JP6870791B2 - 無方向性電磁鋼板 - Google Patents

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Description

本発明は、無方向性電磁鋼板に関し、特に、低高周波鉄損と高磁束密度を両立させた無方向性電磁鋼板に関する。
ハイブリッド電気自動車用や掃除機用のモータは、小型化、高効率化の観点より、４００Ｈｚ〜２ｋＨｚといった高周波域での駆動が行われている。そのため、このようなモータのコア材として使用される無方向性電磁鋼板には、高周波鉄損が低く、磁束密度の高い電磁鋼板が要望されている。
高周波鉄損を低減するためには固有抵抗の増大が効果的である。そのため、Ｓｉ量を増加させることによって固有抵抗を増加させた高Ｓｉ鋼の開発が行われてきた。しかし、Ｓｉは非磁性元素であるため、Ｓｉ量の増加に伴って飽和磁化が低下するという問題があった。
そこで、高周波鉄損低減と高磁束密度を両立させる手法として、電磁鋼板の板厚方向におけるＳｉ濃度勾配を制御した、Ｓｉ傾斜磁性材料が開発されている。例えば、特許文献１では、板厚方向にＳｉの濃度勾配を有し、鋼板表面のＳｉ濃度が鋼板の板厚中心部のＳｉ濃度よりも高い電磁鋼板が提案されている。具体的には、前記電磁鋼板では、板厚中心部のＳｉ濃度が３．４％以上である一方、Ｓｉ濃度が５〜８質量％である表層部が鋼板の両表面に設けられている。そして、前記表層部の厚さが、板厚の１０％以上とされている。
特開平１１−２９３４２２号公報
しかし、特許文献１で提案されているような従来のＳｉ傾斜磁性材料には、最高周波数が数ｋＨｚである電気機器の鉄心材料として使用すると、ヒステリシス損が高いため、鉄損が十分に低下しないという問題があった。
本発明は、上記事情に鑑みてなされたものであり、周波数４００Ｈｚ〜２ｋＨｚのような高周波域における低鉄損と、高磁束密度とを兼ね備えた無方向性電磁鋼板を提供することを目的とする。
本発明者らは、上記課題を解決する方法について鋭意検討した結果、周波数４００Ｈｚ〜２ｋＨｚのような高周波域における鉄損を低減するためには、鋼板表層部と内層部の磁歪差、格子定数差などによって生じる応力を低減することが重要であることを見出した。本発明は前記知見に基づいてなされたものであり、その要旨構成は以下のとおりである。
１．内層部と、前記内層部の両側に設けられた表層部からなる無方向性電磁鋼板であって、
前記表層部が、質量％で、
Ｓｉ：２．５〜７．０％、
Ｍｎ：０．５０％以下、ならびに
Ｐ：０．０１０〜０．１００％、Ｓｎ：０．００１〜０．１０％、およびＳｂ：０．００１〜０．１０％からなる群より選択される１または２以上を含み、
残部がＦｅおよび不可避不純物からなる成分組成を有し、
内層部が、質量％で、
Ｓｉ：１．５〜５．０％、
Ｍｎ：０．０１〜０．５０％、ならびに
Ｐ：０．０１０〜０．１００％、Ｓｎ：０．００１〜０．１０％、およびＳｂ：０．００１〜０．１０％からなる群より選択される１または２以上を含み、
残部がＦｅおよび不可避不純物からなる成分組成を有し、
前記無方向性電磁鋼板の板厚：ｔが０．０１〜０．３５ｍｍであり、
前記ｔに対する前記表層部の合計厚さ：ｔ1の比率として定義される複層比ｔ1／ｔが０．１０〜０．７０であり、
前記表層部におけるＳｉ含有量：［Ｓｉ］1と、内層部におけるＳｉ含有量：［Ｓｉ］0との差（［Ｓｉ］1−［Ｓｉ］0）として定義されるΔＳｉが１．０〜４．５質量％であり、かつ、
板厚中心位置（ｔ／２）におけるＭｎ含有量：［Ｍｎ］0と、前記無方向性電磁鋼板の表面から、深さ（１／１０）ｔの位置までの領域における平均Ｍｎ含有量：［Ｍｎ］1との差（［Ｍｎ］0−［Ｍｎ］1）として定義されるΔＭｎが０．０１〜０．４０質量％である、無方向性電磁鋼板。
２．前記ΔＭｎが０．０５〜０．４０質量％である、上記１に記載の無方向性電磁鋼板。
３．さらに、前記無方向性電磁鋼板の表面から板厚の１／４の深さの面における方位分布関数のΦ2＝４５°断面において、｛１１１｝面集積度に対する｛１００｝面集積度の比｛１００｝／｛１１１｝が０．５５〜０．９０である集合組織を有する、上記１または２に記載の無方向性電磁鋼板。
本発明によれば、低高周波鉄損と高磁束密度を両立させた無方向性電磁鋼板を提供することが出来る。
本発明の一実施形態における無方向性電磁鋼板の構造を示す模式図である。 無方向性電磁鋼板の板厚方向における、Ｓｉ含有量プロファイルの例を示す模式図である。 表層部と板厚中心位置におけるＳｉ含有量の差（ΔＳｉ）と鉄損（Ｗ10/400）との相関を示すグラフである。 板厚方向におけるＳｉおよびＭｎの濃度プロファイルの一例を示すグラフである。 表層部と板厚中心位置におけるＭｎ含有量の差（ΔＭｎ）と鉄損（Ｗ10/400）との相関を示すグラフである。 無方向性電磁鋼板の板厚：ｔに対する前記表層部の合計厚さ：ｔ1の比として定義される複層比と鉄損（Ｗ10/400）との相関を示すグラフである。
以下、本発明を実施する方法について具体的に説明する。なお、以下の説明は、本発明の好適な実施形態の例を示すものであって、本発明はこれに限定されない。
［無方向性電磁鋼板］
図１は、本発明の一実施形態における無方向性電磁鋼板の構造を示す模式図である。また、図２は、無方向性電磁鋼板の板厚方向における、Ｓｉ含有量プロファイルの例を示す模式図である。図２における縦軸は板厚方向の位置を示しており、０が無方向性電磁鋼板の一方の表面を、ｔが該無方向性電磁鋼板の他方の表面を、それぞれ表している。
図１に示したように、本発明の無方向性電磁鋼板１（以下、単に「鋼板」という場合がある）は、内層部１０と、内層部１０の両側に設けられた表層部２０からなり、表層部２０と内層部１０は、Ｓｉ含有量が異なっている。Ｓｉ含有量は、鋼板の板厚方向において、連続的に変化していてもよく（図２（ａ））、段階的に変化していてもよい（図２（ｂ））。Ｓｉ含有量が段階的に変化している場合、２段階以上の任意の段階でＳｉ含有量を変化させることができる。なお、以下の説明において「表層部」とは、無方向性電磁鋼板の両側の表面に設けられた表層部を指すものとする。したがって、本発明においては、無方向性電磁鋼板の一方の面に設けられた第１の表層部と他方の面に設けられた第２の表層部の両者が、以下に述べる条件を満たす。
