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、Ｚｎ含有量を０．００１０％以上とすることが好ましい。
　Ｎ：０％以上０．０１０％以下
　Ｎ（窒素）は、選択元素である。ただ、Ｎは、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とがある。このため、Ｎ含有量を０．０１０％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％超としてもよく、０．０００１０％以上としてもよく、０．００１５０％超としてもよく、０．００２５０％以上としてもよい。
　Ｓｎ：０％以上０．１０％以下
　Ｓｂ：０％以上０．１０％以下
　Ｓｎ（錫）およびＳｂ（アンチモン）は、選択元素である。ＳｎおよびＳｂ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）を向上させる効果を有する。ただ、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０．１０％以下とする。また、母材鋼板の表面領域で平均結晶粒径を微細に制御するには、Ｓｎ含有量が、０．０３０％未満であることが好ましい。一方、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、上記効果をより確実に得るには、Ｓｎ含有量は、０％超であることが好ましく、０．００１０％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％超であることが好ましく、０．００１０％以上であることが好ましく、０．００２０％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、０．０２５０％超であることがさらに好ましい。
　Ｃａ：０％以上０．０１０％以下
　Ｃａ（カルシウム）は、選択元素である。Ｃａ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である。Ｃａを適度に添加すると、結晶粒成長性を向上させて磁気特性（例えば、鉄損）を向上させる効果を有する。ただ、過剰に含有させると、上記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、０．００８０％以下であることが好ましく、０．００５０％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、上記効果をより確実に得るには、Ｃａ含有量を、０％超とすることが好ましく、０．０００３０％以上とすることが好ましい。Ｃａ含有量は、０．００１０％以上であることが好ましく、０．００３０％以上であることがさらに好ましい。
　Ｃｒ：０％以上５．０％以下
　Ｃｒ（クロム）は、選択元素である。Ｃｒは、固有抵抗を高めて、磁気特性（例えば、鉄損）を向上させる効果を有する。ただ、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５．０％以下とする。Ｃｒ含有量は、２．０％以下であることが好ましく、１．０％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、上記効果をより確実に得るには、Ｃｒ含有量は、０％超であることが好ましく、０．００１０％以上であることが好ましい。また、Ｃｒは、母材鋼板中にカーケンダルボイドが形成されることを抑制する。そのため、Ｃｒ含有量は０．５０％以上であることが好ましい。
　Ｎｉ：０％以上５．０％以下
　Ｎｉ（ニッケル）は、選択元素である。Ｎｉは、磁気特性（例えば、飽和磁束密度）を向上させる効果を有する。ただ、過剰に含有させると、上記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５．０％以下とする。Ｎｉ含有量は、０．５０％以下であることが好ましく、０．１０％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、上記効果をより確実に得るには、Ｎｉ含有量は、０％超であることが好ましく、０．００１０％以上であることが好ましい。
　Ｃｕ：０％以上５．０％以下
　Ｃｕ（銅）は、選択元素である。Ｃｕは、鋼板強度を向上させる効果を有する。ただ、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５．０％以下とする。Ｃｕ含有量は、０．１０％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、上記効果をより確実に得るには、Ｃｕ含有量は、０％超であることが好ましく、０．００１０％以上であることが好ましい。
　Ｃｅ：０％以上０．１０％以下
　Ｃｅ（セリウム）は、選択元素である。Ｃｅ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効果を有する。ただ、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０．１０％以下とする。Ｃｅ含有量は、０．０１０％以下であることが好ましく、０．００９０％以下であることがさらに好ましく、０．００８０％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、上記効果をより確実に得るには、Ｃｅ含有量は、０％超であることが好ましく、０．００１０％以上であることが好ましい。Ｃｅ含有量は、０．００２０％以上であることがさらに好ましく、０．００３０％以上であることがさらに好ましく、０．００５０％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母材鋼板の化学組成は、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、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。これらの選択元素の下限値は、０％超であってもよい。
　　Ｂ　：０％以上０．１０％以下、
　　Ｏ　：０％以上０．１０％以下、
　　Ｍｇ：０％以上０．１０％以下、
　　Ｔｉ：０％以上０．１０％以下、
　　Ｖ　：０％以上０．１０％以下、
　　Ｚｒ：０％以上０．１０％以下、
　　Ｎｄ：０％以上０．１０％以下、
　　Ｂｉ：０％以上０．１０％以下、
　　Ｗ　：０％以上０．１０％以下、
　　Ｍｏ：０％以上０．１０％以下、
　　Ｎｂ：０％以上０．１０％以下、
　　Ｙ　：０％以上０．１０％以下。
　また、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板の母材鋼板は、化学組成として、質量％で、
　　Ｃ　：０．００１０％以上０．００５０％以下、
　　Ｍｎ：０．００１０％以上３．０％以下、
