JP7303476B2 - 無方向性電磁鋼板、モータコア、無方向性電磁鋼板の製造方法及びモータコアの製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、無方向性電磁鋼板、モータコア、無方向性電磁鋼板の製造方法及びモータコアの製造方法に関する。本願は、２０２１年３月３１日に日本に出願された特願２０２１－０６１５６５号、２０２１年３月３１日に日本に出願された特願２０２１－０６１７０７号、及び２０２１年６月４日に日本に出願された特願２０２１－０９４８０２号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
本発明は、高速回転を行うモータの回転子のコアとして好適な機械特性を有し、かつモータの鉄心として打ち抜き積層後に追加熱処理が施されたモータの固定子のコアとして好適な磁気特性を有する無方向性電磁鋼板及びその製造方法、モータコア及びその製造方法に関する。

近年の地球環境問題の高まりから、多くの分野において省エネルギー、環境対策技術が進展している。自動車分野も例外ではなく、排ガス低減、燃費向上技術が急速に進歩している。電気自動車およびハイブリッド自動車はこれらの技術の集大成といっても過言ではなく、自動車駆動モータ（以下、単に「駆動モータ」ともいう。）の性能が自動車性能を大きく左右する。

駆動モータの多くは永久磁石を用いており、巻き線を施した固定子部分と永久磁石を配置した回転子部分とから構成される。最近では永久磁石を回転子内部に埋め込んだ形状（永久磁石埋め込み型モータ；ＩＰＭモータ）が主流となっている。また、パワーエレクトロニクス技術の進展により回転数は任意に制御可能であり、高速化傾向にある。したがって、鉄心素材は商用周波数（５０～６０Ｈｚ）以上の高周波数域で励磁される割合が高まっており、商用周波数での磁気特性のみでなく、４００Ｈｚ～数ｋＨｚでの磁気特性改善が要求されるようになってきた。また、回転子は高速回転時の遠心力のみならず回転数変動にともなう応力変動を常時受けることから、回転子の鉄心素材には機械特性も要求されている。特に、ＩＰＭモータの場合には複雑な回転子形状を有することから、回転子用の鉄心材料には応力集中を考慮して遠心力ならびに応力変動に耐えうるだけの機械特性が必要となる。

鉄心の製造工程においては、固定子、回転子を打ち抜き積層後に、追加熱処理が実施される場合がある。モータにおいて、固定子は優れた磁気特性が要求され、回転子は上述の機械特性が要求されることから、固定子、回転子をそれぞれ打ち抜き積層した後、固定子にのみ追加熱処理を施し、磁気特性を改善することが考えられる。

特許文献１～７には、高強度と優れた磁気特性との両立を図る無方向性電磁鋼板が開示されている。

特許文献１では、Ｓｉ：３．５～７．０％、Ｔｉ：０．０５～３．０％、Ｗ：０．０５～８．０％、Ｍｏ：０．０５～３．０％、Ｍｎ：０．１～１１．５％、Ｎｉ：０．１～２０．０％、Ｃｏ：０．５～２０．０％及びＡｌ：０．５～１８．０％のうちから選んだ一種又は二種以上を、２０．０％を超えない範囲において含有する無方向性電磁鋼板が開示されている。特許文献１では、Ｓｉ含有量を高め、Ｔｉ、Ｗ、Ｍｏ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ａｌにより固溶強化することにより、鋼板の強度を高めている。

この方法では鋼の強化機構として固溶強化を利用している。しかしながら、固溶強化の場合には冷間圧延母材も同時に高強度化されるため冷間圧延が困難であり、またこの方法においては温間圧延という特殊工程が必須であることから、生産性向上や歩留まり向上など改善の余地がある。

特許文献２には、Ｓｉ：２．０％以上３．５％未満，Ｐ：０．０３以上０．２％未満，０．３％≦Ｍｎ＋Ｎｉ≦１０％，残部Ｆｅおよび不可避不純物元素，ＴＳ≧６５ｋｇｆ／ｍｍ^２，Ｗ５／１０００≦５０Ｗ／ｋｇ，Ｂ５０≧１．６５Ｔの回転機用高抗張力無方向性電磁鋼板が提示されている。

特許文献３には、２．０～３．５％のＳｉ、０．１～６．０％のＭｎに加えてＢおよび多量のＮｉを含有し、結晶粒径が３０μｍ以下である鋼板が提案されている。

さらに、特許文献４および特許文献５には、２．０～４．０％のＳｉに加えてＮｂ，Ｚｒ，Ｂ，ＴｉまたはＶなどを含有する鋼板が提案されている。

特許文献６および特許文献７には加工組織、未再結晶組織を残存させる無方向性電磁鋼板が提案されている。

これらに開示された無方向性電磁鋼板は、高強度を有するものの、磁気特性に課題がある。具体的には、鋼板への追加熱処理を施すことによる磁気特性の向上については考慮されていない。また、高強度を得るための組織制御の過程で、追加熱処理での磁気特性向上に不適な析出物、固溶元素を活用しており、追加熱処理を施したとしても得られる磁気特性は不十分であり、固定子への適用は困難な場合がある。

特許文献８～１０には、追加熱処理により磁気特性を向上する無方向性電磁鋼板も検討されている。

特許文献８に、仕上げ焼鈍後の結晶組織を、粒径１００μｍ以上の結晶組織Ａの面積率が１～３０％、結晶組織Ａ以外の結晶組織である結晶組織Ｂの平均粒径が２５μｍ以下、結晶組織Ａのビッカース硬さＨｖＡと結晶組織Ｂのビッカース硬さＨｖＢの比：ＨｖＡ／ＨｖＢ≦１．０００の無方向性電磁鋼板が、開示されている。

特許文献９には、地鉄の板厚が０．１０ｍｍ以上０．３５ｍｍ以下であり、地鉄中の平均結晶粒径が５０μｍ以下であり、かつ、地鉄表面からの深さ方向でのＡｌ濃度および絶縁被膜を制御した無方向性電磁鋼板が開示されている。

特許文献１０には、地鉄の表面からの深さ方向でのＭｎ濃度を制御した無方向性電磁鋼板が開示されている。

これらの無方向性電磁鋼板は、追加熱処理前に高強度を有し、追加熱処理後の磁気特性に優れているものの、疲労特性と打ち抜き後又は追加熱処理後の真円度に向上の余地がある。

日本国特開昭６０－２３８４２１号公報 日本国特開昭６２－２５６９１７号公報 日本国特開平１－１６２７４８号公報 日本国特開平２－８３４６号公報 日本国特開平６－３３０２５５号公報 日本国特開２００５－１１３１８５号公報 日本国特開２００６－７０２９６号公報 国際公開第２０１８／１６４１８５号 日本国特開２０１８－２１２４２号公報 国際公開第２０１８／０２５９４１号

上述のとおり、従来、追加熱処理前に高強度を有し、追加熱処理後の磁気特性に優れている無方向性電磁鋼板は検討されているものの、疲労特性と打ち抜き後又は追加熱処理後の真円度に向上の余地があった。

本発明は、上記の課題に鑑みてなされたものであり、本発明の目的は、追加熱処理前に高強度を有し、追加熱処理後の磁気特性に優れ、疲労特性と打ち抜き後の真円度に優れ、好ましくは、追加熱処理後の固定子コアとしての真円度に優れている、無方向性電磁鋼板及びモータコア、並びに無方向性電磁鋼板の製造方法及びモータコアの製造方法を提供することである。

上述のように、追加熱処理前に高強度を有し、追加熱処理後の磁気特性に優れている無方向性電磁鋼板は検討されているものの、疲労特性と打ち抜き後の真円度に向上の余地があり、また追加熱処理後の固定子コアとしての変形が懸念され、固定子コアの真円度については向上の余地がある。

特に、回転子コアの外周部又は固定子コアの内周部の真円度が劣る場合、固定子コア、回転子コアのエアギャップが不均一となり、モータの出力、効率など、モータの重要な性能に悪影響を及ぼす。なお、上記では回転子が内側、固定子が外側に配置されるタイプのモータを例にとって説明したが、固定子が内側、回転子が外側に配置されるタイプのモータでは、固定子コアの外周部又は回転子コアの内周部の真円度が問題となる。

一例として、特許文献８では、結晶粒径が粗大な結晶組織Ａと結晶粒径の小さい結晶組織Ｂとが所定の割合で混在し、かつ、それぞれの領域の硬さ比ＨｖＡ／ＨｖＢが所定の条件を満たすことで、追加熱処理を実施せずに利用する場合（回転子用ブランクとしての利用を想定する場合）、優れた強度及び磁気特性を有しつつ、追加熱処理を実施して利用する場合（固定子コア用ブランクとしての利用を想定する場合）、追加熱処理により結晶粒成長した際に、鉄損が改善するとともに、磁束密度の低下が抑制される。

このような、粒径が粗大な領域と、それよりも結晶粒径の小さい領域とを有する混合組織では、粒径が粗大な領域が主体の場合は板面で圧延方向から４５°の方向の疲労特性が低く、それよりも結晶粒の小さい領域が主体の場合は板面で圧延方向の疲労特性が低い。十分な静的強度を確保し、かつ回転子として使用中の実際の疲労特性を向上するためには、粒径が粗大な領域の疲労特性を向上させる、すなわち板面で圧延方向から４５°方向の疲労特性を高める必要がある。

また、回転子には機械特性とともに打ち抜き後の真円度が要求されるが、前記混合組織においては改善の余地があった。

また、上記のような混合組織に、追加熱処理を施した場合、各領域から解放される歪みに差異があるため、固定子コアの変形が懸念される。コアの変形は、磁気特性に影響を与えることがあり、ひいてはモータの性能にも影響する。したがって、所望の磁気特性、ひいてはモータ性能を得るためには、追加熱処理後の固定子コアの変形を抑制する必要がある。なお、追加熱処理による固定子コアの変形は、追加熱処理後の真円度を観察することによって評価できる。

特許文献９又は１０でも、疲労特性および打ち抜き後の真円度、あるいは追加熱処理後の固定子コアの真円度については開示されていない。

また、本発明者らは、粒径が粗大な領域と、それよりも結晶粒径の小さい領域の混合組織を有する無方向性電磁鋼板の課題であった追加熱処理後のコアの変形の抑制手法について鋭意検討し、以下の知見を得た。

本発明者らはまず、前記混合組織を有する無方向性電磁鋼板を打ち抜き加工に供した場合の打ち抜き端面を調査した。その結果、追加熱処理後のコアの変形が顕著な鋼板では、打ち抜き端面に形成されるダレおよびカエリの不均一性が顕著であると判明した。

また、無方向性電磁鋼板の表面に鋼板と鋼板の導通を避けるために施されている絶縁被膜とコアの変形との関係を調査したところ、無機物を主体とし、打ち抜き時の金型摩耗を抑制する目的で微細な有機樹脂の粒子を分散させた有機－無機複合被膜の方が、無機物のみの被膜（無機被膜）よりも追加熱処理後のコアの変形が大きいと判明した。この理由は明確でないが、前記有機無機複合被膜においては追加熱処理時に有機樹脂に起因してガスが発生することから、追加熱処理後のコアの変形は、前記混合組織における歪の開放の不均一性の影響もさることながら、打ち抜き積層された鋼板間にて追加熱処理時に発生するガスにも影響されると推察された。

すなわち、打ち抜き端面のダレおよびカエリの不均一性は積層された鋼板と鋼板の隙間の不均一性に繋がり、追加熱処理時に発生するガスの抜けが不均一となり、コアの変形が助長されたものと考えられる。

ここで、コアの変形抑制のために有機樹脂を含有しない無機物のみの絶縁被膜とすることが考えられるが、これは打ち抜き金型の摩耗に繋がるため好ましくない。特に、回転子コアに好適な強度の高い無方向性電磁鋼板を対象としており、無機物のみの絶縁被膜を採用した場合の打ち抜き金型の摩耗は極めて顕著である。

本発明者らは有機－無機複合被膜を前提として、追加熱処理後のコアの変形抑制手法についてさらに検討した。その結果、前述の推察どおり、打ち抜き端面で形成されるダレおよびカエリの不均一性を減じることが有効と判明し、前記混合組織における粒径が粗大な領域と、それよりも結晶粒径の小さい領域の硬度差を減じることが有効との知見を得た。すなわち、双方の領域の硬度差を減じることで追加熱処理での歪の開放の不均一性が減じることに加え、打ち抜き端面で形成されるダレおよびカエリの不均一性が減じ、ガスの抜けも均一になったと考えられる。

また、ダレおよびカエリは、無方向性電磁鋼板の板厚偏差によっても発生することを見出した。したがって、前記混合組織を有する無方向性電磁鋼板の追加熱処理後のコアの変形の抑制には、板厚偏差の低減が重要である。一方で、板厚偏差が全くない鋼板ではガスの抜けが制限されるため、追加熱処理後のコアに膨れが生じる場合がある事も知見した。

さらに、前記混合組織を達成するには、鋼板全体が均一な再結晶組織でおおわれる通常の無方向性電磁鋼板の仕上げ焼鈍温度よりも低温化する必要があり、板厚偏差などの鋼板の形状矯正は容易ではない。この点について、本発明者らは、再結晶温度以下の温度域における昇温速度を好適な範囲に制御することで前記混合組織における強度差低減を実現でき、適切な鋼板形状を維持できるとの知見を得た。