ここで、Ｓｉ含有量が無方向性電磁鋼板の全板厚における平均Ｓｉ含有量以上である部分を「表層部」、Ｓｉ含有量が無方向性電磁鋼板の全板厚における平均Ｓｉ含有量未満である部分を「内層部」と定義する。なお、後述するように、Ｓｉ量の異なる２種の鋼材（高Ｓｉ材と低Ｓｉ材）をクラッドすることによって無方向性電磁鋼板を製造した場合は、通常、前記高Ｓｉ材からなる部分が表層部、前記低Ｓｉ材からなる部分が内層部となる。そしてその場合、表層部内のＳｉ量は実質的に一定であり、内層部内のＳｉ量も実質的に一定である。
［成分組成］
まず、前記表層部と内層部の成分組成について説明する。なお、以下の説明において、各元素の含有量を表す「％」は、特に断らない限り「質量％」を表すものとする。
［表層部の成分組成］
まず、前記表層部の成分組成について説明する。本発明においては、無方向性電磁鋼板の一方の面に設けられた第１の表層部と他方の面に設けられた第２の表層部の両者が、以下に述べる成分組成を有する。一般的には、第１の表層部の成分組成と第２の表層部の成分組成は同一とすればよいが、両者が異なっていてもよい。また、ここで表層部における元素の含有量とは、１つの表層部における当該元素の平均含有量を指すものとする。
Ｓｉ：２．５〜７．０％
Ｓｉは、鋼板の電気抵抗を高め、渦電流損を低減する作用を有する元素である。表層部のＳｉ含有量（［Ｓｉ］1）が２．５％未満であると、効果的に渦電流損を低減することができない。そのため、表層部のＳｉ含有量は２．５％以上、好ましくは３．０％以上、より好ましくは３．５％超とする。一方、表層部のＳｉ含有量が７．０％を超えると、飽和磁化の低下により磁束密度が低下し、また、製造性が低下する。そのため、表層部のＳｉ含有量は７．０％以下、好ましくは６．５％以下、より好ましくは６．０％以下とする。なお、上述したように、表層部におけるＳｉ含有量が２．５〜７．０％であるとは、第１の表層部における平均Ｓｉ含有量が２．５〜７．０％であり、かつ第２の表層部における平均Ｓｉ含有量が２．５〜７．０％であることを意味する。第１の表層部におけるＳｉ含有量と第２の表層部におけるＳｉ含有量とは同じであっても、異なっていてもよい。他の元素についても同様である。
Ｍｎ：０．５０％以下
Ｍｎ含有量が０．５０％を超えると磁歪の増加、透磁率の低下によって鉄損が増加することに加え、コストが増加する。そのため、Ｍｎ含有量は０．５０％以下とする。一方、前記の観点からは、Ｍｎ含有量は低いほどよいため、Ｍｎ含有量の下限はとくに限定されず、０％であってよい。
上記表層部の成分組成は、さらにＰ：０．０１０〜０．１００％、Ｓｎ：０．００１〜０．１０％、およびＳｂ：０．００１〜０．１０％からなる群より選択される１または２以上を含む。
Ｐ：０．０１０〜０．１００％
Ｐを添加することにより、集合組織が大きく改善し、磁束密度が向上するとともにヒステリシス損を低下させることができる。Ｐを添加する場合、前記効果を得るためにＰ含有量を０．０１０％以上とする。一方、Ｐ含有量が０．１００％を超えると効果が飽和することに加えて、製造性の低下を招く。そのため、Ｐ含有量は０．１００％以下とする。
Ｓｎ：０．００１〜０．１０％
Ｐと同様に、Ｓｎを添加することにより、集合組織が大きく改善し、磁束密度が向上するとともにヒステリシス損を低下させることができる。Ｓｎを添加する場合、前記効果を得るためにＳｎ含有量を０．００１％以上とする。一方、Ｓｎ含有量が０．１０％を超えると効果が飽和することに加えて、製造性の低下およびコストの上昇を招く。そのため、Ｓｎ含有量は０．１０％以下とする。
Ｓｂ：０．００１〜０．１０％
ＰおよびＳｎと同様に、Ｓｎを添加することにより、集合組織が大きく改善し、磁束密度が向上するとともにヒステリシス損を低下させることができる。Ｓｂを添加する場合、前記効果を得るためにＳｂ含有量を０．００１％以上とする。一方、Ｓｂ含有量が０．１０％を超えると効果が飽和することに加えて、製造性の低下およびコストの上昇を招く。そのため、Ｓｂ含有量は０．１０％以下とする。
本発明の一実施形態では、前記表層部が、上記元素を含み、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる成分組成を有する。
本発明の他の実施形態においては、前記表層部の成分組成が、さらに任意に以下の元素を含むことができる。
Ｃ：０．００９０％以下
Ｃは粒界強化元素であり、Ｃを含有させることで鋼板の伸びを向上させることができる。そのため、任意にＣを含有することができる。しかし、Ｃを多量に含有すると、時効によって炭化物が析出し、鉄損の増加につながる。そのため、Ｃを含有する場合、Ｃ含有量を０．００９０％以下とする。一方、Ｃ含有量の下限はとくに限定されず０％であってよい。しかし、Ｃの添加効果を高めるという観点からは、Ｃ含有量を０．００１５％以上とすることが好ましい。
Ｓ：０．００５０％以下
Ｓは、ＭｎＳなどの硫化物を形成し、粒成長を抑制する元素である。そのため、Ｓを添加することにより、１０００℃以上といった高温での焼鈍における結晶粒の成長に起因する渦電流損の増加を抑制することができる。しかし、Ｓ含有量が０．００５０％を超えると、ＳとＭｎとの反応により固溶Ｍｎが減少し、板厚方向のＭｎ分布にばらつきが生じるため、効率よく鉄損を低減することができなくなる可能性がある。そのため、Ｓを添加する場合、Ｓ含有量を０．００５０％以下とする。一方、Ｓ含有量の下限はとくに限定されず、０％であってよい。しかし、渦電流損をさらに低減するという観点からは、Ｓ含有量を０．００１０％以上とすることが好ましい。
Ａｌ：０．１０％以下