　　Ｐ　：０．００１０％以上０．３０％以下、
　　Ｓ　：０．０００１０％以上０．０１０％以下、
　　Ｎ　：０．００１５０％超０．０１０％以下、
　　Ｂ　：０．０００１０％以上０．１０％以下、
　　Ｏ　：０．０００１０％以上０．１０％以下、
　　Ｍｇ：０．０００１０％以上０．１０％以下、
　　Ｃａ：０．０００３０％以上０．０１０％以下、
　　Ｔｉ：０．０００１０％以上０．１０％以下、
　　Ｖ　：０．０００１０％以上０．１０％以下、
　　Ｃｒ：０．００１０％以上５．０％以下、
　　Ｎｉ：０．００１０％以上５．０％以下、
　　Ｃｕ：０．００１０％以上５．０％以下、
　　Ｚｒ：０．０００２０％以上０．１０％以下、
　　Ｓｎ：０．００１０％以上０．１０％以下、
　　Ｓｂ：０．００１０％以上０．１０％以下、
　　Ｃｅ：０．００１０％以上０．１０％以下、
　　Ｎｄ：０．００２０％以上０．１０％以下、
　　Ｂｉ：０．００２０％以上０．１０％以下、
　　Ｗ　：０．００２０％以上０．１０％以下、
　　Ｍｏ：０．００２０％以上０．１０％以下、
　　Ｎｂ：０．０００１０％以上０．１０％以下、
　　Ｙ　：０．００２０％以上０．１０％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０．０１０％以下であることが好ましく、Ｏ含有量は０．０１０％以下であることが好ましく、Ｍｇ含有量は０．００５０％以下であることが好ましく、Ｔｉ含有量は０．００２０％以下であることが好ましく、Ｖ含有量は０．００２０％以下であることが好ましく、Ｚｒ含有量は０．００２０％以下であることが好ましく、Ｎｄ含有量は０．０１０％以下であることが好ましく、Ｂｉ含有量は０．０１０％以下であることが好ましく、Ｗ含有量は０．０１０％以下であることが好ましく、Ｍｏ含有量は０．０１％以下であることが好ましく、Ｎｂ含有量は０．００２０％以下であることが好ましく、Ｙ含有量は０．０１０％以下であることが好ましい。また、Ｔｉ含有量は０．００１０％以上であることが好ましく、Ｖ含有量は０．００２０％以上であることが好ましく、Ｎｂ含有量は０．００２０％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、Ａｌは、酸可溶性Ａｌとして、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、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。
　上記した母材鋼板の化学組成は、母材鋼板全体としての平均値である。ただ、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板では、母材鋼板を上記切断面で見て、且つ母材鋼板に化学組成として含まれる質量％でのＳｉ含有量とＡｌ含有量とＭｎ含有量と用いて計算されるＲ値を、Ｒ＝９．９＋１２．４［Ｓｉ］＋１０．０［Ａｌ］＋６．６［Ｍｎ］と定義したとき、上記表面から板厚１／１０までの領域で、Ｒ値が６０以上２５０以下であり、上記表面を基準として板厚１／１０から板厚１／２までの領域で、Ｒ値が３０以上６０未満であることが好ましい。なお、上記の各領域は、母材鋼板の一方の板面について説明しているが、母材鋼板の両方の板面について上記条件を満足してもよい。
　上記した表面から板厚１／１０までの領域では、Ｒ値が、６５以上であることが好ましく、７０以上であることがさらに好ましい。また、この領域では、Ｒ値が、２４０以下であることが好ましく、２３０以下であることがさらに好ましい。一方、上記表面を基準として板厚１／１０から板厚１／２までの領域では、Ｒ値が、３５以上であることが好ましく、４０以上であることがさらに好ましい。また、この領域では、Ｒ値が、５８以下であることが好ましく、５６以下であることがさらに好ましい。
　上記の表面から板厚１／１０までの領域および板厚１／１０から板厚１／２までの領域で、Ｒ値が上記条件を満足するとき、特に、上記の表面から板厚１／１０までの領域で、Ｒ値が上記条件を満足するとき、高周波鉄損が好ましく向上する。上記のようにＲ値が制御されると、鋼板の表面近傍の固有抵抗を高め、その結果、高周波数で顕著になる表皮効果存在時の鉄損、主に渦電流損を下げると推定される。
　上記した表面から板厚１／１０までの領域および板厚１／１０から板厚１／２までの領域でのＲ値は、本実施形態に特有の製造条件によって制御される。Ｒ値を制御する製造条件は、詳しく後述する。
　Ｒ値は、切断方向が板厚方向と平行な切断面を、ＥＰＭＡ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｐｒｏｂｅ　Ｍｉｃｒｏ　Ａｎａｌｙｚｅｒ）で確認すればよい。具体的には、母材鋼板から、切断方向が板厚方向と平行となるように試験片を切り出す。この切断面の断面構造を、観察視野中に母材鋼板の板厚が入る倍率にてＥＰＭＡで観察する。観察視野中に母材鋼板の板厚が入らない場合には、連続した複数視野にて断面構造を観察する。
　上記した観察視野中の母材鋼板について、ＥＰＭＡで板厚方向に沿って線分析を行い、母材鋼板の表面から板厚１／１０までの領域のＳｉ含有量とＡｌ含有量とＭｎ含有量、並びに、板厚１／１０から板厚１／２までの領域のＳｉ含有量とＡｌ含有量とＭｎ含有量とを求めればよい。このような線分析結果から、表面から板厚１／１０までの領域および板厚１／１０から板厚１／２までの領域でのＲ値をそれぞれ求めればよい。なお、板厚１／２が、上記の切断面で母材鋼板の板厚方向における中央に対応する。
［無方向性電磁鋼板の製造方法］
　以下、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板の製造方法の一例を説明する。なお、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板は、上述の構成を有すれば、製造方法は特に限定されない。下記の製造方法は、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板を製造するための一つの例であり、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板の製造方法の好適な例である。
　例えば、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板の製造方法は、鋳造工程と、熱間圧延工程と、冷間圧延工程と、仕上焼鈍工程と、窒化焼鈍工程と、被膜形成工程とを備えればよい。
　具体的には、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板の製造方法は、
　鋳造工程と、熱間圧延工程と、冷間圧延工程と、仕上焼鈍工程と、窒化焼鈍工程と、被膜形成工程とを備え、
　上記鋳造工程では、化学組成として、質量％で、
　　Ｓｉ：１．０％以上５．０％以下、
　　Ｃ　：０％以上０．００５０％以下、
　　Ｍｎ：０％以上３．０％以下、