［１］本発明の一態様に係る無方向性電磁鋼板は、
無方向性電磁鋼板であって、化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０１００％以下、
Ｓｉ：２．６％以上４．１％以下、
Ｍｎ：０．１％以上３．０％以下、
Ｐ：０．１５％以下、
Ｓ：０．００１３％以下、
Ｎ：０．００５０％以下、
Ａｌ：０．１％以上２．０％以下、
Ｍｇ：０．０００２％以上０．０１００％以下、
Ｂ：０．０００１～０．００１０％、
Ｓｎ及びＳｂから選択される１種以上：０～０．１００％、
Ｃｒ：０～０．１％、
Ｎｉ：０～５．０％、
Ｃｕ：０～５．０％、
Ｃａ：０～０．０１０％、及び、
希土類元素（ＲＥＭ）：０～０．０１０％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、
前記無方向性電磁鋼板の圧延方向の引張強さは６６７ＭＰａ以上であり、
前記無方向性電磁鋼板の圧延面に平行な断面において、粒径が１００μｍ以上である結晶粒で構成される結晶組織Ａの面積率が１～３０％であり、
前記結晶組織Ａ以外の結晶組織である結晶組織Ｂの平均粒径が１５μｍ以上４０μｍ以下であり、
前記結晶組織Ａのビッカース硬さＨｖＡと前記結晶組織Ｂのビッカース硬さＨｖＢとが下記の式１を満たす、
ことを特徴とする。
（ＨｖＡ^２＋ＨｖＢ^２）／２－（ＨｖＡ＋ＨｖＢ）^２／４≦７．０ ・・・式１
［２］上記［１］に記載の無方向性電磁鋼板において、
前記化学組成が、
Ｓｎ及びＳｂから選択される１種以上：０．００５～０．１００％、
Ｃｒ：０．０１～０．１％、
Ｎｉ：０．０５～５．０％、
Ｃｕ：０．０５～５．０％、
Ｃａ：０．００１０～０．０１００％、及び、
希土類元素（ＲＥＭ）：０．００２０～０．０１００％以下からなる群から選択される１種以上を含有してもよい。
［３］上記［１］または［２］に記載の無方向性電磁鋼板において、
３５０ｍｍ以上４００ｍｍ以下の板幅に亘る板厚偏差が１μｍ以上２０μｍ以下であってもよい。
［４］本発明の一態様に係るモータコアは、
上記［１］から［３］のいずれか一項に記載の無方向性電磁鋼板を積層したモータコアである。
［５］本発明の一態様に係る無方向性電磁鋼板の製造方法は、
上記［１］～［３］のいずれか一項に記載の無方向性電磁鋼板を製造する無方向性電磁鋼板の製造方法であって、
上記［１］に記載の前記化学組成を有するスラブを１０００～１２００℃で加熱した後、熱間圧延を実施して熱延鋼板を製造する工程と、
前記熱延鋼板に対して、最高到達温度を９００～１１５０℃とする熱延板焼鈍を実施する工程と、
前記熱延板焼鈍後の前記熱延鋼板に対して圧下率８３％以上で冷間圧延又は温間圧延を実施して中間鋼板を製造する工程と、
前記中間鋼板に対して、最高到達温度を７００～８５０℃とし、５００℃から６００℃までの昇温過程における昇温速度Ｓ１（℃／秒）について、下記の式２を満たし、室温から５００℃までの昇温過程における昇温速度Ｓ２を１００℃／秒以上３００℃／秒以下とし、６００℃から最高到達温度までの昇温過程における昇温速度Ｓ３を２０℃／秒以上１００℃／秒以下とする仕上げ焼鈍を実施する工程と、を備えることを特徴とする。
３００≦Ｓ１≦１０００ ・・・式２
［６］本発明の一態様に係るモータコアの製造方法は、
上記［４］に記載のモータコアを製造するモータコアの製造方法であって、
上記［１］に記載の前記化学組成を有するスラブを１０００～１２００℃で加熱した後、熱間圧延を実施して熱延鋼板を製造する工程と、
前記熱延鋼板に対して、最高到達温度を９００～１１５０℃とする熱延板焼鈍を実施する工程と、
前記熱延板焼鈍後の前記熱延鋼板に対して圧下率８３％以上で冷間圧延又は温間圧延を実施して中間鋼板を製造する工程と、
前記中間鋼板に対して、最高到達温度を７００～８５０℃とし、５００℃から６００℃までの昇温過程における昇温速度Ｓ１（℃／秒）について、下記の式２を満たし、室温から５００℃までの昇温過程における昇温速度Ｓ２を１００℃／秒以上３００℃／秒以下とし、６００℃から最高到達温度までの昇温過程における昇温速度Ｓ３を２０℃／秒以上１００℃／秒以下とする仕上げ焼鈍を実施して無方向性電磁鋼板を得る工程と、
前記無方向性電磁鋼板をコア形状に打ち抜く工程と、
打ち抜き後の無方向性電磁鋼板を積層する工程と、を備えることを特徴とする。
３００≦Ｓ１≦１０００ ・・・式２
［７］上記［６］に記載のモータコアの製造方法では、
積層された前記無方向性電磁鋼板に対して、７０体積％以上窒素を含有した雰囲気中で、７５０℃以上９００℃以下の温度で追加熱処理を実施することで、結晶組織の平均粒径を６０μｍ以上２００μｍ以下とする工程をさらに備えてもよい。

本発明によれば、追加熱処理前に高強度を有し、追加熱処理後の磁気特性に優れ、疲労特性と打ち抜き後の真円度に優れ、好ましくは、追加熱処理後の固定子コアとしての真円度に優れている、無方向性電磁鋼板及びモータコア、並びに無方向性電磁鋼板の製造方法及びモータコアの製造方法が提供される。

以下、本発明の一実施形態に係る無方向性電磁鋼板（本実施形態に係る無方向性電磁鋼板）及び本実施形態に係る無方向性電磁鋼板の製造方法、並びにモータコアとモータコアの製造方法について詳述する。
なお、本願明細書においては、回転子のコア、又は固定子のコアをモータコアとも称する。

［無方向性電磁鋼板］
本実施形態に係る無方向性電磁鋼板の化学組成は、次の元素を含有する。以下、元素に関する％は「質量％」を意味する。

Ｃ：０．０１００％以下
炭素（Ｃ）は炭化物の析出により強度を高める効果を有する。しかしながら、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板において、高強度化は主として、Ｓｉ等の置換型元素の固溶強化と、後述する結晶組織Ａと結晶組織Ｂとの割合の制御とによって達成される。したがって、高強度化のためにＣは含有されなくてもよい。すなわち、Ｃ含有量の下限は０％を含む。ただし、Ｃは通常不可避に含有されるので下限を０％超としてもよい。
一方、Ｃ含有量が高すぎれば、炭化物の析出のみならず、固溶状態の炭素により無方向性電磁鋼板の磁気特性が低下する。また、高Ｓｉ鋼である本実施形態に係る無方向性電磁鋼板の加工性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．０１００％以下である。Ｃ含有量は好ましくは０．００５０％以下であり、さらに好ましくは０．００３０％以下である。

Ｓｉ：２．６％以上、４．１％以下
シリコン（Ｓｉ）は、鋼を脱酸する効果を有する。また、Ｓｉは、鋼の電気抵抗を高めて、無方向性電磁鋼板の鉄損を低減（改善）する。Ｓｉは、さらに、無方向性電磁鋼板に含有されるＭｎ、Ａｌ、Ｎｉ等の他の固溶強化元素と比較して、高い固溶強化能を有する。そのため、Ｓｉは、高強度化及び低鉄損化をバランスよく両立させるために最も有効である。Ｓｉ含有量が２．６％未満であれば、上記効果が得られない。そのため、Ｓｉ含有量を２．６％以上とする。
一方、Ｓｉ含有量が高すぎれば、製造性、特に、熱延鋼板の曲げ加工性が低下する。また、後述するように、熱延鋼板の粒径を適正に制御することで、曲げ加工性の低下を抑制できる。しかしながら、Ｓｉ含有量が４．１％を超えれば、冷間加工性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は４．１％以下である。好ましくは、Ｓｉ含有量は３．８％以下である。

Ｍｎ：０．１～３．０％
マンガン（Ｍｎ）は鋼の電気抵抗を高め、鉄損を低減する。Ｍｎ含有量が０．１％未満であれば、上記効果が得られない。また、Ｍｎ含有量が０．１％未満であれば、Ｍｎ硫化物が微細に生成する。微細なＭｎ硫化物は、磁壁の移動を阻害したり、製造工程中における粒成長を阻害したりする。この場合、磁束密度が低下する。そのため、Ｍｎ含有量を０．１％以上とする。好ましくは、０．１５％以上、より好ましくは０．４％以上である。
一方、Ｍｎ含有量が３．０％を超えれば、オーステナイト変態が生じやすくなり、磁束密度が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は３．０％以下である。好ましくは２．０％以下であり、より好ましくは１．５％、１．３％あるいは１．２％以下である。

Ｐ：０．１５％以下
りん（Ｐ）は、固溶強化によって鋼の強度を高める。しかしながら、Ｐ含有量が高すぎればＰが偏析して鋼が脆化する。したがって、Ｐ含有量は０．１５％以下である。Ｐ含有量は、好ましくは０．１０％以下であり、より好ましくは０．０７％以下である。

Ｓ：０．００１３％以下
硫黄（Ｓ）は不純物である。Ｓは、ＭｎＳ等の硫化物を形成する。硫化物は、磁壁移動を妨げ、さらに、結晶粒成長を阻害して、磁気特性を低下させる。したがって、Ｓ含有量はなるべく低い方が好ましい。特に、Ｓ含有量が０．００１３％を超えると、磁気特性が著しく低下する。したがって、Ｓ含有量は０．００１３％以下である。好ましくは、Ｓ含有量は０．００１３％未満であり、より好ましくは０．００１２％以下、さらに好ましくは０．００１０％以下である。

Ｎ：０．００５０％以下
窒素（Ｎ）は不純物である。Ｎは、追加熱処理後の磁気特性を低下させる。したがって、Ｎ含有量は０．００５０％以下である。Ｎ含有量は、好ましくは０．００４０％以下である。

Ａｌ：０．１～２．０％
アルミニウム（Ａｌ）は、Ｓｉと同様、鋼を脱酸する効果を有する。Ａｌはさらに、鋼の電気抵抗を高め、鉄損を低減する。これらの効果を得る場合、Ａｌ含有量を０．１％以上とすることが好ましい。
しかしながら、Ｓｉと比較して、Ａｌは鋼の高強度化に寄与しない。さらに、Ａｌ含有量が高すぎれば、加工性が低下する。したがって、含有させる場合でも、Ａｌ含有量は２．０％以下である。好ましくは１．５％以下である。

Ｍｇ：０．０００２～０．０１００％
詳細は後述するが、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板は、結晶組織Ａと結晶組織Ｂを含む。結晶組織Ａは結晶粒径が１００μｍ以上の相対的に大きい結晶粒で構成される領域であり、結晶組織Ｂは結晶粒径が１００μｍ未満であり、結晶組織Ｂの平均粒径は４０μｍ以下である。
このような、比較的粗大な結晶粒径の結晶組織Ａと、それよりも結晶粒径の小さい結晶組織Ｂとの混合組織では、Ｍｇを、Ｂとともに微量に含有させることにより、結晶組織ＡとＢの硬度差を小さくする効果が得られる。さらに、圧延方向から４５°方向の疲労強度を向上させる効果も得られる。Ｍｇ含有量が０．０００２％未満であれば、上記効果が得られない。また、Ｍｇ含有量が０．０１００％を越えた場合には、上記効果が得られにくい。打ち抜き後の真円度を向上させる観点から、Ｍｇ含有量の下限値は０．０００３％であることがより好ましく、Ｍｇ含有量の上限値は０．００７０％であることがより好ましい。

Ｂ：０．０００１～０．００１０％
Ｂは、本発明の実施態様では、Ｍｇとともに微量に含有させることにより、結晶組織ＡとＢの硬度差を小さくする効果が得られる。さらに、圧延方向から４５°方向の疲労強度を向上させる効果も得られる。Ｂ含有量が０．０００１％以上であれば、上記効果が得られやすく好ましい。また、Ｂ含有量が０．００１０％を越えた場合、上記効果が得られにくい。打ち抜き後の真円度を向上させる観点から、Ｂ含有量の下限値は０．０００２％であることがより好ましく、Ｂ含有量の上限値は０．０００９％であることがより好ましい。

Ｍｇ及びＢを微量に含有させることにより、結晶組織ＡとＢの硬度差が小さくなる理由の詳細は不明であるが、微量のＭｇとＢは、結晶組織における回復・再結晶挙動に影響を及ぼし、粒径が粗大な結晶組織Ａと、それよりも結晶粒径の小さい結晶組織Ｂとの、硬度差を減じると考えられる。さらに、疲労強度が向上したことから、結晶組織Ａと結晶組織Ｂの界面を強化したと考えられる。

本実施形態に係る無方向性電磁鋼板の化学組成は、上述の元素と、残部であるＦｅ及び不純物とからなることを基本とする。しかしながら、必要に応じて、Ｆｅの一部に代えて、以下に示す範囲で、任意元素（Ｓｎ、Ｓｂ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃａ、及び／又はＲＥＭ）の１種以上をさらに含有してもよい。これらの任意元素は、必ずしも含有させる必要がないので、下限は０％である。
不純物とは、無方向性電磁鋼板を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップから、または製造環境などから混入されるものであって、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。