Ａｌは、窒化物を形成し、粒成長を抑制する元素である。そのため、Ａｌを添加することにより、１０００℃以上といった高温での焼鈍における結晶粒の成長に起因する渦電流損の増加を抑制することができる。しかし、Ａｌ含有量が０．１０％を超えると、窒化物が過剰に形成される結果、ヒステリシス損がかえって増加する。そのため、Ａｌを添加する場合、Ａｌ含有量を０．１０％以下とする。一方、Ａｌ含有量の下限はとくに限定されず、０％であってよい。しかし、渦電流損をさらに低減するという観点からは、Ａｌ含有量を０．００３０％以上とすることが好ましい。
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｚｒ：０．０３０％以下
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、およびＺｒは、窒化物や炭化物を形成し、粒成長を抑制する元素である。そのため、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、およびＺｒからなる群より選択される少なくとも１つを添加することにより、１０００℃以上といった高温での焼鈍における結晶粒の成長に起因する渦電流損の増加を抑制することができる。しかし、これらの元素それぞれの含有量が０．０３０％を超えると、窒化物および／または炭化物が過剰に形成される結果、ヒステリシス損がかえって増加する。そのため、これらの元素を添加する場合、各元素の含有量を０．０３０％以下とする。一方、これらの元素の含有量の下限はとくに限定されず、０％であってよい。しかし、渦電流損をさらに低減するという観点からは、添加する元素の含有量をそれぞれ０．００２０％以上とすることが好ましい。
したがって、本発明の一実施形態における無方向性電磁鋼板は、表層部が、質量％で、
Ｓｉ：２．５〜７．０％、
Ｍｎ：０．５０％以下、ならびに
Ｐ：０．０１０〜０．１００％、Ｓｎ：０．００１〜０．１０％、およびＳｂ：０．００１〜０．１０％からなる群より選択される１または２以上、
Ｃ：０〜０．００９０％、
Ｓ：０〜０．００５０％、
Ａｌ：０〜０．１０％、および
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、およびＺｒからなる群より選択される少なくとも１つ：それぞれ０〜０．０３０％
を含み、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる成分組成を有することができる。
［内層部の成分組成］
次に、内層部の成分組成について説明する。ここで内層部における元素の含有量とは、Ｓｉ量の平均値の位置として決定した表層部と内層部の境界の板厚内部側における当該元素の平均含有量を指すものとする。
Ｓｉ：１．５〜５．０％
Ｓｉは、鋼板の電気抵抗を高め、渦電流損を低減する作用を有する元素である。内層部のＳｉ含有量（［Ｓｉ］0）が１．５％未満であると、渦電流損が増加する。そのため、内層部のＳｉ含有量は１．５％以上とする。一方、内層部のＳｉ含有量が５．０％を超えると、無方向性電磁鋼板を用いて作製したモータコアの打ち抜き時にコアが割れるといった問題が生じる。そのため、内層部のＳｉ含有量は５．０％以下、好ましくは４．０％以下とする。
Ｍｎ：０．０１〜０．５０％
Ｍｎは、無方向性電磁鋼板の製造過程において熱間圧延時の赤熱脆性を抑制する効果を有する元素である。内層部のＭｎ量は、浸珪処理した場合でも、スラブの段階での量とほぼ同じとなることから、前記効果を得るために、内層部のＭｎ含有量を０．０１％以上とする。一方、Ｍｎ含有量が０．５０％を超えると磁歪の増加、透磁率の低下によって鉄損が増加することに加え、コストが増加する。そのため、Ｍｎ含有量は０．５０％以下とする。
上記内層部の成分組成は、さらにＰ：０．０１０〜０．１００％、Ｓｎ：０．００１〜０．１０％、およびＳｂ：０．００１〜０．１０％からなる群より選択される１または２以上を含む。
Ｐ：０．０１０〜０．１００％
Ｐを添加することにより、集合組織が大きく改善し、磁束密度が向上するとともにヒステリシス損を低下させることができる。Ｐを添加する場合、前記効果を得るためにＰ含有量を０．０１０％以上とする。一方、Ｐ含有量が０．１００％を超えると効果が飽和することに加えて、製造性の低下を招く。そのため、Ｐ含有量は０．１００％以下とする。内層部におけるＰ含有量は、表層部におけるＰ含有量と同じであってもよく、異なっていてもよい。
Ｓｎ：０．００１〜０．１０％
Ｐと同様に、Ｓｎを添加することにより、集合組織が大きく改善し、磁束密度が向上するとともにヒステリシス損を低下させることができる。Ｓｎを添加する場合、前記効果を得るためにＳｎ含有量を０．００１％以上とする。一方、Ｓｎ含有量が０．１０％を超えると効果が飽和することに加えて、製造性の低下およびコストの上昇を招く。そのため、Ｓｎ含有量は０．１０％以下とする。内層部におけるＳｎ含有量は、表層部におけるＳｎ含有量と同じであってもよく、異なっていてもよい。
Ｓｂ：０．００１〜０．１０％
ＰおよびＳｎと同様に、Ｓｎを添加することにより、集合組織が大きく改善し、磁束密度が向上するとともにヒステリシス損を低下させることができる。Ｓｂを添加する場合、前記効果を得るためにＳｂ含有量を０．００１％以上とする。一方、Ｓｂ含有量が０．１０％を超えると効果が飽和することに加えて、製造性の低下およびコストの上昇を招く。そのため、Ｓｂ含有量は０．１０％以下とする。内層部におけるＳｂ含有量は、表層部におけるＳｂ含有量と同じであってもよく、異なっていてもよい。
本発明の一実施形態では、前記内層部が、上記元素を含み、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる成分組成を有する。
本発明の他の実施形態においては、前記内層部の成分組成が、さらに任意に以下の元素を含むことができる。
Ｃ：０．００９０％以下