　　Ｐ　：０％以上０．３０％以下、
　　Ｓ　：０％以上０．０１０％以下、
　　Ａｌ：０％以上３．０％以下、
　　Ｚｎ：０％以上０．１０％以下、
　　Ｎ　：０％以上０．０１０％以下、
　　Ｓｎ：０％以上０．１０％以下、
　　Ｓｂ：０％以上０．１０％以下、
　　Ｃａ：０％以上０．０１０％以下、
　　Ｃｒ：０％以上５．０％以下、
　　Ｎｉ：０％以上５．０％以下、
　　Ｃｕ：０％以上５．０％以下、
　　Ｃｅ：０％以上０．１０％以下、
　　Ｂ　：０％以上０．１０％以下、
　　Ｏ　：０％以上０．１０％以下、
　　Ｍｇ：０％以上０．１０％以下、
　　Ｔｉ：０％以上０．１０％以下、
　　Ｖ　：０％以上０．１０％以下、
　　Ｚｒ：０％以上０．１０％以下、
　　Ｎｄ：０％以上０．１０％以下、
　　Ｂｉ：０％以上０．１０％以下、
　　Ｗ　：０％以上０．１０％以下、
　　Ｍｏ：０％以上０．１０％以下、
　　Ｎｂ：０％以上０．１０％以下、
　　Ｙ　：０％以上０．１０％以下
　を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなるスラブを鋳造し、
　上記熱間圧延工程では、スラブに熱間圧延を施し、
　上記冷間圧延工程では、鋼板に冷間圧延を施し、
　上記仕上焼鈍工程では、
　　酸化過程として、室温から昇温した鋼板を、水素５体積％以上１５体積％以下で露点４０℃以上６０℃以下の雰囲気中で、１７０℃以上１９０℃以下の温度範囲で９０秒以上１１０秒以下にて保持し、
　　昇温過程として、酸化過程後の鋼板を、水素５体積％以上１５体積％以下で露点４０℃以上６０℃以下の雰囲気中で、４０℃／秒以上６０℃／秒以下の平均昇温速度で６８０℃以上７２０℃以下の温度範囲まで昇温し、
その後、水素５体積％以上２５体積％以下で露点－２０℃以上２０℃以下の雰囲気中で、４０℃／秒以上６０℃／秒以下の平均昇温速度で７８０℃以上１０５０℃以下の温度範囲まで昇温し、
　　均熱過程として、昇温過程後の鋼板を、水素５体積％以上２５体積％以下で露点－２０℃以上２０℃以下の雰囲気中で、７８０℃以上１０５０℃以下の温度範囲で１０秒以上２０秒以下にて保持し、
　　冷却過程として、均熱過程後の鋼板を、室温以上７２０℃以下の温度範囲まで冷却し、
　上記窒化焼鈍工程では、
　　仕上焼鈍工程後の鋼板を、窒素９５体積％以上１００体積％以下で露点－５０℃以上０℃以下の雰囲気中で、６８０℃以上７２０℃以下の温度範囲で７０秒以上９０秒以下にて保持し、
　上記被膜形成工程では、
　　被膜形成過程として、窒化焼鈍工程後の鋼板に被膜を形成し、
　　焼鈍過程として、鋼板を、必要に応じて、７５０℃以上８５０℃以下の温度範囲で３０分以上１５０分以下にて保持すればよい。
　また、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板の製造方法は、上記熱間圧延工程後に、熱延板焼鈍工程を有してもよい。また、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板の製造方法は、熱間圧延工程後または熱延板焼鈍工程後に、酸洗工程を有してもよい。また、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板の製造方法は、熱間圧延工程後、熱延板焼鈍工程後、酸洗工程後、または冷間圧延工程後に表面処理工程を有してもよい。
　図２として、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板の製造方法の流れ図を示す。以下では、各工程について詳しく説明する。
［鋳造工程］
　鋳造工程では、上記化学組成を有するスラブ（鋼片）を鋳造すればよい。なお、上記したスラブの化学組成は、上記した無方向性電磁鋼板の母材鋼板の化学組成と実質的に同一である。
　また、最終的な無方向性電磁鋼板の母材鋼板の表面から板厚１／２０までの表面領域で平均結晶粒径を微細に制御するには、Ｓｎ含有量が、０．０３０％未満であることが好ましい。後工程である窒化焼鈍工程にて鋼板表面を好ましく窒化させるためには、鋼板の表層にＳｎが偏析していないか、またはＳｎ含有量自体が少ないことが好ましい。
　鋳造方法は、特に限定されないが、例えば、連続鋳造法によりスラブを製造してもよく、溶鋼を用いてインゴットを製造し、インゴットを分塊圧延してスラブを製造してもよい。また、他の方法によりスラブを製造してもよい。
　スラブの厚さは、特に限定されないが、例えば、１５０ｍｍ以上３５０ｍｍ以下とすればよい。スラブの厚さは好ましくは、２２０ｍｍ以上２８０ｍｍ以下である。スラブとして、厚さが１０ｍｍ以上７０ｍｍ以下の、いわゆる薄スラブを用いてもよい。
　また、最終的な無方向性電磁鋼板の母材鋼板の板厚１／２部での｛１００｝面強度および｛１００｝方位粒の面積率を好ましく制御するためには、薄スラブ連続鋳造法を採用し、スラブの厚さを３０ｍｍ以上６０ｍｍ以下とし、薄スラブで｛１００｝面が鋼板面に平行な柱状晶を十分に発達させ、熱間圧延で柱状晶を加工して得られる｛１００｝＜０１１＞方位を熱延板に残すことが好ましい。このためには、連続鋳造にて電磁撹拌を実施しないことが好ましく、また、凝固核生成を促進させる溶鋼中の微細介在物を極力低減することが好ましい。
　溶鋼中の微細介在物は、例えば、微細介在物を形成する元素、例えばＴｉの含有量低減によって低減すればよい。また、溶鋼中の微細介在物は、例えば、溶鋼から採取したサンプルを急冷して得られる鋼塊を、電解抽出して残渣を分析することによって測定すればよい。
［熱間圧延工程］
　熱間圧延工程では、上記スラブに熱間圧延を施して熱延鋼板を得ればよい。熱間圧延の条件は、特に限定されないが、例えば、熱延鋼板の板厚（仕上げ板厚）を、１．０ｍｍ以上２．５ｍｍ以下とすることが好ましい。板厚が１．０ｍｍ以上であると、熱間圧延機にかかる負荷が少なく、熱間圧延工程における生産性が高い。
　熱間圧延前のスラブの加熱温度は特に限定されないが、コスト等の観点から１０００℃以上１３００℃以下とすればよい。また、粗圧延後の仕上げ熱延では、仕上げ熱延の最終圧延温度を９００℃以上とすることが好ましく、９５０℃以上とすることがさらに好ましい。
［冷間圧延工程］
　冷間圧延工程では、鋼板に冷間圧延を施して冷延鋼板を得ればよい。冷間圧延工程では、冷延鋼板の板厚（仕上げ板厚）を、０．１０ｍｍ以上０．３５ｍｍ以下とすればよい。なお、冷間圧延を施す鋼板は、熱間圧延工程後の鋼板、熱延板焼鈍工程後の鋼板、酸洗工程後の鋼板、または表面処理工程後の鋼板の何れでもよい。
　その他の冷間圧延の条件は、特に限定されないが、例えば、冷間圧延における累積圧下率は、６０％～９５％とすることが好ましい。圧下率が６０％以上であると、Ｐが無方向性電磁鋼板の集合組織に与える効果をより安定的に得ることができる。また、圧下率が９５％以下であると、無方向性電磁鋼板を工業的に安定して製造できる。