［任意元素について］
Ｓｎ及びＳｂからなる群から選択される１種以上：０～０．１００％
すず（Ｓｎ）及びアンチモン（Ｓｂ）はいずれも、任意元素であり、含有されなくてもよい。Ｓｎ及びＳｂは、無方向性電磁鋼板の集合組織を改善して（例えば、磁気特性向上に寄与する方位の結晶粒を増加させて）磁気特性を高める。上記効果を安定して有効に得る場合、Ｓｎ及びＳｂからなる群から選択される１種以上の合計含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。
しかしながら、これらの元素の合計含有量が０．１００％を超えれば、鋼が脆化する。この場合、製造中に鋼板が破断したり、ヘゲが発生したりする。したがって、含有させる場合でも、Ｓｎ及びＳｂからなる群から選択される１種以上の合計含有量は０．１００％以下である。

Ｃｒ：０～０．１０％
クロム（Ｃｒ）は、任意元素であり、含有されなくてもよい。Ｃｒは、鋼の電気抵抗を高める。特に、ＳｉとともにＣｒが含有されれば、Ｓｉ、Ｃｒをそれぞれ単独で含有した場合よりも鋼の電気抵抗を高め、鉄損を低減できる。Ｃｒはさらに、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板のような高Ｓｉ鋼の製造性を高め、耐食性も高める。上記効果を安定して有効に得る場合、Ｃｒ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。Ｃｒ含有量を０．０２％以上とすることが真円度向上観点からはより好ましい。
しかしながら、Ｃｒ含有量が０．１０％を超えれば、その効果が飽和してコストが高くなる。したがって、含有させる場合でも、Ｃｒ含有量は０．１０％以下である。Ｃｒ含有量は、好ましくは０．０８％以下である。Ｃｒ含有量を０．０７％以下とすることが飽和磁束密度の低下抑制の観点からはより好ましい。

Ｎｉ：０～５．０％
ニッケル（Ｎｉ）は、飽和磁束密度を低下させることなく、鋼を固溶強化し、さらに、鋼の電気抵抗を高めて鉄損を低減する。上記効果を安定して有効に得る場合、Ｎｉ含有量を０．０５％以上とすることが好ましい。Ｎｉ含有量を０．０６％以上とすることが高強度化の観点からはより好ましい。
しかしながら、Ｎｉ含有量が５．０％を超えれば、コストが高くなる。したがって、含有させる場合でも、Ｎｉ含有量は５．０％以下である。Ｎｉ含有量は、好ましくは２．０％以下である。Ｎｉ含有量を１．８％以下とすることが過度の高強度化による金型摩耗抑制の観点からはより好ましい。

Ｃｕ：０～５．０％
銅（Ｃｕ）は固溶強化によって鋼の強度を高める。Ｃｕはさらに、５００℃程度の温度で時効処理を実施することにより、微細なＣｕ析出相を生成して、鋼を強化する。上記効果を安定して有効に得る場合、Ｃｕ含有量を０．０５％以上とすることが好ましい。
しかしながら、Ｃｕ含有量が５．０％を超えれば、鋼が脆化する。したがって、含有させる場合でも、Ｃｕ含有量は５．０％以下である。Ｃｕ含有量は、好ましくは２．０％以下である。より好ましくは、Ｃｕ含有量は１．６％以下である。

Ｃａ：０～０．０１０％
希土類元素（ＲＥＭ）：０～０．０１０％
カルシウム（Ｃａ）及びＲＥＭは、鋼中でＳと結合してＳを固定する。これにより、鋼の磁気特性が高まる。上記効果を安定して有効に得る場合、Ｃａ含有量を０．００１％以上、または、ＲＥＭ含有量を０．００２％以上とすることが好ましい。Ｃａ含有量を０．００２％以上、ＲＥＭ含有量を０．００３％以上とすることが磁気特性向上の観点からはより好ましい。
一方、Ｃａ含有量及びＲＥＭ含有量がそれぞれ０．０１０％を超えれば、その効果が飽和して、コストが高くなる。したがって、含有させる場合でも、Ｃａ含有量は０．０１０％以下であり、ＲＥＭ含有量は０．０１０％以下である。Ｃａ含有量を０．００９％以下、ＲＥＭ含有量を０．００９％以下とすることがコストの観点からはより好ましい。

本実施形態におけるＲＥＭは、Ｓｃ、Ｙ、及び、ランタノイド（原子番号５７番のＬａ～７１番のＬｕ）を意味し、ＲＥＭ含有量は、これらの元素の合計含有量を意味する。

［無方向性電磁鋼板の圧延面に平行な断面におけるミクロ組織］
上述の無方向性電磁鋼板の、圧延面に平行な断面において、ミクロ組織は、結晶組織Ａと結晶組織Ｂとからなる。なお、圧延面とは、板状の無方向性電磁鋼板の板面を意味する。

本実施形態において、結晶組織Ａは、結晶粒径が１００μｍ以上の結晶粒で構成される領域である。一方、結晶組織Ｂは、前記結晶組織Ａ以外の結晶組織であり、結晶粒径が１００μｍ未満である。結晶組織Ｂの結晶粒の平均粒径は４０μｍ以下である。

結晶組織Ａは、徐加熱を行う追加熱処理により蚕食されて消失する領域である。結晶組織Ａの面積率が１％未満の場合、結晶組織Ｂが粗粒化しやすくなり無方向性電磁鋼板の強度が低くなる。また、結晶組織Ａの面積率が３０％を超えた場合には、追加熱処理で粒成長させた際の磁気特性が低下（劣化）する。したがって、結晶組織Ａの面積率は１～３０％である。結晶組織Ａの面積率の好ましい下限は５％であり、好ましい上限は２０％である。

圧延面に平行な断面において、結晶組織Ａの面積率を１～３０％とした場合、結晶組織Ｂの面積率は７０～９９％となる。したがって、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板の機械特性は主に結晶組織Ｂにより決定される。
また、結晶組織Ｂは、徐加熱を行う追加熱処理によって粒成長する領域である。
結晶組織Ｂの平均粒径が４０μｍよりも大きければ、追加熱処理前の磁気特性は向上するが、追加熱処理前の強度特性（引張強さおよび／または疲労強度）を満足することが困難となる。
したがって、圧延方向に平行な断面において、結晶組織Ｂの平均粒径は４０μｍ以下とする必要がある。結晶組織Ｂの平均粒径の好ましい上限は３０μｍであり、さらに好ましくは２５μｍである。
また、打ち抜き後の真円度を向上させる観点からは、結晶組織Ａと結晶組織Ｂとを含む結晶組織の平均結晶粒径は４０μｍ超であることがより好ましい。

本実施形態においては、圧延面から板厚の１／４深さ位置の、圧延面に平行な断面において、上述のような組織となっていればよい。これは、圧延面から板厚の１／４深さ位置の組織が、鋼板の代表的な組織であり、鋼板の特性に大きく影響するからである。

［結晶組織Ａの面積率及び結晶組織Ｂの平均粒径の測定方法］
結晶組織Ａの面積率及び結晶組織Ｂの平均粒径は次の方法で測定可能である。

無方向性電磁鋼板の圧延面から板厚の１／４深さ位置の、圧延面に平行な断面を有するサンプルを研磨等により作成する。そのサンプルの研磨面（以下、観察面という）に対して、電解研磨にて表面を調整した後、電子線後方散乱回折法（ＥＢＳＤ）を利用した結晶組織解析を実施する。

ＥＢＳＤ解析により、観察面のうち、結晶方位差が１５°以上となる境界を結晶粒界とし、この結晶粒界で囲まれた個々の領域を一つの結晶粒とし、結晶粒を１００００個以上含む領域（観察領域）を観察する。観察領域において、結晶粒を円相当の面積とした時の直径（円相当径）を粒径と定義する。つまり、粒径とは円相当径を意味する。

粒径が１００μｍ以上である結晶粒で構成される領域を結晶組織Ａと定義して、測定した総面積に対するその領域の面積率を求める。また、直径が１００μｍ未満である結晶粒で構成される領域（すなわち結晶組織Ａ以外の組織）を結晶組織Ｂと定義して、その平均結晶粒径を求める。これらの測定は画像解析により比較的簡単に実施することが可能である。

［結晶組織Ａ及び結晶組織Ｂの硬さ］
本実施形態に係る無方向性電磁鋼板ではさらに、結晶組織Ａと結晶組織Ｂの硬さが式１を満たす。
（ＨｖＡ^２＋ＨｖＢ^２）／２－（ＨｖＡ＋ＨｖＢ）^２／４≦７．０ ・・・式１
ここで、「ＨｖＡ」は結晶組織Ａの、試験力（荷重）５０ｇでのビッカース硬さであり、「ＨｖＢ」は結晶組織Ｂの、試験力（荷重）５０ｇでのビッカース硬さである。ビッカース硬さは、ＪＩＳ Ｚ ２２４４（２００９）に準拠して測定される。

より具体的には、結晶組織Ａの領域内の少なくとも２０点でビッカース硬さを上述の方法で測定し、その平均値を、結晶組織Ａのビッカース硬さＨｖＡと定義する。同様に、結晶組織Ｂの領域内の少なくとも２０点でビッカース硬さを上述の方法で測定し、その平均値を、結晶組織Ｂのビッカース硬さＨｖＢと定義する。結晶組織Ａ及び結晶組織Ｂのビッカース硬さは、電子線後方散乱回折法（ＥＢＳＤ）を利用した結晶組織解析を実施した試料と同様に、無方向性電磁鋼板の圧延面から板厚の１／４深さ位置の、圧延面に並行な断面を有するサンプルを研磨等により作成し、測定に供する。

［ミクロ組織の規定について］
本実施形態に係る無方向性電磁鋼板においては、上述の通り、圧延面に平行な断面におけるミクロ組織において、「結晶組織Ａ」、「結晶組織Ｂ」、さらに「それら結晶組織の硬さの関係式１」が所定の範囲となるように制御される。これらの特徴について以下に説明する。以下の説明において、詳細については未解明の部分もあり、そのメカニズムにおいて、一部は推定であることを断っておく。

本実施形態における「結晶組織Ａ」は、光学顕微鏡の観察では、一般的には「再結晶粒」で蚕食されていない領域、すなわち、「未再結晶組織」と大きな差はない。しかしながら、この結晶組織Ａは仕上げ焼鈍により十分に回復しており、非常に軟質となっている。このため、一般的な「未再結晶組織」とは異なる。また、ＥＢＳＤによる蓄積歪量（例えばＩＱ値）によって評価すると、むしろ、未再結晶組織よりも、再結晶組織に近い。
したがって、本実施形態において、「結晶組織Ａ」は、一般的な未再結晶組織とは区別して定義される。具体的には、電子線後方散乱回折法（ＥＢＳＤ）を利用した結晶組織解析により、結晶方位差が１５°以上となる境界で囲まれた領域の面積を円相当の面積とした時の直径（円相当径）が１００μｍ以上である領域を結晶組織Ａと定義する。

本実施形態における「結晶組織Ｂ」は、加工組織から核発生によりマトリックスとは方位差が大きな結晶が生成して成長した「再結晶組織」と類似する領域である。しかしながら、本実施形態における結晶組織Ｂには、再結晶粒に蚕食されていない領域も含まれる。したがって、本実施形態における「結晶組織Ｂ」は、単純な「再結晶組織」とは区別して定義される。具体的には、電子線後方散乱回折法（ＥＢＳＤ）を利用した結晶組織解析により、結晶方位差が１５°以上となる境界で囲まれた領域の面積を円相当の面積とした時の直径（円相当径）が１００μｍ未満である領域（すなわち結晶組織Ａ以外の組織）を結晶組織Ｂと定義する。

本実施形態に係る無方向性電磁鋼板は、「結晶組織Ａ」の硬さと「結晶組織Ｂ」の硬さとの差が所定の値以下である（つまり、式１を満たす）ことを特徴としている。

（ＨｖＡ^２＋ＨｖＢ^２）／２－（ＨｖＡ＋ＨｖＢ）^２／４＞７．０となると、疲労特性および打抜き後の真円度が低下する。式１は結晶組織Ａと結晶組織Ｂの硬さの関係であり、両者の硬さの差が小さいほど、式１の値は小さくなる。結晶組織Ａと結晶組織Ｂとの間で硬さの差が小さいほど、負荷（疲労）が積み重なったときに結晶組織間の界面での破断等が生じにくく、疲労強度は向上する。特に、比較的粗大な結晶粒径の結晶組織Ａと、それよりも結晶粒径の小さい結晶組織Ｂとの混合組織を有する鋼板では、圧延方向から４５°方向の疲労強度が向上する。また、打抜きの際に、結晶組織間で硬さの差が大きいと、打ち抜き端面に形成されるダレ及びカエリが不均一になりやすく、真円度の低下に繋がる。式１の値が７．０以下である場合、十分な疲労強度が得られ、打抜き後の真円度に優れる。

一方、（ＨｖＡ^２＋ＨｖＢ^２）／２－（ＨｖＡ＋ＨｖＢ）^２／４について、その下限値は特に限定されるものではなく、理論的には０であってもよいが、現実的には困難であるので、当該下限値を０．１以上としてもよい。

また、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板は、粒径分布にも特徴を有する。上述の規定から考えると明らかなように、最大３０％存在する１００μｍ以上の粒径の結晶粒で構成される結晶組織Ａを除く、結晶組織Ｂの平均粒径は４０μｍ以下と非常に小さい。このことは、ミクロ組織において、５０～９０μｍ程度の中間的なサイズの結晶粒がほとんど存在しないことを意味している。つまり、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板では、結晶粒径分布がいわゆる混粒である。
一般的な、例えば、粒径分布が正規分布的であれば、１００μｍの粒径が存在するような粒成長を達成した結晶組織においては、数１０μｍの結晶粒も比較的多く存在し、平均粒径は５０μｍ程度になる。