Ｃは粒界強化元素であり、Ｃを含有させることで鋼板の伸びを向上させることができる。そのため、任意にＣを含有することができる。しかし、Ｃを多量に含有すると、時効によって炭化物が析出し、鉄損の増加につながる。そのため、Ｃを含有する場合、Ｃ含有量を０．００９０％以下とする。一方、Ｃ含有量の下限はとくに限定されず０％であってよい。しかし、Ｃの添加効果を高めるという観点からは、Ｃ含有量を０．００１５％以上とすることが好ましい。
Ｓ：０．００５０％以下
Ｓは、ＭｎＳなどの硫化物を形成し、粒成長を抑制する元素である。そのため、Ｓを添加することにより、１０００℃以上といった高温での焼鈍における結晶粒の成長に起因する渦電流損の増加を抑制することができる。しかし、Ｓ含有量が０．００５０％を超えると、ＳとＭｎとの反応により固溶Ｍｎが減少し、板厚方向のＭｎ分布にばらつきが生じるため、効率よく鉄損を低減することができなくなる可能性がある。そのため、Ｓを添加する場合、Ｓ含有量を０．００５０％以下とする。一方、Ｓ含有量の下限はとくに限定されず、０％であってよい。しかし、渦電流損をさらに低減するという観点からは、Ｓ含有量を０．００１０％以上とすることが好ましい。
Ａｌ：０．１０％以下
Ａｌは、窒化物を形成し、粒成長を抑制する元素である。そのため、Ａｌを添加することにより、１０００℃以上といった高温での焼鈍における結晶粒の成長に起因する渦電流損の増加を抑制することができる。しかし、Ａｌ含有量が０．１０％を超えると、窒化物が過剰に形成される結果、ヒステリシス損がかえって増加する。そのため、Ａｌを添加する場合、Ａｌ含有量を０．１０％以下とする。一方、Ａｌ含有量の下限はとくに限定されず、０％であってよい。しかし、渦電流損をさらに低減するという観点からは、Ａｌ含有量を０．００３０％以上とすることが好ましい。
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｚｒ：０．０３０％以下
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、およびＺｒは、窒化物や炭化物を形成し、粒成長を抑制する元素である。そのため、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、およびＺｒからなる群より選択される少なくとも１つを添加することにより、１０００℃以上といった高温での焼鈍における結晶粒の成長に起因する渦電流損の増加を抑制することができる。しかし、これらの元素それぞれの含有量が０．０３０％を超えると、窒化物および／または炭化物が過剰に形成される結果、ヒステリシス損がかえって増加する。そのため、これらの元素を添加する場合、各元素の含有量を０．０３０％以下とする。一方、これらの元素の含有量の下限はとくに限定されず、０％であってよい。しかし、渦電流損をさらに低減するという観点からは、添加する元素の含有量をそれぞれ０．００２０％以上とすることが好ましい。
したがって、本発明の一実施形態における無方向性電磁鋼板は、内層部が、質量％で、
Ｓｉ：１．５〜５．０％、
Ｍｎ：０．０１〜０．５０％、ならびに
Ｐ：０．０１０〜０．１００％、Ｓｎ：０．００１〜０．１０％、およびＳｂ：０．００１〜０．１０％からなる群より選択される１または２以上、
Ｃ：０〜０．００９０％、
Ｓ：０〜０．００５０％、
Ａｌ：０〜０．１０％、および
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、およびＺｒからなる群より選択される少なくとも１つ：それぞれ０〜０．０３０％
を含み、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる成分組成を有することができる。
［板厚］
ｔ：０．０１〜０．３５ｍｍ
無方向性電磁鋼板の板厚：ｔが０．０１ｍｍ未満であると、該無方向性電磁鋼板の製造における冷間圧延、焼鈍が困難となり、著しくコストアップする。そのため、ｔは０．０１ｍｍ以上、好ましくは０．０５ｍｍ以上とする。一方、ｔが０．３５ｍｍを超えると渦電流損が大きくなり、全鉄損が増加する。そのため、ｔは０．３５ｍｍ以下、好ましくは０．３０ｍｍ以下とする。
［Ｓｉ含有量の差］
本発明では、表層部におけるＳｉ含有量：［Ｓｉ］1と、内層部におけるＳｉ含有量：［Ｓｉ］0との差（［Ｓｉ］1−［Ｓｉ］0）として定義されるΔＳｉを１．０〜４．５質量％とする。以下、その理由について説明する。
表層部と内層部のＳｉ含有量の差（ΔＳｉ）が磁気特性に与える影響について検討するために、様々なΔＳｉを有する無方向性電磁鋼板を以下の手順で作製し、その磁気特性を評価した。
まず、Ｓｉ：２．０％、Ｍｎ：０．１０％、Ｓｎ：０．０４％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼スラブを熱間圧延して熱延鋼板とした。前記熱延鋼板に、９５０℃×３０ｓの熱延板焼鈍を施し、次いで、冷間圧延して板厚ｔ：０．２０ｍｍの冷延鋼板とした。その後、前記冷延鋼板にＳｉＣｌ4雰囲気中、温度１２００℃で浸珪処理を施し、次いで、１２００℃の窒素雰囲気中で拡散処理を行って１０℃/ｓで冷却し、無方向性電磁鋼板を得た。なお、得られた無方向性電磁鋼板における表層部の成分組成は、両面とも同じとした。
得られた無方向性電磁鋼板のそれぞれから、幅３０ｍｍ、長さ１８０ｍｍの試験片を採取し、エプスタイン試験を行って磁気特性を評価した。前記エプスタイン試験では、試験片の長さ方向が圧延方向（Ｌ方向）となるように採取したＬ方向試験片と、試験片の長さ方向が圧延直角方向（Ｃ方向）となるように採取したＣ方向試験片を等量用い、Ｌ方向とＣ方向における磁気特性の平均値を評価した。