　冷間圧延時の鋼板温度は、室温でもよい。また、冷間圧延は、鋼板温度が１００℃～２００℃である温間圧延であってもよい。鋼板温度を１００℃～２００℃まで加熱するために、鋼板を予熱してもよいし、ロールを予熱してもよい。
［仕上焼鈍工程］
　仕上焼鈍工程では、鋼板を、酸化過程、昇温過程、均熱過程、および冷却過程に供すればよい。この仕上焼鈍工程では、後工程である窒化焼鈍工程にて鋼板表面を好ましく窒化させるための前処理を行うことが好ましい。なお、仕上焼鈍を施す鋼板は、冷間圧延工程後の鋼板または表面処理工程後の鋼板の何れでもよい。
［酸化過程］
　仕上焼鈍工程の酸化過程では、冷間圧延工程後または表面処理工程後の鋼板を、水素５体積％以上１５体積％以下で露点４０℃以上６０℃以下の雰囲気中で、１７０℃以上１９０℃以下の温度範囲で９０秒以上１１０秒以下にて保持すればよい。
　酸化過程の雰囲気の水素は、７体積％以上であることが好ましく、９体積％以上であることがさらに好ましい。一方、この水素は、１３体積％以下であることが好ましく、１１体積％以下であることがさらに好ましい。また、酸化過程の雰囲気の露点は、４２℃以上であることが好ましく、４４℃以上であることがさらに好ましい。一方、この露点は、５８℃以下であることが好ましく、５６℃以下であることがさらに好ましい。また、酸化過程で保持する温度範囲は、１７３℃以上であることが好ましく、１７５℃以上であることがさらに好ましい。一方、この温度範囲は、１８８℃以下であることが好ましく、１８５℃以下であることがさらに好ましい。また、酸化過程の上記温度範囲で保持する時間は、９３秒以上であることが好ましく、９５秒以上であることがさらに好ましい。一方、この時間は、１０８秒以下であることが好ましく、１０５秒以下であることがさらに好ましい。
　上記の酸化過程では、雰囲気をＷＥＴ雰囲気とすることによって、鋼板の表層にファイアライト（Ｆｅ２ＳｉＯ４）が形成されることが好ましい。従来、仕上焼鈍の後工程として窒化焼鈍を行うことはほとんどなく、加えて、仕上焼鈍の後工程である窒化焼鈍のために、仕上焼鈍で鋼板の表層に酸化物を積極的に形成させるという知見はなかった。また、一般に、鋼板の表層に酸化物が形成されると、後工程にて窒化が阻害されると考えられてきた。本発明者らは、仕上焼鈍工程の酸化過程で、鋼板の表層にファイアライトを形成することによって、後工程にて好ましく窒化されることを見出した。このファイアライトは、触媒作用を有して、後工程にて窒化を促進すると考えられる。
［昇温過程］
　仕上焼鈍工程の昇温過程では、酸化過程後の鋼板を、水素５体積％以上１５体積％以下で露点４０℃以上６０℃以下の雰囲気中で、４０℃／秒以上６０℃／秒以下の平均昇温速度で６８０℃以上７２０℃以下の温度範囲まで昇温すればよい。その後、この鋼板を、水素５体積％以上２５体積％以下で露点－２０℃以上２０℃以下の雰囲気中で、４０℃／秒以上６０℃／秒以下の平均昇温速度で７８０℃以上１０５０℃以下の温度範囲まで昇温すればよい。
　昇温過程の前半の雰囲気の水素は、７体積％以上であることが好ましく、９体積％以上であることがさらに好ましい。一方、この水素は、１３体積％以下であることが好ましく、１１体積％以下であることがさらに好ましい。また、昇温過程の前半の雰囲気の露点は、４２℃以上であることが好ましく、４４℃以上であることがさらに好ましい。一方、この露点は、５８℃以下であることが好ましく、５６℃以下であることがさらに好ましい。また、昇温過程の前半の平均昇温速度は、４３℃／秒以上であることが好ましく、４５℃／秒以上であることがさらに好ましい。一方、この平均昇温速度は、５８℃／秒以下であることが好ましく、５５℃／秒以下であることがさらに好ましい。平均昇温速度とは、昇温開始温度から昇温到達温度までの昇温温度を、昇温開始温度か昇温到達温度までの昇温時間で割った値を意味する。また、昇温過程の前半で昇温する温度範囲は、６８５℃以上であることが好ましく、６９０℃以上であることがさらに好ましい。一方、この温度範囲は、７１５℃以下であることが好ましく、７１０℃以下であることがさらに好ましい。
　昇温過程の後半の雰囲気の水素は、７体積％以上であることが好ましく、９体積％以上であることがさらに好ましい。一方、この水素は、２３体積％以下であることが好ましく、２１体積％以下であることがさらに好ましい。また、昇温過程の後半の雰囲気の露点は、－１８℃以上であることが好ましく、－１６℃以上であることがさらに好ましい。一方、この露点は、１８℃以下であることが好ましく、１６℃以下であることがさらに好ましい。また、昇温過程の後半の平均昇温速度は、４３℃／秒以上であることが好ましく、４５℃／秒以上であることがさらに好ましい。一方、この平均昇温速度は、５８℃／秒以下であることが好ましく、５５℃／秒以下であることがさらに好ましい。平均昇温速度とは、昇温開始温度から昇温到達温度までの昇温温度を、昇温開始温度か昇温到達温度までの昇温時間で割った値を意味する。また、昇温過程の後半で昇温する温度範囲は、７８５℃以上であることが好ましく、７９０℃以上であることがさらに好ましい。一方、この温度範囲は、１０４０℃以下であることが好ましく、１０３０℃以下であることがさらに好ましい。
［均熱過程］
　仕上焼鈍工程の均熱過程では、昇温過程後の鋼板を、水素５体積％以上２５体積％以下で露点－２０℃以上２０℃以下の雰囲気中で、７８０℃以上１０５０℃以下の温度範囲で１０秒以上２０秒以下にて均熱すればよい。
　均熱過程の雰囲気の水素は、７体積％以上であることが好ましく、９体積％以上であることがさらに好ましい。一方、この水素は、２３体積％以下であることが好ましく、２１体積％以下であることがさらに好ましい。また、均熱過程の雰囲気の露点は、－１８℃以上であることが好ましく、－１６℃以上であることがさらに好ましい。一方、この露点は、１８℃以下であることが好ましく、１６℃以下であることがさらに好ましい。また、均熱過程で保持する温度範囲は、７８５℃以上であることが好ましく、７９０℃以上であることがさらに好ましい。一方、この温度範囲は、１０４０℃以下であることが好ましく、１０３０℃以下であることがさらに好ましい。また、均熱過程の上記温度範囲で保持する時間は、１２秒以上であることが好ましく、１４秒以上であることがさらに好ましい。一方、この時間は、１８秒以下であることが好ましく、１６秒以下であることがさらに好ましい。
［冷却過程］
　仕上焼鈍工程の冷却過程では、均熱過程後の鋼板を、室温以上７２０℃以下の温度範囲まで冷却すればよい。
　冷却過程で冷却する温度範囲は、１００℃以上であることが好ましく、１５０℃以上であることがさらに好ましい。一方、この温度範囲は、７００以下であることが好ましく、６５０℃以下であることがさらに好ましい。なお、冷却過程での平均冷却速度は、特に制限されない。ただ、この平均冷却速度は、５℃／秒以上であることが好ましく、７℃／秒以上であることがさらに好ましい。一方、この平均冷却速度は、２０℃／秒以下であることが好ましく、１５℃／秒以下であることがさらに好ましい。平均冷却速度とは、均熱温度から冷却完了までの温度を、均熱温度から冷却完了温度までの冷却時間で割った値を意味する。