結晶組織Ａと結晶組織Ｂとが所定の割合で混在し、かつ、硬さの関係（差）が式１を満たす、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板では、追加熱処理を実施せずに利用する場合（回転子用ブランクとしての利用を想定する場合）、優れた強度（引張強さと疲労強度）及び磁気特性を有し、かつ打ち抜き後の真円度が優れている。一方、追加熱処理を実施して利用する場合（固定子用ブランクとしての利用を想定する場合）、追加熱処理により結晶粒成長した際に、鉄損が改善するとともに、真円度の低下および磁束密度の低下が抑制される。

［式Ａについて］
上述の無方向性電磁鋼板において、追加熱処理を実施する前の無方向性電磁鋼板の磁束密度をＢＡ（Ｔ）と定義する。さらに、加熱速度を１００℃／時、最高到達温度を８００℃、及び窒素雰囲気下で８００℃での保持時間を２時間とする追加熱処理を実施した後の、無方向性電磁鋼板の磁束密度をＢＢ（Ｔ）と定義する。このとき、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板において、磁束密度ＢＡとＢＢとが次の式Ａを満たすことが望ましい。
ＢＢ／ＢＡ≧０．９９０ ・・・式Ａ

ＢＢ／ＢＡは、好ましくは０．９９４以上である。ＢＢ／ＢＡの上限は特に限定されないが、追加熱処理により特性劣化がない（つまり、ＢＢ／ＢＡ＝１．０００）ことは、目標とする基準でもある。ただし、追加熱処理により、磁気特性にとって好ましい方位が優先的に成長し、その結果、ＢＢ／ＢＡが１．０００を超える場合もある。ただし、この場合でも、ＢＢ／ＢＡが１．０２５を超えることはほとんどない。

（追加熱処理条件について）
上記のような加熱速度、最高到達温度及び、保持時間は、追加熱処理の条件の一例である。この条件は、現在実用的に実施されている歪取り焼鈍の条件として代表的と考えられる値を用いている。ただし、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板における、追加熱処理による真円度の低下および磁束密度の低下を抑制する効果は、７０体積％以上窒素を含有した雰囲気中で、最高到達温度を７５０～９００℃、とする範囲において、この範囲外のものより優れた効果が得られるため好ましい。

ここで、雰囲気中の窒素の割合が７０体積％未満である場合には、残留する酸素による鋼板の酸化が生じ、所望の磁気特性が得られない場合がある。また、酸素以外の混入物（例えば、アルゴンやヘリウム）を使用する場合にはコストが高くなって、好ましくない。雰囲気中の窒素の割合は、より好ましくは、８０体積％以上であり、更に好ましくは、９０体積％～１００体積％であり、特に好ましくは、９７体積％～１００体積％である。なお、窒素以外の雰囲気ガスは、特に規定するものではないが、一般的に、水素、二酸化炭素、一酸化炭素、水蒸気、メタンなどからなる還元性の混合ガスを用いることができる。これらのガスを得るために、プロパンガスや天然ガスを燃焼させて得る方法が、一般的に採用されている。

また、最高到達温度が７５０℃未満である場合には、追加熱処理後に優れた磁気特性が得られない場合がある。また、歪みの開放のされ方が不均一となり、真円度の低下に繋がる場合がある。一方、最高到達温度が９００℃を超える場合には、絶縁被膜の密着性が低下する場合がある。また、粒成長が進みすぎて、ヒステリシス損失は低下するものの、渦電流損が増加するために、かえって全鉄損は増加する場合がある。さらに、冷却過程で真円度が低下するおそれがある。最高到達温度は、好ましくは、７７５℃以上８５０℃以下である。
加熱速度、及び、保持時間については、上記の値に限定されず、ある程度の広い範囲内でも確認することができる。

追加熱処理では、一般に、高温短時間の熱処理をして粒成長させる仕上げ焼鈍と比較すると、低速度で加熱し、比較的低温かつ長時間の熱処理で粒成長させる。

一般的な仕上げ焼鈍は、１０℃／ｓ（３６０００℃／時）程度の加熱速度で実施されるので、追加熱処理の加熱速度の上限としては、この程度の温度を提示できる。ただし、一般的なコアの歪取り焼鈍を考慮すると、このような高速での加熱は困難である。また、加熱速度が速すぎる場合、加熱が不均一になることも懸念される。したがって、追加熱処理の加熱速度はたとえば、５００℃／時以下が好ましい。

一方、あまりに低速の加熱速度では、後述するような本実施形態に係る無方向性電磁鋼板に特有の粒成長挙動が発現しにくくなる。そのため、追加熱処理の加熱速度の下限は３０℃／時である。

追加熱処理における最高到達温度及び保持時間は、一般的な歪取り焼鈍の条件を考慮し、最高到達温度は７５０～８５０℃、及び７５０℃以上での保持時間は０．５～１００時間である。

本実施形態において、結晶組織Ａ及び結晶組織Ｂの割合、結晶組織Ｂの平均粒径、結晶組織Ａと結晶組織Ｂとの硬さの関係（差）を制御することで、追加熱処理で粒成長させた際の真円度の低下および磁束密度の低下を抑制できる理由については、必ずしも明らかではないが、以下のように推定される。

本実施形態に係る無方向性電磁鋼板は、「結晶組織Ａ」と「結晶組織Ｂ」という混合組織を備えており、かつ「結晶組織Ａ」の硬さと「結晶組織Ｂ」の硬さとの差が所定の値以下である（つまり、式１を満たす）。言い換えると、結晶組織間の界面での硬度差が小さい。この結果、追加熱処理での歪の開放が均一に進みやすくなり、追加熱処理後の真円度が向上すると考えられる。また、疲労強度の向上から、界面の強度も高まったと示唆される。これらの変化は追加熱処理時の界面の移動度の変化に繋がるものであり、追加熱処理時の粒成長挙動の変化を通じて磁気特性の低下が抑制されたと推察される。また、混合組織では打ち抜き時に端面に形成されるダレやカエリの不均一性が顕在化するものの、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板では、結晶組織間の界面での硬度差が小さく、打ち抜き時に端面に形成されるダレやカエリの不均一性は減少する。追加熱処理後の真円度の低下は、有機成分を含む絶縁被膜からのガスの抜けの不均一性にも起因すると考えられ、端面のダレやカエリの不均一性の減少を通じてガスの抜けの不均一性が解消され、真円度が向上すると考えられる。また、界面での硬度差の変化は追加熱処理時の界面の移動度の変化に繋がるものであり、追加熱処理時の粒成長挙動の変化を通じて磁束密度の低下が抑制されたと推察される。

［無方向性電磁鋼板の圧延方向の引張強さ］
本発明の無方向性電磁鋼板は、圧延方向の引張強さが５２０ＭＰａ以上である。引張強さが５２０ＭＰａ未満であると、回転子等の用途において十分な強度が得られない。引張強さを高めるための化学組成は知られているので、適宜調整すればよい。なお、引張強さＴＳ（ＭＰａ）は、ＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１）に準拠して、常温、大気中において引張試験を実施して求める。ここで、引張試験片の平行部幅に比し、極端に短い平行部長さを持つ試験片でなければ、引張強さＴＳは試験片寸法にほとんど影響されないことが知られている。従って、回転子から小型の引張試験片を採取して評価してもよい。回転子を構成した無方向性電磁鋼板においては、後述する冷間圧延あるいは温間圧延にて鋼板表面に形成される模様によって圧延方向を判別することができる。

［複合絶縁被膜］
本実施態様による無方向性電磁鋼板の表面には、有機と無機の複合絶縁被膜を備える。良好な打抜き性を確保するために、樹脂（有機成分）を含有し、一方追加熱処理などでの耐熱性等を考慮して、無機成分を含有する。

ここで、複合絶縁被膜とは、例えば、クロム酸金属塩、リン酸金属塩、又は、コロイダルシリカ、Ｚｒ化合物、Ｔｉ化合物等の無機物の少なくとも何れかを主体とし、微細な有機樹脂の粒子が分散している絶縁被膜である。特に、近年ニーズの高まっている製造時の環境負荷低減の観点からは、リン酸金属塩やＺｒあるいはＴｉのカップリング剤、又は、これらの炭酸塩やアンモニウム塩を出発物質として用いた絶縁被膜が好ましく用いられる。有機成分はたとえば、一般的なアクリル系、アクリルスチレン系、アクリルシリコン系、シリコン系、ポリエステル系、エポキシ系、フッ素系の樹脂である。

［板厚偏差］
本実施態様による無方向性電磁鋼板は、板幅略４００ｍｍあたりの板厚偏差が１μｍ以上２０μｍ以下である。追加熱処理において、複合絶縁被膜に含まれる有機成分からガスが発生する。板厚偏差が２０μｍを越えると、打ち抜き時に端面に形成されるダレやカエリの不均一性が顕著となり、積層された鋼板の間でのガスの抜けが不均一になりやすく、コアの変形が促進される。また、コアを積層した際の積厚が不均一となり、モータの生産性低下に繋がる。一方、板厚偏差が１μｍ未満であると、ガスの抜けが制限されるため、追加熱処理後のコアに膨れ、すなわちコアの変形が促進される場合がある。板厚偏差は、追加熱処理後のコアの変形の抑制および積厚の不均一性の改善の観点から、好ましくは板幅略４００ｍｍあたり１０μｍ以下であり、さらに好ましくは９μｍ以下である。追加熱処理後にはダレやカエリを介した積層鋼板間の導通が懸念されるため、コアの変形の抑制とともにダレやカエリの低減によるモータ性能向上の効果を得る観点からは、略４００ｍｍあたり８μｍ以下が好ましい。

無方向性電磁鋼板の板厚偏差は、仕上げ焼鈍後の無方向性電磁鋼板について、外側マイクロメータ（ＪＩＳ Ｂ ７５０２（２０１６））を使用して測定した板厚から求める。幅が４１２ｍｍ以上の鋼帯の場合、長手方向が同一の位置において幅方向に１００ｍｍの間隔で５点を測定する。板厚偏差はこれら５点の板厚の最大値と最小値の差とする。幅方向の両端部付近はスリット加工などの影響を受けた非定常部のため、板厚測定位置は幅方向の両端より６ｍｍ以上離れた位置とする。幅が４１２ｍｍ未満の鋼帯の場合、長手方向が同一の位置において幅方向の両端より各々６ｍｍ入った２点と当該２点間の距離を３等分する内分点（２点）の計４点を測定する。この場合の板厚偏差は、これら４点の板厚の最大値と最小値の差とする。鋼帯からせん断した鋼板にて板厚偏差を評価する場合は、せん断加工による影響をさけるため、長手方向のせん断位置から６ｍｍ以上離れた位置で板厚を測定する。幅方向の測定位置、測定箇所は鋼帯の場合と同様である。本実施態様における、板幅が略４００ｍｍとは、下限値が３５０ｍｍであってもよく、好ましくは３６０ｍｍである。

なお、上記のような板厚偏差を得るためには、冷間圧延又は温間圧延や仕上げ焼鈍時の張力などを制御するほか、スリット加工時の条件設定によって達成することが好ましい。

また、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板は、モータコアに適した形状に打ち抜かれ、積層されることにより、モータコアとされてもよい。このモータコアは、回転子コアとして好ましく用いることができる。

また、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板は、モータコアに適した形状に打ち抜かれ、積層された後に、上述した追加熱処理が施されることにより、モータコアとされてもよい。このモータコアは、固定子コアとして好ましく用いることができる。
また、このモータコアでは、結晶組織の平均粒径が６０μｍ以上２００μｍ以下であってもよい。これにより、鉄損が低減し、モータとしての効率が向上するという効果が得られる。このモータコアにおける結晶組織は、追加熱処理前とは異なり混粒ではない。そのため、結晶組織は光学顕微鏡写真から測定することができ、例えば５０倍の倍率で撮影した写真を用いればよい。具体的な測定方法としては、結晶組織の平均粒径をＤとするとき、Ｄは、鋼板の圧延方向に平行な板厚垂直断面の光学顕微鏡による組織写真にて、板厚の中心および２ヶ所の１／４厚さの位置でそれぞれ板面に平行な５ｍｍの線を引き、その各線を横切る粒界数の合計で１５ｍｍを除した数をＬとするとき、Ｄ＝１．１２Ｌとして求める。係数である１．１２は、切断法による平均切片長さＬを公称粒径に換算する際の係数から設定した。

［無方向性電磁鋼板の製造方法］
上記の無方向性電磁鋼板の製造方法について説明する。以下に説明する製造方法は、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板の製造方法の一例である。したがって、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板は、以下に説明する製造方法以外の製造方法により製造されてもよい。

本実施形態に係る無方向性電磁鋼板の製造方法は、スラブを熱間圧延して熱延鋼板を製造する工程（熱間圧延工程）と、熱延鋼板に対して焼鈍（熱延板焼鈍）を実施する工程（熱延板焼鈍工程）と、熱延板焼鈍後の熱延鋼板に対して冷間圧延又は温間圧延を実施して中間鋼板を製造する工程（冷間圧延工程又は温間圧延工程）と、中間鋼板に対して仕上げ焼鈍を実施する工程（仕上げ焼鈍工程）とを備える。以下、各工程について説明する。

［熱間圧延工程］
熱延工程では、スラブを熱間圧延して熱延鋼板を製造する。
スラブは周知の方法で製造される。たとえば、転炉又は電気炉等で溶鋼を製造する。製造された溶鋼に対して脱ガス設備等で二次精錬して、上記化学組成を有する溶鋼とする。溶鋼を用いて連続鋳造法又は造塊法によりスラブを鋳造する。鋳造されたスラブを分塊圧延してもよい。