図３に、表層部と内層部におけるＳｉ含有量の差（［Ｓｉ］1−［Ｓｉ］0）として定義されるΔＳｉ（質量％）と、１．０Ｔ、４００Ｈｚにおける鉄損：Ｗ10/400（Ｗ／ｋｇ）との相関を示す。この結果より、ΔＳｉが１．０質量％以上、４．５質量％以下であれば、鉄損が大きく低下することがわかる。これは、次のような理由によると考えられる。すなわち、表層部のＳｉ量が内層部に比べて高い場合、表層部の透磁率が内層部より高くなる。その結果、磁束が表層部に集中し、渦電流損が低下する。しかし、ΔＳｉが過度に大きいと、それにともなって表層部と内層部との格子定数の差および磁歪の差が大きくなる。その結果、鋼板を磁化した際にかかる応力が増大するため、ヒステリシス損が増加する。以上のことから、本願発明ではΔＳｉを１．０〜４．５質量％とする。ΔＳｉは、１．５質量％以上とすることが好ましい。また、ΔＳｉは４．０質量％以下とすることが好ましい。
［Ｍｎ含有量の差］
本発明では、板厚中心位置（ｔ／２）におけるＭｎ含有量：［Ｍｎ］0と、前記無方向性電磁鋼板の表面から、深さ（１／１０）ｔの位置までの領域における平均Ｍｎ含有量：［Ｍｎ］1との差（［Ｍｎ］0−［Ｍｎ］1）として定義されるΔＭｎを０．０１〜０．４質量％とする。ここで、［Ｍｎ］1は、無方向性電磁鋼板の板厚方向におけるＭｎの濃度分布を電子線マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）により求め、得られた濃度分布から算出する。以下、ΔＭｎを上記範囲とする理由について説明する。
本発明者らが、無方向性電磁鋼板の更なる低鉄損化を図るべく、検討を進めていたところ、浸珪法で作製した無方向性電磁鋼板の鉄損にバラツキが生じていることがわかった。この原因を調査したところ、無方向性電磁鋼板の表面部（表面から、深さ（１／１０）ｔの位置までの領域）における平均Ｍｎ含有量が板厚中心位置におけるＭｎ含有量より少なくなっていること、および表面部と板厚中心位置とのＭｎ含有量の差が無方向性電磁鋼板によって異なることがわかった。
この表面部におけるＭｎ含有量の減少は、浸珪処理の際の雰囲気に塩素ガスが含まれることが原因と考えられる。すなわち、浸珪処理の雰囲気中には、原料ガスにもともと含まれている塩素ガスや、浸珪処理に使用される四塩化ケイ素が鋼中のＦｅと反応することによって発生した塩素ガスが含まれている。前記塩素ガスが、鋼板の表層に存在するＭｎと反応してＭｎＣｌ2となり、揮発することによって表面部におけるＭｎ含有量が減少したと考えられる。
そこで、表面部と板厚中心位置のＭｎ含有量の差（ΔＭｎ）が磁気特性に与える影響について検討するために、様々なΔＭｎを有する無方向性電磁鋼板を以下の手順で作製し、その磁気特性を評価した。
まず、Ｓｉ：２．５％、Ｍｎ：０．５０％、Ｓｎ：０．０４％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼スラブを熱間圧延して熱延鋼板とした。前記熱延鋼板に、９５０℃×３０ｓの熱延板焼鈍を施し、次いで、冷間圧延して板厚ｔ：０．２０ｍｍの冷延鋼板とした。その後、前記冷延鋼板にＳｉＣｌ4雰囲気中、種々の温度で浸珪処理を施し、次いで、１２００℃の窒素雰囲気中で拡散処理を行って１０℃/ｓで冷却し、無方向性電磁鋼板を得た。得られた無方向性電磁鋼板における表層部のＳｉ含有量は４．０％、内層部と表層部のＳｉ含有量の差ΔＳｉは１．５％であった。また、表層部の成分組成は、両面とも同じとした。
一例として、ΔＭｎ＝０．１０％かつΔＳｉ＝１．５％の無方向性電磁鋼板の、ＳｉおよびＭｎの濃度プロファイルを図４に示す。前記濃度プロファイルは、電子線マイクロアナライザー（ＥＰＭＡ）により測定した。図４からわかるように、得られた無方向性電磁鋼板では、表面部におけるＭｎ含有量が板厚中心位置に比べて低くなっていた。この傾向は、他の無方向性電磁鋼板においても観察された。
次に、得られた無方向性電磁鋼板のそれぞれから、幅３０ｍｍ、長さ１８０ｍｍの試験片を採取し、エプスタイン試験を行って磁気特性を評価した。前記エプスタイン試験では、試験片の長さ方向が圧延方向（Ｌ方向）となるように採取したＬ方向試験片と、試験片の長さ方向が圧延直角方向（Ｃ方向）となるように採取したＣ方向試験片を等量用い、Ｌ方向とＣ方向における磁気特性の平均値を評価した。
図５に、ΔＭｎと、１．０Ｔ、４００Ｈｚにおける鉄損：Ｗ10/400（Ｗ／ｋｇ）との相関を示す。ここで、ΔＭｎは、板厚中心位置（ｔ／２）におけるＭｎ含有量：［Ｍｎ］0と、前記無方向性電磁鋼板の表面から、深さがｔの１０％以内の領域における平均Ｍｎ含有量：［Ｍｎ］1との差（［Ｍｎ］0−［Ｍｎ］1）として定義される。
図５に示した結果より、ΔＭｎが０．０１質量％以上、０．４０質量％以下であれば、鉄損が大きく低下することがわかる。これは、次のような理由によると考えられる。すなわち、表面部のＭｎ量を板厚中心位置に比べて低くすることで、表層部の透磁率が板厚中心位置より高くなる。その結果、磁束が表層部に集中し、渦電流損が低下する。しかし、ΔＭｎが過度に大きいとそれにともなって表面部と板厚中心位置との格子定数の差が大きくなる。その結果、鋼板の内部に生じる応力が増大するため、ヒステリシス損が増加したものと考えられる。以上のことから、本願発明ではΔＭｎを０．０１〜０．４０質量％とする。ΔＭｎは、０．０５質量％以上とすることが好ましい。また、ΔＭｎは、０．３５質量％以下とすることが好ましい。
［複層比］
無方向性電磁鋼板の板厚：ｔに対する前記表層部の合計厚さ：ｔ1の比率（ｔ1／ｔ）（以下、「複層比」という場合がある）が磁気特性に与える影響について検討するために、０．０５から０．８の間の様々な複層比を有する無方向性電磁鋼板を以下の手順で作製し、その磁気特性を評価した。ここで、「表層部の合計厚さ」とは、無方向性電磁鋼板の両側に設けられている表層部の厚さの和を指す。
まず、Ｓｉ：２．０％、Ｍｎ：０．１８％、Ｓｎ：０．０４％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼スラブを熱間圧延して熱延鋼板とした。前記熱延鋼板に、９５０℃×３０ｓの熱延板焼鈍を施し、次いで、冷間圧延して板厚ｔ：０．２０ｍｍの冷延鋼板とした。その後、前記冷延鋼板にＳｉＣｌ4雰囲気中、温度１２８０℃で浸珪処理を施し、次いで、１２００℃の窒素雰囲気中で拡散処理を行って１０℃/ｓで冷却し、無方向性電磁鋼板を得た。