［窒化焼鈍工程］
　窒化焼鈍工程では、仕上焼鈍工程後の鋼板を、窒素９５体積％以上１００体積％以下で露点－５０℃以上０℃以下の雰囲気中で、６８０℃以上７２０℃以下の温度範囲で７０秒以上９０秒以下にて保持すればよい。
　窒化焼鈍工程の雰囲気の窒素は、９６体積％以上であることが好ましく、９７体積％以上であることがさらに好ましい。一方、この窒素は、９９体積％以下であることが好ましく、９８体積％以下であることがさらに好ましい。また、窒化焼鈍工程の雰囲気の露点は、－４５℃以上であることが好ましく、－４０℃以上であることがさらに好ましい。一方、この露点は、－５℃以下であることが好ましく、－１０℃以下であることがさらに好ましい。また、窒化焼鈍工程で保持する温度範囲は、６８５℃以上であることが好ましく、６９０℃以上であることがさらに好ましい。一方、この温度範囲は、７１５℃以下であることが好ましく、７１０℃以下であることがさらに好ましい。また、窒化焼鈍工程の上記温度範囲で保持する時間は、７３秒以上であることが好ましく、７５秒以上であることがさらに好ましい。一方、この時間は、８８秒以下であることが好ましく、８５秒以下であることがさらに好ましい。
　上記の窒化焼鈍によって、鋼板の表層に窒化物（例えばＡｌＮなど）が形成され、この窒化物によって、最終的な無方向性電磁鋼板の母材鋼板の表面から板厚１／２０までの表面領域で平均結晶粒径が微細に制御される。従来、無方向性電磁鋼板の製造時には、本実施形態とは異なり、鋼板の表層に窒化物を積極的に形成させることはなかった。また、一般に、鋼板の表層に窒化物が形成されると、無方向性電磁鋼板の磁気特性に悪影響を与えると考えられてきた。本発明者らは、仕上焼鈍後に窒化焼鈍を行うことによって、最終的な無方向性電磁鋼板の母材鋼板の表面領域での平均結晶粒径を微細に制御し、その結果、高周波数で顕著になる表皮効果存在時の鉄損、主に渦電流損が低くなることを見出した。
［被膜形成工程］
　被膜形成工程では、窒化焼鈍工程後の鋼板を、被膜形成過程に供し、必要に応じて焼鈍過程に供すればよい。
［被膜形成過程］
　被膜形成過程の被膜形成条件は、特に限定されず、公知の条件とすればよい。例えば、有機成分のみ、無機成分のみ、あるいは有機無機複合物からなる絶縁被膜を鋼板表面に塗布して被膜を形成すればよい。環境負荷軽減の観点から、クロムを含有しない絶縁被膜を形成してもよい。また、被膜形成工程は、加熱・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す工程であってもよい。接着能を発揮するコーティング材料としては、アクリル樹脂、フェノール樹脂、エポキシ樹脂またはメラミン樹脂などがある。
［焼鈍過程］
　焼鈍過程では、鋼板を、７５０℃以上８５０℃以下の温度範囲で３０分以上１５０分以下にて保持すればよい。なお、焼鈍過程に供する鋼板は、被膜形成過程後の鋼板、または被膜形成過程後に打抜加工などを行って鉄心を形作るための形状を付与した鋼板の何れでもよい。
　焼鈍過程で保持する温度範囲は、７６０℃以上であることが好ましく、７７０℃以上であることがさらに好ましい。一方、この温度範囲は、８４０℃以下であることが好ましく、８３０℃以下であることがさらに好ましい。また、焼鈍過程の上記温度範囲で保持する時間は、４５分以上であることが好ましく、６０分以上であることがさらに好ましい。一方、この時間は、１３５分以下であることが好ましく、１２０分以下であることがさらに好ましい。
　この焼鈍過程によって、鋼に残留した歪が除去されるとともに、鋼が再結晶し、結晶粒が好ましい粒径に成長する。この際、母材鋼板の表面領域では、上記の窒化物によって、平均結晶粒径が微細に制御される。被膜形成工程の焼鈍過程に供して製造された無方向性電磁鋼板は、上記した無方向性電磁鋼板の特徴を有する。
　焼鈍過程の雰囲気は、特に制限されない。例えば、焼鈍過程の雰囲気は、窒素雰囲気、水素雰囲気、または窒素と水素との混合雰囲気とすればよい。また、焼鈍過程の雰囲気の露点は、－５０℃以上であることが好ましく、－４０℃以上であることがさらに好ましい。一方、この露点は、０℃以下であることが好ましく、－１０℃以下であることがさらに好ましい。
［熱延板焼鈍工程］
　本実施形態に係る無方向性電磁鋼板の製造方法は、上記熱間圧延工程後に、熱延板焼鈍工程を有してもよい。熱延板焼鈍を施すことにより、好ましい磁気特性が得られる。この熱延板焼鈍は、熱間圧延後の冷却途中で熱延鋼板を保熱する保熱処理であってもよい。
　熱延板焼鈍の条件は、特に限定されず、公知の条件とすればよい。例えば、箱焼鈍により行う場合には、７００℃以上９００℃以下の温度域に６０分以上２０時間以下保持することが好ましい。連続焼鈍により行う場合には、９００℃以上１１００℃以下の温度域に１秒間以上１８０秒間以下保持することが好ましい。
［酸洗工程］
　本実施形態に係る無方向性電磁鋼板の製造方法は、熱間圧延工程後または熱延板焼鈍工程後に、酸洗工程を有してもよい。酸洗によって、鋼板の表面に生成したスケールを除去すればよい。酸洗条件は、特に限定されず、公知の条件とすればよい。
［表面処理工程］
　本実施形態に係る無方向性電磁鋼板の製造方法は、熱間圧延工程後、熱延板焼鈍工程後、酸洗工程後、冷間圧延工程後、仕上焼鈍工程後、または窒化焼鈍工程後に表面処理工程を有してもよい。
　表面処理工程では、鋼板の表面上に、ＡｌＳｉめっき、ＡｌＭｎめっき、ＡｌＳｉＭｎめっきなどを施せばよい。これらのめっき合金が、仕上焼鈍や窒化焼鈍や被膜形成焼鈍によって鋼板中に拡散し、最終的な無方向性電磁鋼板の母材鋼板の表面から板厚１／１０までの領域および板厚１／１０から板厚１／２までの領域でＲ値が好ましく制御される。
　鋼板の表面上に配されるめっきに含まれるＡｌは、９０質量％以上であることが好ましく、９５質量％以上であることがさらに好ましい。一方、このＡｌは、１００質量％以下であることが好ましく、９９質量％以下であることがさらに好ましい。また、鋼板の表面上に配されるめっきに含まれるＳｉは、０．１質量％以上であることが好ましく、０．３質量％以上であることがさらに好ましい。一方、このＳｉは、１０質量％以下であることが好ましく、７質量％以下であることがさらに好ましい。また、鋼板の表面上に配されるめっきに含まれるＭｎは、０．０１質量％以上であることが好ましく、０．１質量％以上であることがさらに好ましい。一方、このＭｎは、５質量％以下であることが好ましく、３質量％以下であることがさらに好ましい。
　また、鋼板の表面上に配されるめっきの厚さは、５μｍ以上であることが好ましく、７μｍ以上であることがさらに好ましい。一方、この厚さは、３０μｍ以下であることが好ましく、２５μｍ以下であることがさらに好ましい。なお、冷間圧延前にめっきを施す場合、冷間圧延でめっきの厚さが１／５程度にまで減厚されるので、冷間圧延での減厚分を見込んだ厚さとすることが好ましい。例えば、上記した数値範囲内で、２５μｍ以上３５μｍ以下とすることが好ましい。