スラブの化学組成は、質量％で、
Ｃ：０．０１００％以下、
Ｓｉ：２．６％以上４．１％以下、
Ｍｎ：０．１％以上３．０ ％以下、
Ｐ：０．１５％以下、
Ｓ：０．００１３％以下、
Ｎ：０．００５０％以下、
Ａｌ：０．１％以上２．０％以下、
Ｍｇ：０．０００２％以上０．０１００ ％以下、
Ｂ：０．０００１～０．００１０％、
Ｓｎ及びＳｂから選択される１種以上：０～０．１００％、
Ｃｒ：０～０．１ ％、
Ｎｉ：０～５．０％、
Ｃｕ：０～５．０％、
Ｃａ：０～０．０１０％、及び、
希土類元素（ＲＥＭ）：０～０．０１０％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなることが好ましい。
また、スラブの化学組成は、
Ｓｎ及びＳｂから選択される１種以上：０．００５～０．１００％、
Ｃｒ：０．０１～０．１％、
Ｎｉ：０．０５～５．０％、
Ｃｕ：０．０５～５．０％、
Ｃａ：０．００１０～０．０１００％、及び、
希土類元素（ＲＥＭ）：０．００２０～０．０１００％以下からなる群から選択される１種以上を含有することがより好ましい。

以上の工程により準備されたスラブに対して、熱間圧延を実施する。熱間圧延工程におけるスラブの好ましい加熱温度は１０００～１２００℃である。スラブの加熱温度が１２００℃を超えれば、熱間圧延前のスラブ中において、結晶粒が粗大化する。本実施形態に係る無方向性電磁鋼板の化学組成のように、Ｓｉ含有量が高い鋼板の組織はスラブの段階からフェライト単相である。また、熱間圧延工程での熱履歴において、組織が変態しない。そのため、スラブの加熱温度が高すぎれば、結晶粒が粗大化しやすく、熱間圧延後に粗大な加工組織（扁平組織）が残留しやすくなる。粗大な扁平組織は熱間圧延工程の次工程である熱延板焼鈍工程において再結晶によって消失しにくい。熱延板焼鈍組織において、粗大な扁平組織が残存すると、その後の工程が好ましいものであっても、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板に要求される組織が得られなくなる。したがって、スラブの加熱温度の上限は１２００℃である。
一方、スラブの加熱温度が低すぎれば、スラブの加工性が低くなり、一般的な熱延設備での生産性が低下する。したがって、スラブの加熱温度の下限は１０００℃である。
スラブ加熱温度の好ましい上限は１１８０℃であり、より好ましくは１１６０℃である。スラブ加熱温度の好ましい下限は１０５０℃であり、より好ましくは１１００℃である。
熱間圧延条件については、公知の条件で行えばよい。

［熱延板焼鈍工程］
熱延板焼鈍工程では、熱間圧延工程により製造された熱延鋼板に対して、焼鈍（熱延板焼鈍）を実施する。磁気特性に悪影響をおよぼす｛１１１｝は冷間圧延前の粒界近傍から発達するため、熱延板焼鈍によって冷間圧延前の組織を粗粒の再結晶組織とし、粒界を減じることで｛１１１｝の発達を抑制することができる。

最高到達温度Ｔｍａｘ：９００～１１５０℃
熱延板焼鈍における最高到達温度Ｔｍａｘを９００～１１５０℃とする。最高到達温度Ｔｍａｘが低すぎれば熱延板焼鈍後（冷間圧延前）の組織が細粒、あるいは未再結晶となり、最終製品の磁気特性が劣化する。一方、最高到達温度Ｔｍａｘが高すぎれば、再結晶粒組織が過度に粗大となり後工程にて割れ破断しやすくなり、歩留まりが著しく低下する。熱延板焼鈍の熱処理時間は特に限定されない。熱処理時間は例えば２０秒～４分である。なお、熱延板焼鈍の前、あるいは後に、鋼板表面に生成した酸化層を酸洗により除去する公知の酸洗工程を有してもよい。

［冷間圧延又は温間圧延工程］
熱延板焼鈍工程後の熱延鋼板に対して、冷間圧延又は温間圧延を実施する。ここで、温間圧延とは、１５０～６００℃に加熱した熱延鋼板に対して圧延を実施する工程を意味する。

冷間圧延又は温間圧延における圧下率は８３％以上であることが好ましい。ここで、圧下率（％）は次の式で定義される。
圧下率（％）＝（１－最後の冷間又は温間圧延後の中間鋼板の板厚／最初の冷間又は温間圧延開始前の熱延鋼板の板厚）×１００

圧下率が８３％未満であれば、次工程の仕上げ焼鈍工程に必要となる再結晶核の量が不足する。この場合、結晶組織Ａの分散状態を適正に制御しにくくなる。圧下率が８３％以上であれば、十分な量の再結晶核を確保できる。これは、冷間圧延又は温間圧延で十分な歪みを導入することにより、再結晶核が分散及び増加するためと考えられる。以上の工程により、中間鋼板を製造する。

［仕上げ焼鈍工程］
冷間圧延又は温間圧延工程により製造された中間鋼板に対して、仕上げ焼鈍を実施する。仕上げ焼鈍の条件は次のとおりである。

最高到達温度（焼鈍温度）：７００～８５０℃
仕上げ焼鈍時の最高到達温度が７００℃未満の場合、再結晶が十分に進行しない。この場合、無方向性電磁鋼板の磁気特性が低下する。さらに、仕上げ焼鈍を連続焼鈍により実施する場合、無方向性電磁鋼板の板形状の矯正効果が十分に得られない。一方、仕上げ焼鈍時の最高到達温度が８５０℃を超えれば、結晶組織Ａの面積率が１％未満となって、無方向性電磁鋼板の強度が低下する。なお、仕上げ焼鈍時の最高到達温度は８５０℃未満であることが、追加熱処理前の強度、疲労特性、真円度ならびに追加熱処理後の磁気特性、真円度を向上させる観点からはより好ましい。
生産性を低下させずに、十分に加熱して所望の組織を得るという観点から、最高到達温度での均熱時間は、１～５０秒であることが好ましい。

５００℃から６００℃までの昇温過程における昇温速度Ｓ１（℃／秒）について、下記式２を満たす。
３００≦Ｓ１≦１０００ ・・・式２
所望の機械特性（高強度）を達成するために、上記の最高到達温度を設定している。この最高到達温度に至るまでのＦｅ原子が移動し得る温度領域をできるだけ早く通過することで、所望の機械特性（高強度）を有する結晶組織を得やすくなる。昇温速度が３００℃／秒未満であると、所望の機械特性（高強度）が得られないことがある。一方、昇温速度が１０００℃／秒を越えると、最高到達温度の制御が困難になることがある。そのため、昇温速度Ｓ１（℃／秒）について、式２を満たすように規定する。
昇温速度Ｓ１を適用する温度範囲は５００℃から６００℃までとする。昇温速度Ｓ１が高く、最高到達温度の制御が困難になることがあるためである。

また、室温から５００℃までの昇温過程における昇温速度Ｓ２を１００℃／秒以上３００℃／秒以下とすることがより好ましい。これにより打ち抜き後の真円度および追加熱処理後の真円度が向上するという効果がある。

また、６００℃から最高到達温度までの昇温過程における昇温速度Ｓ３を２０℃／秒以上１００℃／秒以下とすることがより好ましい。これにより打ち抜き後の真円度および追加熱処理後の真円度が向上するという効果がある。

以上の工程により、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板が製造される。なお、上述の製造方法では、熱延板焼鈍工程後、１回の冷間圧延又は温間圧延工程で、無方向性電磁鋼板の板厚を最終の板厚とする。

［複合絶縁皮膜形成工程］
上記製造方法はさらに、仕上げ焼鈍工程後の無方向性電磁鋼板の表面に対して、積層状態での鉄損を低減するために樹脂（有機成分）を含有する有機－無機複合の絶縁被膜を形成する工程（複合絶縁皮膜形成工程）を実施してもよい。複合絶縁被膜形成工程は周知の方法で実施すれば足りる。

複合絶縁被膜とは、例えば、クロム酸金属塩、リン酸金属塩、又は、コロイダルシリカ、Ｚｒ化合物、Ｔｉ化合物等の無機物の少なくとも何れかを主体とし、微細な有機樹脂の粒子が分散している絶縁被膜である。特に、近年ニーズの高まっている製造時の環境負荷低減の観点からは、リン酸金属塩やＺｒあるいはＴｉのカップリング剤、又は、これらの炭酸塩やアンモニウム塩を出発物質として用いた絶縁被膜が好ましく用いられる。有機成分はたとえば、一般的なアクリル系、アクリルスチレン系、アクリルシリコン系、シリコン系、ポリエステル系、エポキシ系、フッ素系の樹脂である。加熱及び／又は加圧することにより接着能を発揮する絶縁コーティングを施してもよい。接着能を有する絶縁コーティングはたとえば、アクリル系、フェノール系、エポキシ系、メラミン系の樹脂である。

［モータコアの製造方法］
モータコアの製造方法について説明する。本実施形態に係るモータコアの製造方法は、所定の無方向性電磁鋼板を、コア形状に打ち抜いて積層した後、所定の追加熱処理を実施する、工程を含む。
以下、所定の条件について説明する。

モータコアの製造のために用いる無方向性電磁鋼板は、所定の引張強さ、結晶組織、板厚偏差、複合絶縁被膜を有する無方向性電磁鋼板であって、上述された本発明の一実施形態に係る無方向性電磁鋼板を用いることができる。

なお、モータコアの製造のために用いる無方向性電磁鋼板は、下記の打ち抜き工程へ供する前に、スリット加工によって所定の板幅へ加工されてもよい。具体的には、出荷されたコイル状態の幅の広い無方向性電磁鋼板から無方向性電磁鋼板を巻き出していき、その下流側に配置された回転する円盤状の刃によって連続して切断することで複数の所定の板幅のコイルに分け、巻き取る。このとき、板幅の精度および所定の板厚偏差を確保するために無方向性電磁鋼板をパッドにより押さえつける等して張力を付与する。

［打ち抜き工程］
まず、本実施形態の電磁鋼板を、所望するコア形状に打ち抜き、積層枚数等に応じて、所望する枚数の打ち抜き部材を作製する。本実施形態による、追加熱処理後の打ち抜き部の真円度を確認するために、打ち抜き部の形状は真円としてもよい。電磁鋼板を打ち抜いて、打ち抜き部材を作成する方法は特に限定されず、従来公知のいずれの方法を採用してもよい。

［積層工程］
打ち抜き工程で作成した打ち抜き部材を積層することによりモータコアが得られる。具体的には、所望する形状に打ち抜かれた部材を、所望する枚数組み合わせて、打ち抜き部が揃って重なるように、これを積層する。
なお、積層した打ち抜き部材を固定する方法は、特に限定されず、従来公知のいずれの方法を採用してもよい。例えば、打ち抜き部材に、公知の接着剤を塗布して接着剤層を形成し、接着剤層を介して固定してもよい。また、かしめ加工を適用して、各々の打ち抜き部材に形成された凹凸部を機械的に相互に嵌め合わして固定してもよい。

無方向性電磁鋼板に対して、上記の打ち抜き工程及び積層工程を実施することにより、モータコアが得られる。このモータコアは、真円度が良好であるため、回転子コアとして好ましく用いることができる。

［追加熱処理工程］
追加熱処理は、上述された本発明の一実施形態に係る無方向性電磁鋼板のための追加熱処理を用いることができる。すなわち、本実施形態に係るモータコアは、打ち抜き部材を積層した後に、７０体積％以上窒素を含有した雰囲気中で、最高到達温度：７５０℃～９００℃、で追加熱処理を施すことが好ましい。加熱速度は３０℃／時～５００℃／時であってもよく、７５０℃以上での保持時間は０．５時間～１００時間であってもよい。この追加熱処理を行うことで、モータコアは、不要な歪が均一に解放され、打ち抜き部の真円度が向上し、また、鉄損が改善するとともに、磁束密度の低下が抑制される。

無方向性電磁鋼板に対して、上記の打ち抜き工程、積層工程及び追加熱処理工程を実施することにより、モータコアが得られる。このモータコアは、真円度及び磁気特性が良好であるため、固定子コアとして好ましく用いることができる。

なお、上記実施形態の各要素は、互いに組み合わせることが可能であることは自明である。

（実施例１）
以下に、本発明の態様を実施例により具体的に説明する。これらの実施例は、本発明の効果を確認するための一例であり、本発明を限定するものではない。

［製造工程］
表１に示す化学組成を有する各スラブを準備した。

表１に記載の成分（残部がＦｅ及び不純物）を有する各スラブに対して、表２－１及び表２－２に示す各スラブ加熱温度で加熱し、熱間圧延を実施して、２．２ｍｍの板厚の各熱延鋼板を製造した。熱間圧延時の仕上げ温度ＦＴ（℃）は８９０～９２０℃、及び巻取り温度ＣＴ（℃）は５８０～６５０℃であった。

製造された各熱延鋼板に対して、熱延板焼鈍を実施した。熱延板焼鈍では、いずれの試験番号においても、最高到達温度は９００℃で保持時間は２分であった。

熱延板焼鈍後の熱延鋼板に対して、酸洗後に冷間圧延を実施して中間鋼板を製造した。冷間圧延時の圧下率はいずれの試験番号においても、８９％であった。以上の工程により、板厚０．２５ｍｍの中間鋼板（冷延鋼板）を製造した。