得られた無方向性電磁鋼板における表層部のＳｉ含有量は４．０％、ΔＳｉは２．０％、ΔＭｎは０．１０であった。また、表層部の成分組成は、両面とも同じとした。ΔＳｉおよび複層比は、拡散処理時間とＳｉＣｌ4ガスの流量を制御することによって制御した。例えば、拡散処理時間を短くすればΔＳｉが増加する。また、ＳｉＣｌ4ガスの流量を増加させれば複層比が増大する。
次に、得られた無方向性電磁鋼板のそれぞれから、幅３０ｍｍ、長さ１８０ｍｍの試験片を採取し、エプスタイン試験を行って磁気特性を評価した。前記エプスタイン試験では、試験片の長さ方向が圧延方向（Ｌ方向）となるように採取したＬ方向試験片と、試験片の長さ方向が圧延直角方向（Ｃ方向）となるように採取したＣ方向試験片を等量用い、Ｌ方向とＣ方向における磁気特性の平均値を評価した。
図６に、複層比：ｔ1／ｔと、１．０Ｔ、４００Ｈｚにおける鉄損：Ｗ10/400（Ｗ／ｋｇ）との相関を示す。この結果より、複層比が０．１０〜０．７０の場合に鉄損が大幅に低減することがわかる。この鉄損の低減は、以下の理由によると考えられる。まず、複層比が０．１０未満である場合、高抵抗である表層部の比率が低く、表層部に集中する渦電流を効果的に低減することができない。一方、複層比が０．７０より高い場合には、表層部と内層部の透磁率差が小さくなるため、内層部にまで磁束が浸透し、内層部からも渦電流損が発生する。したがって、複層比を０．１０〜０．７０とすることによって鉄損を低減できる。以上の理由から、本願発明では複層比を０．１０〜０．７０とする。複層比は、０．２０以上とすることが好ましい。また、複層比は０．６０以下とすることが好ましい。
［集合組織］
偏析元素であるＰ、Ｓｎ、およびＳｂの少なくとも１つを適量添加し、無方向性電磁鋼板における｛１００｝面を増加させるとともに｛１１１｝面を減少させることにより、該無方向性電磁鋼板の面内に磁化しやすくなる。そしてその結果、磁束密度が向上するとともにヒステリシス損がさらに低下する。したがって、磁気特性をさらに向上させるという観点からは、｛１１１｝面集積度に対する｛１００｝面集積度の比｛１００｝／｛１１１｝を０．５５以上とすることが好ましい。また、前記｛１００｝／｛１１１｝が過度に大きくなるとコアの加工性が低下するおそれがある。したがって、加工性向上の観点からは、｛１００｝／｛１１１｝を０．９０以下とすることが好ましい。なお、ここで｛１００｝／｛１１１｝は、無方向性電磁鋼板の表面から板厚の１／４の深さの面における方位分布関数（ＯＤＦ）のΦ2＝４５°断面における、｛１１１｝面集積度に対する｛１００｝面集積度の比｛１００｝／｛１１１｝と定義する。
［製造方法］
本発明の無方向性電磁鋼板は、特に限定されることなく、任意の方法で製造することができる。以下、本願発明の無方向性電磁鋼板の製造方法の例について説明する。
（浸珪拡散処理法）
本発明の一実施形態においては、浸珪拡散処理を用いて上記無方向性電磁鋼板を製造することができる。具体的には、まず、Ｓｉ、Ｍｎ、ならびにＰ、Ｓｎ、およびＳｂからなる群より選択される１以上を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼板に対して、浸珪処理を施す。前記浸珪処理では、例えば、化学気相蒸着法（ＣＶＤ法）により前記鋼板の表面にＳｉを堆積させる。前記ＣＶＤ法による浸珪処理においては、四塩化ケイ素などのＳｉ含有ガスをＳｉ源として使用する。前記浸珪処理は、所定の浸珪処理温度で、所定の浸珪処理時間行う。なお、前記浸珪処理に供する鋼板は、板厚方向に略均一な成分組成を有する通常の鋼板であってよい。
前記浸珪処理の後、Ｓｉ含有ガスの供給を停止し、窒素ガス雰囲気中で拡散処理を行う。前記拡散処理では、浸珪処理された鋼板を、所定の拡散処理温度で、所定の拡散処理時間保持すればよい。前記拡散処理により、鋼板表面に堆積したＳｉが鋼板内部に拡散する。
上記浸珪拡散処理を行うことにより、鋼板の表層部におけるＳｉ含有量を高めることができる。浸珪拡散処理によって得られる無方向性電磁鋼板は、例えば、図２（ａ）に示したようなＳｉ含有量プロファイルを有する。
一方、前記浸珪処理により、鋼板の表層部におけるＭｎ含有量が減少する。これは、上述したように、鋼板の表層部に存在するＭｎが、浸珪処理に使用されるガスに由来する塩素と反応して揮発するためであると考えられる。また、浸珪処理によって表層部のＭｎ含有量が低下した後、拡散処理を行うことにより、内層部から表層部へＭｎの拡散が生じる。
前記浸珪拡散処理は、基本的には常法にならって行うことができる。その際、前記浸珪処理および拡散処理におけるＳｉの堆積量、処理温度、および処理時間は、最終的に得られる無方向性電磁鋼板の表層部Ｓｉ含有量、ΔＳｉ、ΔＭｎ、および複層比が所望の値となるように制御すればよい。
処理時間を短縮するという観点からは、前記浸珪処理を、１２５０℃以上の浸珪処理温度で行うことができる。しかし、浸珪処理温度が１２５０℃以上であると、鋼板の融点に近い温度で浸珪処理が行われることにため、鋼板が融解して破断するおそれがある。そのため、鋼板の破断を防止するという観点からは、浸珪処理温度を１２５０℃未満とすることが好ましい。一方、浸珪処理温度が低すぎると生産性が低下する。そのため、生産性を向上させるという観点からは、浸珪処理温度を１０００℃以上とすることが好ましい。
なお、本発明の無方向性電磁鋼板の製造条件下では、Ｓｉの拡散速度の方がＭｎの拡散速度より早い。これは、Ｓｉの拡散係数がＭｎよりも大きいことに加え、板厚方向におけるＳｉの濃度勾配がＭｎよりも大きいためである。そのため、拡散処理温度および拡散処理時間については、主に、所望のΔＳｉと複層比が得られるように調整すればよい。その際、拡散処理温度が低すぎると生産性が低下する。そのため、生産性を向上させるという観点からは、拡散処理温度を８８０℃以上とすることが好ましい。一方、拡散処理温度が鋼板の融点に近くなりすぎると、鋼板が融解して破断するおそれがある。そのため、鋼板の破断を防止するという観点からは、拡散処理温度を１２５０℃未満とすることが好ましい。