　鋼板の表面上にめっきを配する方法は、特に限定されないが、例えば、溶融めっき、電気めっき、溶融塩電解、ＰＶＤ（Ｐｈｙｓｉｃａｌ　Ｖａｐｏｒ　Ｄｅｐｏｓｉｔｉｏｎ）、ＣＶＤ（Ｃｈｅｍｉｃａｌ　Ｖａｐｏｒ　Ｄｅｐｏｓｉｔｉｏｎ）とすればよい。これらのうち、モータ用材料であることや処理コストなどを考慮すると、溶融めっきが好ましい。
［鉄心］
　本実施形態に係る鉄心は、上述した無方向性電磁鋼板を含めばよい。詳しくは、この鉄心は、上述した特徴を有し且つ鉄心を形作るための形状を有する無方向性電磁鋼板を重ね合わせて一体化した積層体であればよい。本実施形態に係る鉄心は、一体打抜き型鉄心または分割型鉄心であればよい。
［鉄心の製造方法］
　本実施形態に係る鉄心の製造方法は、上述した無方向性電磁鋼板を積層する工程を有すればよい。詳しくは、この鉄心の製造方法は、上述した特徴を有し且つ鉄心を形作るための形状を有する無方向性電磁鋼板を重ね合わせて一体化する積層工程を有すればよい。無方向性電磁鋼板の積層数や積層条件は、目的に応じて調整すればよい。
　なお、本実施形態に係る鉄心の製造方法に供する鋼板が鉄心を形作るための形状を有していない場合には、上記の積層工程の前に、鋼板を打抜加工して打抜部材を得る打抜工程を有してもよい。鋼板の打抜形状や打抜条件は、目的に応じて調整すればよい。
　また、本実施形態に係る鉄心の製造方法は、上記の打抜工程後、または上記の積層工程後に、歪取焼鈍工程を有してもよい。
　なお、本実施形態に係る鉄心の製造方法にて歪取焼鈍工程を実施する場合には、上記した無方向性電磁鋼板の製造方法にて被膜形成工程の焼鈍過程を省略してもよい。例えば、上記した窒化焼鈍工程後の鋼板を、被膜形成工程の被膜形成過程に供し、被膜形成工程の焼鈍過程に供さずに、被膜形成過程後の鋼板を打抜工程に供し、この打抜部材を積層工程に供すればよい。その上で、上記の打抜工程後、または上記の積層工程後に、歪取焼鈍工程を実施すればよい。
　この歪取焼鈍工程によって、鋼に残留した歪が除去されるとともに、鋼が再結晶し、結晶粒が好ましい粒径に成長する。この際、打抜部材の母材鋼板の表面領域では、上記の窒化物によって、平均結晶粒径が微細に制御される。すなわち、この歪取焼鈍工程後の打抜部材（または歪取焼鈍工程後の積層体を構成する打抜部材）が、上記した無方向性電磁鋼板の特徴を有することとなる。そのため、鉄心を分解して取り出した無方向性電磁鋼板が、上記した無方向性電磁鋼板の特徴を有するか否かを特定できる。
　歪取焼鈍工程では、打抜部材または積層体を、７５０℃以上８５０℃以下の温度範囲で３０分以上１５０分以下にて保持すればよい。歪取焼鈍工程の雰囲気は、特に制限されない。例えば、歪取焼鈍工程の雰囲気は、窒素雰囲気、水素雰囲気、または窒素と水素との混合雰囲気とすればよい。また、歪取焼鈍工程の雰囲気の露点は、－５０℃～０℃であればよい。
［モータ］
　本実施形態に係るモータは、上述した鉄心を含めばよい。詳しくは、モータは、主に、固定子（ステータ）、回転子（ロータ）、ベアリング、ブラケット、リード線を含むが、本実施形態に係るモータは、ステータやロータの鉄心として、上述した鉄心を含めばよい。本実施形態に係るモータは、ハイブリッド駆動自動車や電気自動車の駆動モータであることが好ましく、例えばＩＰＭモータやＳＰＭモータなどのＰＭモータであることが好ましい。
［モータの製造方法］
　本実施形態に係るモータの製造方法は、上述した無方向性電磁鋼板を積層して鉄心を得る工程、およびこの鉄心を組み立ててモータを得る工程を有すればよい。詳しくは、このモータの製造方法は、上述した特徴を有し且つ鉄心を形作るための形状を有する無方向性電磁鋼板を積層して鉄心を得る積層工程と、この鉄心をステータ鉄心やロータ鉄心として用いて組み立ててモータを得る組立工程を有すればよい。無方向性電磁鋼板の積層数や積層条件、および鉄心の組立条件は、目的に応じて調整すればよい。
　なお、上記した鉄心の製造方法と同様に、本実施形態に係るモータの製造方法に供する鋼板が鉄心を形作るための形状を有していない場合には、上記の積層工程の前に、鋼板を打抜加工して打抜部材を得る打抜工程を有してもよい。鋼板の打抜形状や打抜条件は、目的に応じて調整すればよい。
　また、上記した鉄心の製造方法と同様に、本実施形態に係るモータの製造方法は、上記の打抜工程後、または上記の積層工程後に、歪取焼鈍工程を有してもよい。この歪取焼鈍工程を実施する場合には、上記した無方向性電磁鋼板の製造方法にて被膜形成工程の焼鈍過程を省略してもよい。上記のように、この歪取焼鈍工程後の部材が、上記した無方向性電磁鋼板の特徴を有することとなる。そのため、モータを分解して取り出した無方向性電磁鋼板が、上記した無方向性電磁鋼板の特徴を有するか否かを特定できる。なお、本実施形態に係るモータの製造方法での歪取焼鈍条件は、上記した鉄心の製造方法での歪取焼鈍条件と同じとすればよい。
　実施例により本発明の一態様の効果を更に具体的に説明するが、実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限り、種々の条件を採用し得る。以下、本発明例および比較例を例示して、本発明を具体的に説明する。
　化学組成を調整したスラブを用いて、表７～４２に示す条件で各工程を実施して無方向性電磁鋼板を製造した。なお、何れの製造でも、連続鋳造法によりスラブを製造し、熱延板焼鈍後に酸洗を実施した。また、必要に応じて、冷間圧延後の鋼板上に表面処理として溶融めっき処理を実施した。
　なお、表中に示す試験Ｎｏ．１３６以外は、仕上焼鈍工程を行った後に、窒化焼鈍工程を行った。一方、試験Ｎｏ．１３６は、窒化焼鈍工程を行った後に、仕上焼鈍工程を行った。この試験Ｎｏ．１３６の窒化焼鈍は、雰囲気の窒素が１００％であり、雰囲気の露点が－２５℃であり、焼鈍温度が７７０℃であり、焼鈍時間が８０秒であった。
　また、表中に示す試験Ｎｏ．１３７以外は、被膜形成工程で、被膜形成過程を行った後に、焼鈍過程を行った。一方、試験Ｎｏ．１３７は、被膜形成工程で、被膜形成過程を行った後に、打抜加工などを行って鉄心を形作るための形状を付与し、その後、焼鈍過程として８００℃で６０分の歪取焼鈍を行った。
　表中で、「電磁撹拌の有無」は、連続鋳造時に電磁撹拌を行ったか否かを表す。「微細介在物の有無」は、凝固核生成を促進させる溶鋼中の微細介在物が存在したか否かを表す。「冷却温度」は、均熱過程後の鋼板を冷却する際に制御した冷却完了温度を表す。「被膜種類」は、窒化焼鈍工程後の鋼板上に形成した絶縁被膜の種類を表す。
　製造した無方向性電磁鋼板について、化学組成、板厚、平均結晶粒径、Ｒ値、｛１００｝方位粒の面強度および面積率を測定した。これらの測定方法は、上述の通りである。これらの測定結果を表１～５１に示す。なお、平均結晶粒径およびＲ値は、母材鋼板の両方の板面で同等の値であった。また、母材鋼板の板厚は、冷間圧延工程後の鋼板の仕上板厚と同一であった。また、製造した無方向性電磁鋼板の母材鋼板の化学組成は、ＡｌやＳｉやＭｎを除いて、スラブの化学組成と同等であった。表中で「－」で表す元素は、意識した制御および製造をしていないことを示す。