中間鋼板に対して、仕上げ焼鈍を実施した。仕上げ焼鈍における最高到達温度及び５００℃から６００℃までの昇温過程の昇温速度（加熱速度）は表２－１及び表２－２に示すとおりであった。また、保持時間はいずれの試験番号でも２０秒であった。

仕上げ焼鈍後の無方向性電磁鋼板に対して、リン酸系無機物とエポキシ系有機物を含有する周知の絶縁被膜をコーティングした。以上の工程により、各試験番号の無方向性電磁鋼板を製造した。仕上げ焼鈍後の無方向性電磁鋼板を分析した結果、化学組成は表１のとおりであった。

［評価試験］
製造された各試験番号の無方向性電磁鋼板に対して、次の評価試験を実施した。

［板厚偏差］
各試験番号の仕上げ焼鈍後の無方向性電磁鋼板について、板厚偏差を求めた。いずれの試験番号も板幅は４１６ｍｍであり、長手方向が同一の位置において幅方向の両端部から８ｍｍ離れた位置から１００ｍｍの間隔で５点の板厚を測定し、最大値と最小値の差を板厚偏差とした。板厚は鋼板へせん断した後に測定し、せん断加工の影響をさけるため、せん断位置から長手方向に８ｍｍ離れた位置とした。

［仕上げ焼鈍後の無方向性電磁鋼板に対する評価試験］
［結晶組織測定試験］
各試験番号の仕上げ焼鈍後の無方向性電磁鋼板の圧延面に平行な断面を含むサンプルを採取した。上記断面は、表面から板厚方向に板厚の１／４深さ位置での断面とした。この断面に相当するサンプル表面を観察面とした。

サンプルの観察面に対して、電解研磨で表面を調整した後、電子線後方散乱回折法（ＥＢＳＤ）を利用した結晶組織解析を実施した。ＥＢＳＤ解析により、観察面のうち、結晶方位差が１５°以上となる境界を結晶粒界とし、上記結晶粒界で囲まれた個々の領域を一つの結晶粒と判断し、結晶粒を１００００個以上含む領域（観察領域）を観察対象とした。観察領域において、各結晶粒の面積と同等の面積を有する円の直径（円相当径）を各結晶粒の粒径と定義した。
粒径が１００μｍ以上の結晶粒で構成される領域を結晶組織Ａと定義して、その面積率（％）を求めた。また、直径が１００μｍ未満の結晶粒で構成される領域を結晶組織Ｂと定義して、その平均結晶粒径（μｍ）を求めた。これらの測定は観察領域の画像解析により求めた。

［結晶組織の硬さ］
結晶組織Ａの領域内の任意の２０点でＪＩＳ Ｚ ２２４４（２００９）に準拠したビッカース硬さ試験を実施した。試験力（荷重）は５０ｇとした。得られたビッカース硬さの平均値を、結晶組織Ａの硬さＨｖＡとした。
同様に、結晶組織Ｂの領域内の任意の２０点でＪＩＳ Ｚ ２２４４（２００９）に準拠したビッカース硬さ試験を実施した。試験力は５０ｇとした。得られたビッカース硬さの平均値を、結晶組織Ｂの硬さＨｖＢとした。
上記の硬さＨｖＡおよびＨｖＢから、下記式１の値を計算し、７．０以下であるかを確認した。
（ＨｖＡ^２＋ＨｖＢ^２）／２－（ＨｖＡ＋ＨｖＢ）^２／４ ・・・式１

［引張試験］
各試験番号の無方向性電磁鋼板から、ＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１）に規定されたＪＩＳ５号引張試験片を作製した。各引張試験片の平行部は無方向性電磁鋼板の圧延方向に平行であった。作製された引張試験片を用いて、ＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１）に準拠して、常温、大気中において引張試験を実施して、引張強さＴＳ（ＭＰａ）を求めた。

［疲労試験］
疲労強度は、ＪＩＳ Ｚ ２２７３（１９７８）に規定された疲労試験により求めることができる。ここでは、油圧サーボ疲労試験機（島津製作所製 荷重容量１０ｋＮ）を用い、室温、大気雰囲気中にて、荷重制御、応力比０．１、繰り返し速度２０Ｈｚの条件で片振り引張りによる疲労試験を実施した。未破断の場合の試験打ち切り繰り返し数は１０^７回とし、破断しなかった最大応力を疲労強度（ＭＰａ）とした。本発明においては、疲労強度が４５０ＭＰａ以上であれば、優れた疲労強度を有すると判断した。ここで、試験片の長さは１８０ｍｍ、つかみ部の幅は３０ｍｍ、Ｒ４０にて幅をせまくし、平行部の幅は１０ｍｍ、平行部の長さは２０ｍｍとした。また、試験片の長手方向が圧延方向から４５°の方向に一致するように採取した。

［追加熱処理前の真円度］
各試験番号の無方向性電磁鋼板から、２５ｔ連続順送プレス機にて、２５０ストローク／分の打ち抜き速度で外径７９．５ｍｍの回転子に真円の金型で打ち抜き、６０枚積みのコアにカシメた。打ち抜いた回転子コアの円周部の外径を測定し、その最大値と最小値の比を真円度とし、以下の基準により、真円度を評価した。
Ｅｘｃｅｌｌｅｎｔ：真円度 ０．９９９９以上１以下
Ｖｅｒｙ Ｇｏｏｄ：真円度 ０．９９９８超～０．９９９９未満
Ｇｏｏｄ ：真円度 ０．９９９７超～０．９９９８以下
Ｐｏｏｒ ：真円度 ０．９９９７未満

［追加熱処理前の無方向性電磁鋼板の磁気特性評価試験］
各試験番号の無方向性電磁鋼板から、ＪＩＳ Ｃ ２５５０－１（２０１１）に準拠して、圧延方向（Ｌ方向）及び圧延直角方向（Ｃ方向）にそれぞれ切り出したエプスタイン試験片を準備した。エプスタイン試験片に対して、ＪＩＳ Ｃ ２５５０－１（２０１１）及び２５５０－３（２０１１）に準拠した電磁鋼帯試験方法を実施して、磁気特性（磁束密度Ｂ_５０及び鉄損Ｗ_{１０／４００}）を求めた。追加熱処理前の本試験により得られた磁束密度Ｂ_５０を、磁束密度ＢＡ（Ｔ）と定義した。

［追加熱処理後の無方向性電磁鋼板の磁気特性評価試験］
各試験番号の無方向性電磁鋼板から、ＪＩＳ Ｃ ２５５０－１（２０１１）に準拠して、圧延方向（Ｌ方向）及び圧延直角方向（Ｃ方向）にそれぞれ切り出したエプスタイン試験片を準備した。エプスタイン試験片に対して、窒素雰囲気中にて、加熱速度を１００℃／時、最高到達温度を８００℃、最高到達温度８００℃での保持時間を２時間として、追加熱処理を実施した。

追加熱処理後のエプスタイン試験片に対して、ＪＩＳ Ｃ ２５５０－１（２０１１）及び２５５０－３（２０１１）に準拠して、磁気特性（磁束密度Ｂ_５０及び鉄損Ｗ_{１０／４００}）を求めた。追加熱処理後の本試験により得られた磁束密度Ｂ_５０を、磁束密度ＢＢ（Ｔ）と定義した。

［追加熱処理後の真円度］
各試験番号の無方向性電磁鋼板から、２５ｔ連続順送プレス機にて、２５０ストローク／分の打ち抜き速度で、内径８０．０ｍｍ、外径１００ｍｍのいずれも真円の金型で打ち抜き、６０枚積みのコアにカシメた。得られたリング状のコアはモータにおける固定子コアを模擬しており、内周部の真円度が回転子コアとのエアギャップ精度の指標となり得る。上記リング状のコアに対し、窒素雰囲気中にて、加熱速度を１００℃／時、最高到達温度を８００℃、最高到達温度８００℃での保持時間を２時間とする追加熱処理を実施した。追加熱処理後の内周部の径を測定し、その最大値と最小値の比を真円度とし、以下の基準により、真円度を評価した。
Ｅｘｃｅｌｌｅｎｔ：真円度 ０．９９９９以上１以下
Ｖｅｒｙ Ｇｏｏｄ：真円度 ０．９９９８超～０．９９９９未満
Ｇｏｏｄ ：真円度 ０．９９９７超～０．９９９８以下
Ｐｏｏｒ ：真円度 ０．９９９７未満

追加熱処理後の結晶組織の平均粒径Ｄは、鋼板の圧延方向に平行な板厚垂直断面を光学顕微鏡にて５０倍の倍率で撮影し、板厚の中心および２ヶ所の１／４厚さの位置でそれぞれ板面に平行な５ｍｍの線を引き、その各線を横切る粒界数の合計で１５ｍｍを除した数であるＬを用い、平均粒径Ｄ＝１．１２Ｌとして求めた。

［試験結果］
上記評価試験により得られた結果を表２－１及び表２－２に示す。

試験番号１－１～１－２１および試験番号１－３９～１－４４、１－４７の無方向性電磁鋼板の化学組成は適切であり、製造条件も適切であった。その結果、板厚偏差は２０μｍ以下であり、結晶組織Ａの面積率は１～３０％であり、結晶組織Ｂの平均粒径は４０μｍ以下であった。さらに、結晶組織Ａの硬さＨｖＡと結晶組織Ｂの硬さＨｖＢの関係式１は７．０以下であった。引張強さＴＳは６４０ＭＰａ以上であり、疲労強度は４５０ＭＰａ以上であり、優れた強度を示した。また、打抜き後（追加加熱処理前）の真円度はＧｏｏｄ、Ｖｅｒｙ Ｇｏｏｄ、またはＥｘｃｅｌｌｅｎｔであった。

さらに、追加熱処理後の磁束密度ＢＢは１．６４Ｔ以上であり、鉄損Ｗ_{１０／４００}は１２．５Ｗ／ｋｇ未満であり、優れた磁気特性が得られた。さらに、追加熱処理前の磁束密度ＢＡに対する追加熱処理後の磁束密度ＢＢの比（ＢＢ／ＢＡ）は０．９９０以上であり、追加熱処理後においても、磁束密度の低下が抑制された。また、追加加熱処理後の真円度はＧｏｏｄ、Ｖｅｒｙ Ｇｏｏｄ、またはＥｘｃｅｌｌｅｎｔであった。

一方、試験番号１－２２では、Ｃ含有量が本発明範囲を外れた。その結果、鉄損Ｗ_{１０／４００}が１２．５Ｗ／ｋｇより大きかった。
試験番号１－２３では、Ｓｉ含有量が本発明範囲より不足していた。その結果、十分な引張強さ、疲労強度が達成できず、鉄損Ｗ_{１０／４００}が１２．５Ｗ／ｋｇより大きかった。
試験番号１－２４では、Ｍｎ含有量が本発明範囲を外れた。その結果、磁束密度ＢＢが１．６４Ｔ未満と低く、鉄損Ｗ_{１０／４００}が１２．５Ｗ／ｋｇより大きかった。
試験番号１－２５では、Ａｌ含有量が本発明範囲を外れた。その結果、磁束密度ＢＢが１．６４Ｔ未満と低く、鉄損Ｗ_{１０／４００}が１２．５Ｗ／ｋｇより大きかった。
試験番号１－２６では、Ｐ含有量が本発明範囲を外れた。その結果、冷間圧延にて割れが発生し、以降の工程に進めることができなかった。
試験番号１－２７では、Ｓ含有量が本発明範囲を外れた。その結果、追加熱処理後の鉄損Ｗ_{１０／４００}が１２．５Ｗ／ｋｇより大きかった。
試験番号１－２８では、Ｎ含有量が本発明範囲を外れた。その結果、追加熱処理後の鉄損Ｗ_{１０／４００}が１２．５Ｗ／ｋｇより大きかった。
試験番号１－２９では、Ｓｉ含有量が本発明範囲より過剰であった。その結果、冷間圧延にて割れが発生し、以降の工程に進めることができなかった。

試験番号１－３０では、Ｂ含有量が本発明範囲より不足しており、結晶組織Ａおよび結晶組織Ｂの硬さの関係式１の値が本発明の範囲外であった。その結果、十分な疲労強度が達成できず、打抜き後の真円度もＰｏｏｒであった。さらに、追加熱処理後の鉄損Ｗ_{１０／４００}が１２．５Ｗ／ｋｇより大きく、追加熱処理後の真円度もＰｏｏｒであった。
試験番号１－３１では、Ｂ含有量が本発明範囲より過剰であり、結晶組織Ａおよび結晶組織Ｂの硬さの関係式１の値が本発明の範囲外であった。その結果、十分な疲労強度が達成できず、打抜き後の真円度もＰｏｏｒであった。さらに、追加熱処理後の鉄損Ｗ_{１０／４００}が１２．５Ｗ／ｋｇ以上であり、追加熱処理後の真円度もＰｏｏｒであった。
試験番号１－３２では、ＭｇおよびＢ含有量が本発明範囲より不足しており、結晶組織Ａおよび結晶組織Ｂの硬さの関係式１の値が本発明の範囲外であった。その結果、十分な疲労強度が達成できず、打抜き後の真円度もＰｏｏｒであった。さらに、追加熱処理後の鉄損Ｗ_{１０／４００}が１２．５Ｗ／ｋｇより大きく、追加熱処理後の真円度もＰｏｏｒであった。
試験番号１－３３では、ＭｇおよびＢ含有量が本発明範囲より不足し、さらに仕上げ焼鈍の昇温速度（加熱速度）が本発明の範囲を外れ、結晶組織Ａおよび結晶組織Ｂの硬さの関係式１の値が本発明の範囲外であった。その結果、十分な疲労強度が達成できず、打抜き後の真円度もＰｏｏｒであった。さらに、追加熱処理後の鉄損Ｗ_{１０／４００}が１２．５Ｗ／ｋｇより大きく、追加熱処理後の真円度もＰｏｏｒであった。