一方、拡散処理終了後の冷却過程においても、比較的高い温度域においては元素の拡散が生じる。特に本発明の無方向性電磁鋼板では、Ｍｎ含有量とΔＭｎを、Ｓｉ含有量およびΔＳｉに比べて１桁以上低い範囲で制御する必要があるため、所望のΔＭｎを得るためには、拡散処理後の冷却速度を制御することが重要である。
具体的には、拡散処理終了後の冷却過程において、拡散処理温度から８８０℃までの温度域における冷却速度を１０℃／ｓ以上とする。前記冷却速度が１０℃／ｓ未満であると、冷却過程において高温域に滞留する時間が長くなるため、内層部から表層部へのＭｎの拡散が顕著となる。そして、その結果、所望のΔＭｎを確保することが困難となる。特に、１２５０℃未満という比較的低い浸珪処理温度で浸珪処理を行う場合には、浸珪処理中における表層部の脱Ｍｎが抑制されるため、所望のΔＭｎとするためには、拡散処理温度から８８０℃までの冷却速度を１７℃／ｓ以上とする。一方、冷却速度が過度に早いと、冷却歪が生じ、その結果、ヒステリシス損が増加する場合がある。そのため、冷却歪に起因するヒステリシス損の増加を抑制するという観点からは、拡散処理温度から８８０℃までの冷却速度を３０℃／ｓ以下とすることが好ましい。
（クラッド法）
また、他の製造方法としては、Ｓｉ含有量およびＭｎ含有量の異なる鋼素材をクラッドする方法が挙げられる。前記鋼素材の成分組成は、例えば、成分の異なる材料を転炉で吹練し、溶鋼を脱ガス処理することによって調整することができる。
クラッドする方法は特に限定されないが、例えば、Ｓｉ含有量およびＭｎ含有量の異なる鋼スラブを用意し、最終的な複層比が所望の値となるような厚さで内層部用の鋼スラブの両面に表層部用の鋼スラブを貼り合わせ、圧延すればよい。前記圧延は、例えば、熱間圧延、温間圧延、および冷間圧延からなる群より選択される１または２以上とすることができる。一般的には、熱間圧延と、その後の温間圧延の組み合わせ、または熱間圧延と、その後の冷間圧延の組み合わせとすることが好ましい。前記熱間圧延の後には、熱延板焼鈍を行うことが好ましい。また、前記温間圧延および冷間圧延は、中間焼鈍を挟んで２回以上行うこともできる。熱間圧延における仕上温度、巻取り温度は特に限定されず、常法に従って決定すればよい。前記圧延の後、仕上焼鈍を行う。Ｓｉ含有量の異なる鋼素材をクラッドすることによって得られる無方向性電磁鋼板は、例えば、図２（ｂ）に示したようなＳｉ含有量プロファイルを有する。
本発明の効果を確認するために、以下に述べる手順で無方向性電磁鋼板を製造し、その磁気特性を評価した。
まず、表１に示す成分組成を有する鋼スラブを用意した。前記鋼スラブの成分組成は、転炉で吹練した後に脱ガス処理を行うことによって調整した。なお、後述するように、最終的に得られた無方向性電磁鋼板の板厚中心位置における成分組成は、用いた鋼スラブの成分組成と同じであった。
次いで、前記鋼スラブを１１４０℃で１ｈｒ加熱した後、熱間圧延を行って板厚２ｍｍの熱延鋼板とした。前記熱間圧延における熱延仕上げ温度は８００℃とした。前記熱延鋼板を巻取り温度：６１０℃で巻取り、次いで、９００℃×３０ｓの熱延板焼鈍を施した。その後、酸洗および冷間圧延を行った。
その後、前記冷間圧延後の鋼板に、浸珪拡散処理を施して無方向性電磁鋼板を得た。前記浸珪拡散処理においては、まず、ＳｉＣｌ4雰囲気中、表１に示す浸珪処理時間、浸珪処理温度で浸珪処理を施した。次いで、Ｎ2雰囲気中、拡散処理温度１２００℃で拡散処理を行い、その後、冷却した。前記冷却における、拡散処理温度から８８０℃までの温度域における平均冷却速度は表１に示したとおりとした。
また、実施例Ｎｏ．４７の無方向性電磁鋼板は、浸珪処理に代えてクラッド法を用いて作製した。具体的には、表１にＮｏ．４７ａとして示した成分組成を有する表層部用の鋼スラブと、Ｎｏ．４７ｂとして示した成分濃度を有する内層部用の鋼スラブを用意した。前記表層部用鋼スラブおよび内層部用鋼スラブを、最終的な複層比が０．２５となるような厚さになるまで表層部、内層部ともに粗圧延した。次いで、内層部用鋼スラブの両面に表層部用鋼スラブを溶接し、クラッドスラブとした。前記溶接は、真空中で電子ビームを用いて行った。その後、前記クラッドスラブを１１４０℃で１ｈｒ加熱した後、熱間圧延を行って板厚２ｍｍの熱延鋼板とした。前記熱間圧延における熱延仕上げ温度は８００℃とした。前記熱延鋼板を巻取温度：６１０℃で巻取り、次いで、９００℃×３０ｓの熱延板焼鈍を施した。その後、酸洗および冷間圧延を行い、板厚０．２０ｍｍとした。前記冷間圧延後の鋼板に１１００℃×３０秒の仕上焼鈍をＮ2：Ｈ2＝８０：２０の雰囲気下で行い、無方向性電磁鋼板とした。
（Ｓｉ量）
得られた無方向性電磁鋼板をカーボンモールドに埋め込み、ＥＰＭＡ（Electron Probe Micro Analyzer）を用いて板厚方向断面におけるＳｉ含有量分布を測定した。鋼板の全板厚におけるＳｉ含有量の平均値を算出し、前記平均値よりもＳｉ濃度が高い部分を表層部、低い部分を内層部とした。得られた結果から、表層部における平均Ｓｉ含有量：［Ｓｉ］1および内層部におけるＳｉ含有量：［Ｓｉ］0を求めた。なお、内層部におけるＳｉ含有量：［Ｓｉ］0は、浸珪処理前のスラブにおけるＳｉ含有量と同じであった。得られた［Ｓｉ］1および［Ｓｉ］0から、（［Ｓｉ］1−［Ｓｉ］0）として定義されるΔＳｉを算出した。なお、ＥＰＭＡを用いた測定においては、Ｓｉ含有量が既知である浸珪処理前の鋼スラブにおける測定結果に基づいて、測定され強度からＳｉ含有量を算出した。。
（Ｍｎ量）
上記ΔＳｉの測定と同様の手順でＥＰＭＡを用いた測定を行い、板厚方向断面におけるＭｎ含有量分布を求めた。得られた結果から以下の値を算出した。
・表層部における平均Ｍｎ含有量