　製造した無方向性電磁鋼板について、磁束密度、透磁率、および鉄損特性を評価した。
　磁束密度、透磁率、および鉄損特性は、ＪＩＳ　Ｃ２５５６：２０１５に規定されている単板磁気特性試験法（Ｓｉｎｇｌｅ　Ｓｈｅｅｔ　Ｔｅｓｔｅｒ：ＳＳＴ）に基づいて評価した。なお、ＪＩＳに規定されるサイズの試験片を採取することに代えて、より小さいサイズの試験片、例えば、幅５５ｍｍ×長さ５５ｍｍの試験片を採取して、単板磁気特性試験法に準拠した測定を行ってもよい。また、幅５５ｍｍ×長さ５５ｍｍの試験片が採取できない場合には、幅８ｍｍ×長さ１６ｍｍの試験片を２枚用いて幅１６ｍｍ×長さ１６ｍｍの試験片として単板磁気特性試験法に準拠した測定を行ってもよい。その際、ＪＩＳ　Ｃ２５５０：２０１１に規定されるエプスタイン試験器での測定値へ換算したエプスタイン相当値としてもよい。
　高磁場磁束密度として、鋼板を磁化力５０００Ａ／ｍで磁化した場合の圧延方向の磁束密度Ｂ５０を単位：Ｔ（テスラ）で測定して求めた。磁束密度Ｂ５０が、１．６０Ｔ以上である場合を合格と判断した。また、磁束密度Ｂ５０が、１．６３Ｔ超である場合を、高磁場磁束密度が好ましく優れると判断した。
　高周波鉄損特性として、鋼板を１ｋＨｚで磁束密度１．０Ｔに磁化した時の圧延方向の鉄損Ｗ１０／１ｋを単位：Ｗ／ｋｇで測定して求めた。鉄損Ｗ１０／１ｋが、３６Ｗ／ｋｇ以下である場合を合格と判断した。また、鉄損Ｗ１０／１ｋが、３５Ｗ／ｋｇ未満である場合を、高周波鉄損特性が好ましく優れると判断した。
　透磁率として、鋼板を直流磁場中で１．０Ｔに磁化した場合の圧延方向の透磁率を単位：Ｈ／ｍで測定して求めた。透磁率が、０．００７Ｈ／ｍ以上である場合を合格と判断した。また、透磁率が、０．０１０Ｈ／ｍ以上である場合を、透磁率が好ましく優れると判断し、０．０１３Ｈ／ｍ以上である場合を、透磁率がさらに好ましく優れると判断した。
　また、商用周波鉄損として、鋼板を５０Ｈｚで磁束密度１．５Ｔに磁化した時の圧延方向の鉄損Ｗ１５／５０を単位：Ｗ／ｋｇで測定して求めた。鉄損Ｗ１５／５０が、２．２２Ｗ／ｋｇ以下である場合を合格と判断した。また、鉄損Ｗ１５／５０が、２．２０Ｗ／ｋｇ以下である場合を、商用周波鉄損が好ましく優れると判断し、２．１０Ｗ／ｋｇ未満である場合を、商用周波鉄損がさらに好ましく優れると判断した。
　表１～５１に示すように、試験Ｎｏ．１～２１４のうち、本発明例は、いずれも無方向性電磁鋼板として、化学組成、板厚、および平均結晶粒径が好ましく制御されており、高周波鉄損に優れていた。また、本発明例は、表には示さないが、中間領域の平均結晶粒径と、板厚１／２０から板厚１／１０までの領域の平均結晶粒径とが同等であった。
　一方、試験Ｎｏ．１～２１４のうち、比較例は、化学組成、板厚、または平均結晶粒径の少なくとも一つが好ましく制御されていなかった。なお、試験Ｎｏ．１２４の無方向性電磁鋼板は、絶縁被膜を有しておらず、無方向性電磁鋼板を積層した時の磁気特性が劣化することが明らかなので磁束密度および鉄損特性を評価しなかった。
　次に、製造した無方向性電磁鋼板を必要に応じて打抜加工し、この打抜部材を積層して鉄心を製造した。製造した鉄心は、上記の無方向性電磁鋼板を含んでいた。また、製造した鉄心を必要に応じて歪取焼鈍し、この鉄心をステータ鉄心やロータ鉄心として用いて組み立ててモータを製造した。製造したモータは、上記の鉄心を含んでいた。なお、上記の歪取焼鈍では、鉄心を７５０℃以上８５０℃以下の温度範囲で３０分以上１５０分以下にて保持した。
　製造したモータは、トルクセンサ（ＭＡＧＴＲＯＬ製ＴＭ３０８）を介して、負荷モータと接続した。製造したモータには、インバータから三相交流電流を供給して駆動した。インバータから供給した電流と電圧を電力計（横河電機製モデルＷＴ１８０４Ｅ）で測定し、入力とした。トルクセンサで測定したトルクＴ（単位：Ｎ・ｍ）と回転数Ｎ（ｒｐｍ）から、２πＴＮ／６０＝出力（Ｗ）とした。効率（％）は出力／入力×１００で求めた。
　製造した鉄心や製造したモータは、上記した試験Ｎｏ．１～２１４のうちの本発明例である無方向性電磁鋼板を用いた場合には、トルク特性やエネルギー効率に優れていた。一方、製造した鉄心や製造したモータは、上記した試験Ｎｏ．１～２１４のうちの比較例である無方向性電磁鋼板を用いた場合には、トルク特性やエネルギー効率が、本発明例である無方向性電磁鋼板を用いた場合よりも優れなかった。
　なお、試験Ｎｏ．１２５の無方向性電磁鋼板は、被膜形成工程の焼鈍過程での焼鈍温度が７００℃であったために母材鋼板の中間領域および中央領域の平均結晶粒径が好ましく制御されていなかったが、試験Ｎｏ．１２５の無方向性電磁鋼板を用いて製造したモータでは、歪取焼鈍によって中間領域および中央領域の平均結晶粒径が好ましく制御されたので、モータとしてのトルク特性やエネルギー効率が、試験Ｎｏ．９の無方向性電磁鋼板を用いて製造したモータと同等であった。
　また、上記した試験Ｎｏ．１～２１４のうちの本発明例である無方向性電磁鋼板を用いて製造した鉄心およびモータを分解して取り出した無方向性電磁鋼板は、上記の結果と同様に、化学組成、板厚、および平均結晶粒径が好ましく制御されていた。
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　本発明の上記態様によれば、高周波鉄損が良好な無方向性電磁鋼板の提供が可能となり、加えて、この無方向性電磁鋼板を含む鉄心および鉄心の製造方法、並びに、この鉄心を含むモータおよびモータの製造方法の提供が可能となるので、産業上の利用可能性が高い。
　１　　　無方向性電磁鋼板
　１１　　絶縁被膜
　１２　　母材鋼板
　１２ａ　母材鋼板の表面から板厚１／２０までの表面領域
　１２ｂ　母材鋼板の板厚１／２０から板厚１／４までの中間領域
　１２ｃ　母材鋼板の板厚１／４から板厚１／２までの中央領域

Claims (13)

  1. 　母材鋼板と、絶縁被膜とを備える無方向性電磁鋼板において、
    　前記母材鋼板が、化学組成として、質量％で、
    　　Ｓｉ：１．０％以上５．０％以下、
    　　Ｃ　：０％以上０．００５０％以下、
    　　Ｍｎ：０％以上３．０％以下、
    　　Ｐ　：０％以上０．３０％以下、
    　　Ｓ　：０％以上０．０１０％以下、
    　　Ａｌ：０％以上３．０％以下、
    　　Ｚｎ：０％以上０．１０％以下、
    　　Ｎ　：０％以上０．０１０％以下、
    　　Ｓｎ：０％以上０．１０％以下、
    　　Ｓｂ：０％以上０．１０％以下、
    　　Ｃａ：０％以上０．０１０％以下、
    　　Ｃｒ：０％以上５．０％以下、
    　　Ｎｉ：０％以上５．０％以下、
    　　Ｃｕ：０％以上５．０％以下、
    　　Ｃｅ：０％以上０．１０％以下、