なお、試験番号１－３４では、仕上げ焼鈍時の加熱速度が一定であったため、鋼組成と加熱速度Ｓ１が同一の試験番号１－１と比較して、結晶組織Ａおよび結晶組織Ｂの硬さの関係式１の値が大きかった。その結果、打ち抜き後の真円度、追加熱処理後の真円度ともＧｏｏｄであった。
試験番号１－４９では仕上げ焼鈍時の加熱速度Ｓ２が好ましい範囲の下限を下回っていた。また、試験番号１－５０では、仕上げ焼鈍時の加熱速度Ｓ３が好ましい範囲の下限を下回っていた。そのため、これらの実施例では、鋼組成と加熱速度Ｓ１が同一の試験番号１－１と比較して、結晶組織Ａおよび結晶組織Ｂの硬さの関係式１が大きかった。その結果、打ち抜き後の真円度、追加熱処理後の真円度ともＧｏｏｄであった。

試験番号１－３５では、仕上げ焼鈍の加熱速度と最高到達温度が本発明範囲の上限を外れた。そのため、結晶組織Ａの面積率が低く、結晶組織Ａおよび結晶組織Ｂの硬さの関係式１の値が本発明の範囲外であった。その結果、十分な疲労強度が達成できず、打抜き後の真円度もＰｏｏｒであった。さらに、追加熱処理後の鉄損Ｗ_{１０／４００}が１２．５Ｗ／ｋｇより大きく、追加熱処理後の真円度もＰｏｏｒであった。
試験番号１－３６では、仕上げ焼鈍の最高到達温度が本発明範囲の下限を下回り、結晶組織Ａの面積率が高く、結晶組織Ａおよび結晶組織Ｂの硬さの関係式１の値が本発明の範囲外であった。その結果、十分な疲労強度が達成できず、打抜き後の真円度もＰｏｏｒであった。さらに、追加熱処理後の鉄損Ｗ_{１０／４００}が１２．５Ｗ／ｋｇより大きく、追加熱処理後の真円度もＰｏｏｒであった。
試験番号１－３７では、スラブ加熱温度が高く、仕上げ焼鈍の最高到達温度が本発明範囲の上限の上回り、結晶組織Ｂの粒径が大きく、結晶組織Ａおよび結晶組織Ｂの硬さの関係式１の値が本発明の範囲外であった。その結果、十分な疲労強度が達成できず、打抜き後の真円度もＰｏｏｒであった。さらに、追加熱処理後の鉄損Ｗ_{１０／４００}が１２．５Ｗ／ｋｇより大きく、追加熱処理後の真円度もＰｏｏｒであった。
試験番号１－３８では、仕上げ焼鈍の加熱速度が本発明範囲の下限を下回り、最高到達温度が本発明範囲の上限を上回った。そのため結晶組織Ａの面積率が低く、結晶組織Ａの硬度が測定できず、硬さの関係式１の値が得られなかった。さらに結晶組織Ｂの粒径も大きかった。その結果、十分な疲労強度が達成できず、打抜き後の真円度もＰｏｏｒであった。さらに、追加熱処理後の鉄損Ｗ_{１０／４００}が１２．５Ｗ／ｋｇより大きく、追加熱処理後の真円度もＰｏｏｒであった。

試験番号１－４５では、Ｍｎ含有量が本発明範囲の下限を下回り、結晶組織Ａおよび結晶組織Ｂの硬さの関係式１の値が本発明の範囲外であった。その結果、十分な疲労強度が達成できず、打抜き後の真円度もＰｏｏｒであった。さらに、追加熱処理後の鉄損Ｗ_{１０／４００}が１２．５Ｗ／ｋｇより大きく、追加熱処理後の真円度もＰｏｏｒであった。
試験番号１－４６では、Ａｌ含有量が本発明範囲の下限を下回り、結晶組織Ａおよび結晶組織Ｂの硬さの関係式１の値が本発明の範囲外であった。その結果、十分な疲労強度が達成できず、打抜き後の真円度もＰｏｏｒであった。さらに、追加熱処理後の鉄損Ｗ_{１０／４００}が１２．５Ｗ／ｋｇより大きく、追加熱処理後の真円度もＰｏｏｒであった。
試験番号１－４８では、Ｍｇ含有量が本発明範囲の上限を越え、結晶組織Ａおよび結晶組織Ｂの硬さの関係式１の値が本発明の範囲外であった。その結果、十分な疲労強度が達成できず、打抜き後の真円度もＰｏｏｒであった。さらに、追加熱処理後の鉄損Ｗ_{１０／４００}が１２．５Ｗ／ｋｇより大きく、追加熱処理後の真円度もＰｏｏｒであった。

（実施例２）

表１中の鋼種Ａ～Ｇのスラブを準備した。準備されたスラブに対して、表３に示すスラブ加熱温度で加熱し、熱間圧延を実施して２．２ｍｍの板厚の熱延鋼板を製造した。熱間圧延時の仕上げ温度ＦＴは８９０～９２０℃であり、巻取り温度ＣＴは５８０～６３０℃であった。

製造された熱延鋼板に対して、熱延板焼鈍を実施した。熱延板焼鈍では、試験番号２－１～２－１５において、最高到達温度は９５０℃で保持時間は２分であった。また、試験番号２－１６において、最高到達温度は８００℃で保持時間は２分、試験番号２－１７において、最高到達温度は１１７０℃で保持時間は２分であった。

熱延板焼鈍後の熱延鋼板に対して、酸洗後に冷間圧延を実施して中間鋼板を製造した。冷間圧延時の圧下率はいずれの試験番号においても、８９％であった。以上の工程により、板厚０．２５ｍｍの中間鋼板（冷延鋼板）を製造した。

中間鋼板に対して、仕上げ焼鈍を実施した。仕上げ焼鈍における最高到達温度及び５００℃から６００℃までの昇温過程の昇温速度（加熱速度）は表３に示すとおりであった。また、保持時間はいずれの試験番号も２０秒であった。

仕上げ焼鈍後の無方向性電磁鋼板に対して、リン酸系無機物とエポキシ系有機物を含有する周知の絶縁被膜をコーティングした。以上の工程により、各試験番号の無方向性電磁鋼板を製造した。仕上げ焼鈍後の無方向性電磁鋼板を分析した結果、化学組成は表１のとおりであった。

［評価試験］
実施例１と同じ方法により、仕上げ焼鈍後の無方向性電磁鋼板に対して、板厚の偏差、結晶組織Ａの面積率（％）、結晶組織Ｂの平均結晶粒径（μｍ）、結晶組織Ａのビッカース硬さＨｖＡ、結晶組織Ｂのビッカース硬さＨｖＢ、硬さＨｖＡおよびＨｖＢの関係式１の値、引張強さＴＳ（ＭＰａ）、疲労強度（ＭＰａ）、追加熱処理前の磁束密度ＢＡ、鉄損Ｗ_{１０／４００}及び打抜き後（追加加熱処理前）の真円度を求めた。追加熱処理の条件は、実施例１と同一とした。

さらに、実施例１と同じ方法により、追加熱処理後の無方向性電磁鋼板の磁気特性（磁束密度ＢＢ及び鉄損Ｗ_{１０／４００}）、追加熱処理後の真円度、並びに追加熱処理後の結晶組織の平均粒径をそれぞれ求めた。

［試験結果］
得られた結果を表３に示す。
試験番号２－１、２－３、２－５、２－７、２－９、２－１１及び２－１３の無方向性電磁鋼板の化学組成は適切であり、製造条件も適切であった。その結果、板厚偏差は２０μｍ以下であり、結晶組織Ａの面積率は１～３０％であり、結晶組織Ｂの平均粒径は４０μｍ以下であった。さらに、結晶組織Ａの硬さＨｖＡと結晶組織Ｂの硬さＨｖＢの関係式１の値は７．０以下であった。そのため、引張強さＴＳは６４０ＭＰａ以上であり、疲労強度は４５０ＭＰａ以上であり、優れた強度を示した。また、打抜き後（追加加熱処理前）の真円度はＧｏｏｄまたはＥｘｃｅｌｌｅｎｔであった。

さらに、追加熱処理後の磁束密度ＢＢは１．６４Ｔ以上であり、鉄損Ｗ_{１０／４００}は１２．５Ｗ／ｋｇ未満であり、優れた磁気特性が得られた。さらに、追加熱処理前の磁束密度ＢＡに対する追加熱処理後の磁束密度ＢＢの比（ＢＢ／ＢＡ）は０．９９０以上であり、追加熱処理後においても、磁束密度の低下が抑制された。また、追加加熱処理後の真円度はＧｏｏｄまたはＥｘｃｅｌｌｅｎｔであった。

一方、試験番号２－２では、スラブ加熱温度が高すぎた。そのため、結晶組織Ａおよび結晶組織Ｂの硬さの関係式１の値が本発明の範囲外であった。その結果、十分な疲労強度が達成できず、打抜き後及び追加熱処理後の真円度もＰｏｏｒであった。さらに、追加熱処理後の鉄損Ｗ_{１０／４００}が１２．５Ｗ／ｋｇ以上であった。

試験番号２－４、２－１２及び２－１４では、仕上げ焼鈍の最高到達温度が８００℃を越えた。そのため、結晶組織Ａの面積率が１％未満となり、結晶組織Ａの硬度が測定できず、硬さの関係式１の値が得られなかった。その結果、引張強さＴＳが６４０ＭＰａ未満であり、疲労強度は４５０ＭＰａ未満であり、十分な強度が達成できず、打抜き後及び追加熱処理後の真円度もＰｏｏｒであった。さらに、追加熱処理後の鉄損Ｗ_{１０／４００}が１２．５Ｗ／ｋｇより大きかった。

試験番号２－６では、仕上げ焼鈍の昇温速度（加熱速度）が本発明の範囲より高かった。そのため、結晶組織Ａの面積率が１％未満となり、結晶組織Ａの硬度が測定できず、硬さの関係式１の値が得られなかった。その結果、疲労強度は４５０ＭＰａ未満であり、十分な強度が達成できず、打抜き後及び追加熱処理後の真円度もＰｏｏｒであった。さらに、追加熱処理後の鉄損Ｗ_{１０／４００}が１２．５Ｗ／ｋｇより大きかった。

試験番号２－８では、仕上げ焼鈍の昇温速度（加熱速度）が本発明の範囲より低かった。そのため、結晶組織Ａと結晶組織Ｂの硬さの関係式１の値が７．０を越えた。その結果、疲労強度は４５０ＭＰａ未満であり、十分な強度が達成できず、打抜き後及び追加熱処理後の真円度もＰｏｏｒであった。さらに、追加熱処理後の鉄損Ｗ_{１０／４００}が１２．５Ｗ／ｋｇより
大きかった。

試験番号２－１０では、仕上げ焼鈍の最高到達温度が７００℃未満であった。そのため、所望の結晶組織Ａと結晶組織Ｂが得られず、硬さの関係式１の値も得られなかった。その結果、疲労強度は４５０ＭＰａ未満であり、十分な強度が達成できず、打抜き後及び追加熱処理後の真円度もＰｏｏｒであった。さらに、追加熱処理前の鉄損Ｗ_{１０／４００}が大きく、磁束密度ＢＡは低かった。
試験番号２－１５では、スラブ加熱温度が本発明の範囲より高く、かつ仕上げ焼鈍での加熱速度が低かった。そのため、所望の結晶組織Ａと結晶組織Ｂが得られず、硬さの関係式１の値も得られなかった。その結果、疲労強度は４５０ＭＰａ未満であり、十分な強度が達成できず、打抜き後及び追加熱処理後の真円度もＰｏｏｒであった。さらに、追加熱処理前後の鉄損Ｗ_{１０／４００}が大きく、磁束密度ＢＢは低かった。
試験番号２－１６では、熱延板焼鈍温度が本発明の範囲より低かった。そのため、所望の結晶組織Ａと結晶組織Ｂが得られず、硬さの関係式１の値も得られなかった。その結果、疲労強度は４５０ＭＰａ未満であり、十分な強度が達成できず、打抜き後及び追加熱処理後の真円度もＰｏｏｒであった。さらに、追加熱処理前後の鉄損Ｗ_{１０／４００}が大きく、磁束密度ＢＡ及びＢＢは低かった。
試験番号２－１７では、熱延板焼鈍温度が本発明の範囲より高かった。そのため、冷間圧延にて割れが発生し、以降の工程に進めることができなかった。

なお、試験番号２－１８では、仕上げ焼鈍時の加熱速度が一定であったため、鋼組成、加熱速度Ｓ１が同一の試験番号２－１と比較して、結晶組織Ａおよび結晶組織Ｂの硬さの関係式１の値が大きかった。その結果、打ち抜き後の真円度、追加熱処理後の真円度ともＧｏｏｄであった。