・内層部における平均Ｍｎ含有量
・板厚中心位置（ｔ／２）におけるＭｎ含有量：［Ｍｎ］0
・鋼板表面から、深さ（１／１０）ｔの位置までの領域における平均Ｍｎ含有量：［Ｍｎ］1
得られた［Ｍｎ］1および［Ｍｎ］0から、（［Ｍｎ］1−［Ｍｎ］0）として定義されるΔＭｎを算出した。板厚中心位置におけるＭｎ含有量：［Ｍｎ］0は、浸珪処理前のスラブにおけるＭｎ含有量と同じであった。なお、前記表層部および内層部は、上述したとおり、それぞれ、全板厚における平均Ｓｉ含有量よりもＳｉ濃度が高い部分（表層部）、および前記平均Ｓｉ含有量よりもＳｉ濃度が低い部分（内層部）と定義される。
測定された浸珪処理後の無方向性電磁鋼板におけるＳｉ含有量およびＭｎ含有量は表２に示すとおりであった。なお、ＳｉおよびＭｎ以外の元素については、浸珪処理によって濃度が変化していなかった。すなわち、得られた無方向性電磁鋼板の表層部および内層部におけるＳｉ、Ｍｎ以外の元素の含有量は、使用した鋼スラブにおける含有量と同じであった。
最終的に得られた無方向性電磁鋼板の板厚ｔと、前記ｔに対する前記Ｓｉ分布から決定した表層部の表裏合計厚さ：ｔ1の比率として定義される複層比ｔ1／ｔは表２に示したとおりとした。
（磁気特性）
次いで、得られた無方向性電磁鋼板のそれぞれについて、磁気特性を測定した。前記測定は、ＪＩＳ Ｃ ２５５０−１に準じて、２５ｃｍエプスタイン枠を用いて行った。前記磁気特性としては、１．０Ｔ、４００Ｈｚにおける鉄損：Ｗ10/400（Ｗ／ｋｇ）、１．０Ｔ、１ｋＨｚにおける鉄損：Ｗ10/1k（Ｗ／ｋｇ）、１．０Ｔ、２ｋＨｚにおける鉄損：Ｗ10/2k（Ｗ／ｋｇ）、および磁界の強さ５０００Ａ／ｍにおける磁束密度：Ｂ50を測定した。測定結果を表３に示した。
なお、無方向性電磁鋼板に求められる磁気特性は、板厚およびＳｉ含有量によって異なる。そこで、各周波数における鉄損が、それぞれ下記（１）〜（３）式で規定される条件を満たす場合には、当該周波数における鉄損が良好であると判断した。
Ｗ10/400≦１９−０．３／ｔ−０．６[Ｓｉ]…（１）
Ｗ10/1k≦５５−０．４／ｔ−２[Ｓｉ]…（２）
Ｗ10/2k≦１４０−０．９／ｔ−５[Ｓｉ]…（３）
ここで、
ｔ：板厚、
ｔ1：表層部の合計厚さ
[Ｓｉ]：全板厚における平均Ｓｉ含有量
鉄損が低いことが求められる周波数域は、モータの使用条件により異なるが、本発明においては、以下の判定基準にも基づいて最終的な無方向性電磁鋼板の高周波鉄損を評価した。
・上記（１）〜（３）式の表件を満たさない場合：不可（×）
・上記（１）、（２）式の条件を満たす場合：良（○）
・上記（１）〜（３）式の条件を満たす場合：優（◎）
（集合組織）
また、得られた無方向性電磁鋼板の集合組織を調査するため、無方向性電磁鋼板の表面から板厚の１／４の深さの面における方位分布関数のΦ2＝４５°断面における、｛１１１｝面集積度に対する｛１００｝面集積度の比｛１００｝／｛１１１｝を測定した。具体的には、無方向性電磁鋼板の表面から板厚１／４まで化学研磨し、Ｘ線を用いて、ＯＤＦ（結晶方位分布（Orientation Distribution Function）解析を行った。測定結果を表１に併記する。
表１に示した結果から分かるように、本発明の条件を満たす無方向性電磁鋼板は、優れた磁気特性を有していた。具体的には、鉄損の評価が良（○）または優（◎）であり、かつ磁束密度：Ｂ50が１．５９Ｔ以上であった。なお、比較例Ｎｏ．６においては、製造の際、焼鈍中に鋼板が破断したため、その後の評価が行えなかった。また、比較例Ｎｏ．３４〜３６においては、冷間圧延時に鋼板が破断したため、その後の評価が行えなかった。
Figure 0006870791
Figure 0006870791
Figure 0006870791
１ 無方向性電磁鋼板
１０ 内層部
２０ 表層部

Claims (3)

  1. 内層部と、前記内層部の両側に設けられた表層部からなる無方向性電磁鋼板であって、
    前記表層部が、質量％で、
    Ｓｉ：２．５〜７．０％、
    Ｍｎ：０．５０％以下、ならびに
    Ｐ：０．０１０〜０．１００％、Ｓｎ：０．００１〜０．１０％、およびＳｂ：０．００１〜０．１０％からなる群より選択される１または２以上を含み、
    残部がＦｅおよび不可避不純物からなる成分組成を有し、
    内層部が、質量％で、
    Ｓｉ：１．５〜５．０％、
    Ｍｎ：０．０１〜０．５０％、ならびに
    Ｐ：０．０１０〜０．１００％、Ｓｎ：０．００１〜０．１０％、およびＳｂ：０．００１〜０．１０％からなる群より選択される１または２以上を含み、
    残部がＦｅおよび不可避不純物からなる成分組成を有し、
    前記無方向性電磁鋼板の板厚：ｔが０．０１〜０．３５ｍｍであり、
    前記ｔに対する前記表層部の合計厚さ：ｔ1の比率として定義される複層比ｔ1／ｔが０．１０〜０．７０であり、
    前記表層部におけるＳｉ含有量：［Ｓｉ］1と、内層部におけるＳｉ含有量：［Ｓｉ］0との差（［Ｓｉ］1−［Ｓｉ］0）として定義されるΔＳｉが１．０〜４．５質量％であり、かつ、
    板厚中心位置（ｔ／２）におけるＭｎ含有量：［Ｍｎ］0と、前記無方向性電磁鋼板の表面から、深さ（１／１０）ｔの位置までの領域における平均Ｍｎ含有量：［Ｍｎ］1との差（［Ｍｎ］0−［Ｍｎ］1）として定義されるΔＭｎが０．０１〜０．４０質量％である、無方向性電磁鋼板。
  2. 前記ΔＭｎが０．０５〜０．４０質量％である、請求項１に記載の無方向性電磁鋼板。
  3. さらに、前記無方向性電磁鋼板の表面から板厚の１／４の深さの面における方位分布関数のΦ2＝４５°断面において、｛１１１｝面集積度に対する｛１００｝面集積度の比｛１００｝／｛１１１｝が０．５５〜０．９０である集合組織を有する、請求項１または２に記載の無方向性電磁鋼板。
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