    　　Ｂ　：０％以上０．１０％以下、
    　　Ｏ　：０％以上０．１０％以下、
    　　Ｍｇ：０％以上０．１０％以下、
    　　Ｔｉ：０％以上０．１０％以下、
    　　Ｖ　：０％以上０．１０％以下、
    　　Ｚｒ：０％以上０．１０％以下、
    　　Ｎｄ：０％以上０．１０％以下、
    　　Ｂｉ：０％以上０．１０％以下、
    　　Ｗ　：０％以上０．１０％以下、
    　　Ｍｏ：０％以上０．１０％以下、
    　　Ｎｂ：０％以上０．１０％以下、
    　　Ｙ　：０％以上０．１０％以下
    を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、
    　前記母材鋼板の板厚が、０．１０ｍｍ以上０．３５ｍｍ以下であり、
    　前記母材鋼板を、切断方向が板厚方向と平行な切断面で見たとき、前記母材鋼板の表面から板厚１／２０までの表面領域で、平均結晶粒径が１０μｍ以下である
    ことを特徴とする無方向性電磁鋼板。
  2. 　前記母材鋼板を前記切断面で見たとき、
    　前記表面を基準として板厚１／２０から板厚１／４までの中間領域で、平均結晶粒径が５０μｍ以上２００μｍ以下であり、
    　前記表面を基準として板厚１／４から板厚１／２までの中央領域で、平均結晶粒径が５０μｍ以上２００μｍ以下である
    ことを特徴とする請求項１に記載の無方向性電磁鋼板。
  3. 　前記母材鋼板が、前記化学組成として、質量％で、
    　　Ｓｎ：０％以上０．０３０％未満
    に制限される
    ことを特徴とする請求項１に記載の無方向性電磁鋼板。
  4. 　前記母材鋼板を前記切断面で見て、且つ
    　前記母材鋼板に前記化学組成として含まれる質量％でのＳｉ含有量とＡｌ含有量とＭｎ含有量とを用いて計算されるＲ値を、Ｒ＝９．９＋１２．４［Ｓｉ］＋１０．０［Ａｌ］＋６．６［Ｍｎ］と定義したとき、
    　前記表面から板厚１／１０までの領域で、Ｒ値が６０以上２５０以下であり、
    　前記表面を基準として板厚１／１０から板厚１／２までの領域で、Ｒ値が３０以上６０未満である
    ことを特徴とする請求項１に記載の無方向性電磁鋼板。
  5. 　前記母材鋼板を前記切断面で見て、且つ
    　前記母材鋼板に前記化学組成として含まれる質量％でのＳｉ含有量とＡｌ含有量とＭｎ含有量とを用いて計算されるＲ値を、Ｒ＝９．９＋１２．４［Ｓｉ］＋１０．０［Ａｌ］＋６．６［Ｍｎ］と定義したとき、
    　前記表面から板厚１／１０までの領域で、Ｒ値が６０以上２５０以下であり、
    　前記表面を基準として板厚１／１０から板厚１／２までの領域で、Ｒ値が３０以上６０未満である
    ことを特徴とする請求項２に記載の無方向性電磁鋼板。
  6. 　前記表面を基準として板厚１／２部で、｛１００｝面強度が２．４以上であり、且つ｛１００｝方位粒の面積率が観察視野に対して１８％以上である
    ことを特徴とする請求項１に記載の無方向性電磁鋼板。
  7. 　前記表面を基準として板厚１／２部で、｛１００｝面強度が２．４以上であり、且つ｛１００｝方位粒の面積率が観察視野に対して１８％以上である
    ことを特徴とする請求項２に記載の無方向性電磁鋼板。
  8. 　前記表面を基準として板厚１／２部で、｛１００｝面強度が２．４以上であり、且つ｛１００｝方位粒の面積率が観察視野に対して１８％以上である
    ことを特徴とする請求項４に記載の無方向性電磁鋼板。
  9. 　前記表面を基準として板厚１／２部で、｛１００｝面強度が２．４以上であり、且つ｛１００｝方位粒の面積率が観察視野に対して１８％以上である
    ことを特徴とする請求項５に記載の無方向性電磁鋼板。
  10. 　請求項１から請求項９のいずれかに記載の無方向性電磁鋼板を含む鉄心。
  11. 　請求項１から請求項９のいずれかに記載の無方向性電磁鋼板を積層する工程を有する鉄心の製造方法。
  12. 　請求項１０に記載の鉄心を含むモータ。
  13. 　請求項１から請求項９までのいずれかに記載の無方向性電磁鋼板を積層して鉄心を得る工程と、前記鉄心を組み立ててモータを得る工程とを有するモータの製造方法。
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Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2005113252A (ja) * 2003-10-10 2005-04-28 Nippon Steel Corp 降伏強度に優れた無方向性電磁鋼板とその製造方法
JP2019012777A (ja) * 2017-06-30 2019-01-24 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
JP2019178372A (ja) * 2018-03-30 2019-10-17 日本製鉄株式会社 無方向性電磁鋼板およびその製造方法、並びにモータコアおよびその製造方法
JP2019199643A (ja) * 2018-05-17 2019-11-21 日本製鉄株式会社 無方向性電磁鋼板、及びその製造方法
CN113512635A (zh) * 2021-07-09 2021-10-19 马鞍山钢铁股份有限公司 一种适应高频率工况下低铁损无取向电工钢及其生产方法
JP2022502572A (ja) * 2018-09-27 2022-01-11 ポスコPosco 無方向性電磁鋼板およびその製造方法

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2005113252A (ja) * 2003-10-10 2005-04-28 Nippon Steel Corp 降伏強度に優れた無方向性電磁鋼板とその製造方法
JP2019012777A (ja) * 2017-06-30 2019-01-24 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
JP2019178372A (ja) * 2018-03-30 2019-10-17 日本製鉄株式会社 無方向性電磁鋼板およびその製造方法、並びにモータコアおよびその製造方法
JP2019199643A (ja) * 2018-05-17 2019-11-21 日本製鉄株式会社 無方向性電磁鋼板、及びその製造方法
JP2022502572A (ja) * 2018-09-27 2022-01-11 ポスコPosco 無方向性電磁鋼板およびその製造方法
CN113512635A (zh) * 2021-07-09 2021-10-19 马鞍山钢铁股份有限公司 一种适应高频率工况下低铁损无取向电工钢及其生产方法

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