試験番号２－１９では、仕上げ焼鈍の加熱速度と最高到達温度が本発明範囲の上限を上回り、結晶組織Ａの面積率が低く、結晶組織Ａおよび結晶組織Ｂの硬さの関係式１の値が本発明の範囲外であった。その結果、十分な疲労強度が達成できず、打抜き後の真円度もＰｏｏｒであった。さらに、追加熱処理後の鉄損Ｗ_{１０／４００}が１２．５Ｗ／ｋｇより大きく、追加熱処理後の真円度もＰｏｏｒであった。
試験番号２－２０では、仕上げ焼鈍の最高到達温度が本発明範囲の下限を下回り、結晶組織Ａの面積率が高く、結晶組織Ａおよび結晶組織Ｂの硬さの関係式１の値が本発明の範囲外であった。その結果、十分な疲労強度が達成できず、打抜き後の真円度もＰｏｏｒであった。さらに、追加熱処理後の鉄損Ｗ_{１０／４００}が１２．５Ｗ／ｋｇより大きく、追加熱処理後の真円度もＰｏｏｒであった。
試験番号２－２１では、スラブ加熱温度が高く、仕上げ焼鈍の最高到達温度が本発明範囲の上限を上回り、結晶組織Ｂの粒径が大きく、結晶組織Ａおよび結晶組織Ｂの硬さの関係式１の値が本発明の範囲外であった。その結果、十分な疲労強度が達成できず、打抜き後の真円度もＰｏｏｒであった。さらに、追加熱処理後の鉄損Ｗ_{１０／４００}が１２．５Ｗ／ｋｇより大きく、追加熱処理後の真円度もＰｏｏｒであった。
試験番号２－２２では、仕上げ焼鈍の加熱速度が本発明範囲の下限を下回り、最高到達温度が本発明範囲の上限を上回った。そのため結晶組織Ａの面積率が低く、結晶組織Ａの硬度が測定できず、硬さの関係式１の値が得られなかった。さらに結晶組織Ｂの粒径も大きかった。その結果、十分な疲労強度が達成できず、打抜き後の真円度もＰｏｏｒであった。さらに、追加熱処理後の鉄損Ｗ_{１０／４００}が１２．５Ｗ／ｋｇより大きく、追加熱処理後の真円度もＰｏｏｒであった。

（実施例３）

表１中の鋼種Ａ、Ｈ、及びＯのスラブを準備した。試験番号３－１～３－３０では、準備されたスラブに対して、１１５０℃のスラブ加熱温度で加熱し、熱間圧延を実施して熱延鋼板を製造した。
いずれの試験番号においても、熱間圧延時の仕上げ温度ＦＴは８９０～９２０℃であり、巻取り温度ＣＴは５９０～６３０℃であった。

製造された熱延鋼板に対して、熱延板焼鈍を実施した。熱延板焼鈍では、いずれの試験番号においても、最高到達温度は９５０℃であり、保持時間は２分であった。

熱延板焼鈍後の熱延鋼板に対して、酸洗後に冷間圧延を実施して中間鋼板を製造した。冷間圧延時の圧下率はいずれの試験番号においても、８９％であった。以上の工程により、板厚０．２５ｍｍの中間鋼板（冷延鋼板）を製造した。

中間鋼板に対して、仕上げ焼鈍を実施した。仕上げ焼鈍において、いずれの試験番号においても、最高到達温度は７２０℃であり、保持時間はいずれの試験番号も２０秒であった。また、５００℃から６００℃までの昇温過程の昇温速度（加熱速度）は３５０℃／秒であった。ここで、室温から５００℃までの加熱速度は１２０℃／秒、６００℃から最高到達温度までの加熱速度は６０℃／秒であった。

仕上げ焼鈍後の無方向性電磁鋼板に対して、リン酸系無機物とエポキシ系有機物を含有する周知の絶縁被膜をコーティングした。以上の工程により、各試験番号の無方向性電磁鋼板を製造した。仕上げ焼鈍後の無方向性電磁鋼板を分析した結果、化学組成は表１のとおりであった。

［評価試験］
実施例１と同じ方法により、仕上げ焼鈍後の無方向性電磁鋼板に対して、板厚の偏差、結晶組織Ａの面積率（％）、結晶組織Ｂの平均結晶粒径（μｍ）、結晶組織Ａのビッカース硬さＨｖＡ、結晶組織Ｂのビッカース硬さＨｖＢ、硬さＨｖＡおよびＨｖＢの関係式１の値、引張強さＴＳ（ＭＰａ）、疲労強度（ＭＰａ）、追加熱処理前の磁束密度ＢＡ、鉄損Ｗ_{１０／４００}及び打抜き後（追加加熱処理前）の真円度を求めた。

［追加熱処理後の無方向性電磁鋼板での磁気特性評価試験］
各試験番号の無方向性電磁鋼板から、ＪＩＳ Ｃ ２５５０－１（２０１１）に準拠して、圧延方向（Ｌ方向）及び圧延直角方向（Ｃ方向）にそれぞれ切り出したエプスタイン試験片を準備した。エプスタイン試験片に対して、窒素雰囲気中にて、加熱速度を１００℃／時、表４に示す最高到達温度（℃）、当該最高到達温度での保持時間を２時間として、追加熱処理を実施した。
追加熱処理後のエプスタイン試験片に対して、磁気特性（磁束密度Ｂ_５０及び鉄損Ｗ_{１０／４００}）を求めた。追加熱処理後の本試験により得られた磁束密度Ｂ_５０を、磁束密度ＢＢ（Ｔ）と定義した。また、実施例１と同じ方法により、追加熱処理後の真円度、並びに追加熱処理後の結晶組織の平均粒径を求めた。

［試験結果］
得られた結果を表４に示す。
試験番号３－１～３－４、３－１１～３－１４、及び３－２１～３－２４の無方向性電磁鋼板の化学組成は適切であり、製造条件も適切であった。その結果、板厚偏差は２０μｍ以下であり、結晶組織Ａの面積率は１～３０％であり、結晶組織Ｂの平均粒径は４０μｍ以下であった。さらに、結晶組織Ａの硬さＨｖＡと結晶組織Ｂの硬さＨｖＢの関係式１は７．０以下であった。引張強さＴＳは６４０ＭＰａ以上であり、疲労強度は４５０ＭＰａ以上であり、優れた強度を示した。

さらに、追加熱処理条件も好ましい条件を満足していた。その結果、追加熱処理後の磁束密度ＢＢは１．６５Ｔ超であり、鉄損Ｗ_{１０／４００}は１２．５Ｗ／ｋｇ未満であり、優れた磁気特性が得られた。さらに、追加熱処理前の磁束密度ＢＡに対する追加熱処理後の磁束密度ＢＢの比（ＢＢ／ＢＡ）は０．９８０以上であり、追加熱処理後においても、磁束密度の低下が抑制された。また、真円度はＧｏｏｄ、Ｖｅｒｙ Ｇｏｏｄ、またはＥｘｃｅｌｌｅｎｔであった。

一方、試験番号３－６～３－１０、３－１６～３－２０、及び３－２６～３－３０の無方向性電磁鋼板は、板厚偏差が２０μｍ超であった。また、追加熱処理後の真円度がＰｏｏｒであった。しかし、追加熱処理前の真円度は優れていた。

試験番号３－５、３－１０、３－１５、３－２０、３－２５、及び３－３０の追加熱処理の最高到達温度は９５０℃であり、本発明の好ましい条件を満足していなかったので追加熱処理後の磁束密度ＢＢは１．６５Ｔ超、鉄損Ｗ_{１０／４００}は１２．５Ｗ／ｋｇ未満という優れた磁気特性を得ることは出来なかったが、追加熱処理後の磁束密度ＢＢは１．６４以上、鉄損Ｗ_{１０／４００}は１４．５Ｗ／ｋｇ以下であり良好な磁気特性は得ることが出来た。また、追加熱処理前の真円度は優れていた。

以上、本発明の実施の形態を説明した。しかしながら、上述した実施の形態は本発明を実施するための例示に過ぎない。したがって、本発明は上述した実施の形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施の形態を適宜変更して実施することができる。

本発明によれば、追加熱処理前に高強度を有し、追加熱処理後の磁気特性に優れて。疲労特性と打ち抜き後の真円度に優れかつ、追加熱処理後の固定子コアとしての真円度に優れている、無方向性電磁鋼板及びモータコア、並びに無方向性電磁鋼板の製造方法およびモータコアの製造方法が得られる。本発明の無方向性電磁鋼板は、高強度かつ優れた磁気特性が求められる用途に広く適用可能である。特に、特にタービン発電機、電気自動車、ハイブリッド自動車の駆動モータ、工作機械用モータ等の高速回転機の回転子を典型例とする、大きな応力がかかる部品用途に好適である。また、高速回転モータの回転子と固定子とを同一の鋼板から製造する用途に好適である。

Claims (7)

1. 無方向性電磁鋼板であって、化学組成が、質量％で、
   Ｃ：０．０１００％以下、
   Ｓｉ：２．６％以上４．１％以下、
   Ｍｎ：０．１％以上３．０％以下、
   Ｐ：０．１５％以下、
   Ｓ：０．００１３％以下、
   Ｎ：０．００５０％以下、
   Ａｌ：０．１％以上２．０％以下、
   Ｍｇ：０．０００２％以上０．０１００％以下、
   Ｂ：０．０００１～０．００１０％、
   Ｓｎ及びＳｂから選択される１種以上：０～０．１００％、
   Ｃｒ：０～０．１％、
   Ｎｉ：０～５．０％、
   Ｃｕ：０～５．０％、
   Ｃａ：０～０．０１０％、及び、
   希土類元素（ＲＥＭ）：０～０．０１０％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、
   前記無方向性電磁鋼板の圧延方向の引張強さは６６７ＭＰａ以上であり、
   前記無方向性電磁鋼板の圧延面に平行な断面において、粒径が１００μｍ以上である結晶粒で構成される結晶組織Ａの面積率が１～３０％であり、
   前記結晶組織Ａ以外の結晶組織である結晶組織Ｂの平均粒径が１５μｍ以上４０μｍ以下であり、
   前記結晶組織Ａのビッカース硬さＨｖＡと前記結晶組織Ｂのビッカース硬さＨｖＢとが下記の式１を満たす、
   ことを特徴とする無方向性電磁鋼板。
   （ＨｖＡ^２＋ＨｖＢ^２）／２－（ＨｖＡ＋ＨｖＢ）^２／４≦７．０ ・・・式１
2. 前記化学組成が、
   Ｓｎ及びＳｂから選択される１種以上：０．００５～０．１００％、
   Ｃｒ：０．０１～０．１％、
   Ｎｉ：０．０５～５．０％、
   Ｃｕ：０．０５～５．０％、
   Ｃａ：０．００１０～０．０１００％、及び、
   希土類元素（ＲＥＭ）：０．００２０～０．０１００％以下からなる群から選択される１種以上を含有する
   ことを特徴とする請求項１に記載の無方向性電磁鋼板。
3. ３５０ｍｍ以上４００ｍｍ以下の板幅に亘る板厚偏差が１μｍ以上２０μｍ以下である
   ことを特徴とする請求項１または２に記載の無方向性電磁鋼板。
4. 請求項１から３のいずれか一項に記載の無方向性電磁鋼板を積層した
   ことを特徴とするモータコア。
5. 請求項１～３のいずれか一項に記載の無方向性電磁鋼板を製造する無方向性電磁鋼板の製造方法であって、
   請求項１に記載の前記化学組成を有するスラブを１０００～１２００℃で加熱した後、熱間圧延を実施して熱延鋼板を製造する工程と、
   前記熱延鋼板に対して、最高到達温度を９００～１１５０℃とする熱延板焼鈍を実施する工程と、
   前記熱延板焼鈍後の前記熱延鋼板に対して圧下率８３％以上で冷間圧延又は温間圧延を実施して中間鋼板を製造する工程と、
   前記中間鋼板に対して、最高到達温度を７００～８５０℃とし、５００℃から６００℃までの昇温過程における昇温速度Ｓ１（℃／秒）について、下記の式２を満たし、室温から５００℃までの昇温過程における昇温速度Ｓ２を１００℃／秒以上３００℃／秒以下とし、６００℃から最高到達温度までの昇温過程における昇温速度Ｓ３を２０℃／秒以上１００℃／秒以下とする仕上げ焼鈍を実施する工程と、を備える
   ことを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法。
   ３００≦Ｓ１≦１０００ ・・・式２
6. 請求項４に記載のモータコアを製造するモータコアの製造方法であって、
   請求項１に記載の前記化学組成を有するスラブを１０００～１２００℃で加熱した後、熱間圧延を実施して熱延鋼板を製造する工程と、
   前記熱延鋼板に対して、最高到達温度を９００～１１５０℃とする熱延板焼鈍を実施する工程と、
   前記熱延板焼鈍後の前記熱延鋼板に対して圧下率８３％以上で冷間圧延又は温間圧延を実施して中間鋼板を製造する工程と、
   前記中間鋼板に対して、最高到達温度を７００～８５０℃とし、５００℃から６００℃までの昇温過程における昇温速度Ｓ１（℃／秒）について、下記の式２を満たし、室温から５００℃までの昇温過程における昇温速度Ｓ２を１００℃／秒以上３００℃／秒以下とし、６００℃から最高到達温度までの昇温過程における昇温速度Ｓ３を２０℃／秒以上１００℃／秒以下とする仕上げ焼鈍を実施して無方向性電磁鋼板を得る工程と、
   前記無方向性電磁鋼板をコア形状に打ち抜く工程と、
   打ち抜き後の無方向性電磁鋼板を積層する工程と、を備える
   ことを特徴とするモータコアの製造方法。
   ３００≦Ｓ１≦１０００ ・・・式２
7. 積層された前記無方向性電磁鋼板に対して、７０体積％以上窒素を含有した雰囲気中で、７５０℃以上９００℃以下の温度で追加熱処理を実施することで、結晶組織の平均粒径を６０μｍ以上２００μｍ以下とする工程をさらに備える
   ことを特徴とする請求項６に記載のモータコアの製造方法。