(57)【要約】【課題】  鉄心材料として無方向性電磁鋼板が使用される場合には、特に回転機鉄心の場合、鋼板面内での等方的に優れた磁気特性が要請される。このような使用状況に鑑み、本発明は、鋼板の板面内全周磁気特性に優れた特性を有する無方向性電磁鋼板を提供する。【解決手段】  板面内全周磁気特性向上のために、添加される合金成分（Ｓｉ，Ａｌ，Ｍｎ、及び、左記合金元素相互間の含有量関係）と不純物元素（Ｃ，Ｓ，Ｎ，Ｔｉ，Ｖ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ａｓ）、及び、熱延板焼鈍後の結晶粒径、冷間圧延の圧下率を制御することにより、仕上焼鈍後の｛１００｝集合組織を発達させ、鋼板面内での等方的に優れた磁気特性を得る。【選択図】    なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ  ：０．００２％以下、        Ｓｉ：０．８％以上４．０％以下、
Ａｌ：０．１％以上２．０以下、  Ｍｎ：０．１％以上１．５％以下
を含有し、かつ、
Ｓｉ＋２Ａｌ−Ｍｎ：２％以上で、
残部Ｆｅおよび不可避不純物元素よりなる鋼において、圧延方向の磁束密度Ｂ50が１．６９Ｔ以上でその板面内垂直方向の磁束密度Ｂ50との差が０．０３Ｔ未満であり、また圧延方向から板面内２２．５度方向の磁束密度Ｂ50が１．６５Ｔ以上で６７．５度方向の磁束密度Ｂ50との差が０．０４Ｔ未満であり、かつ、４５度方向の磁束密度Ｂ50との差が０．０６Ｔ未満であることを特徴とする全周磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板。
【請求項２】
質量％でさらに、
Ｓｎ：０．０２〜０．４０％、    Ｃｕ：０．１〜１．０％
の１種または２種を含有することを特徴とする請求項１に記載の全周磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板。
【請求項３】
質量％で、
Ｃ  ：０．００２％以下、        Ｓｉ：０．８％以上４．０％以下、
Ａｌ：０．１％以上２．０以下、  Ｍｎ：０．１％以上１．５％以下
を含有し、かつ、
Ｓｉ＋２Ａｌ−Ｍｎ：２％以上で、
残部Ｆｅおよび不可避不純物元素よりなる鋼を、熱間圧延後、熱延板焼鈍を施し、一回の冷間圧延により最終板厚とした後、仕上焼鈍を施す無方向性電磁鋼板の製造方法において、熱延板焼鈍後の平均結晶粒径を４００μｍ以上とし、冷間圧延を圧下率：８０％以上９０％以下で施し、仕上焼鈍を８００℃以上９５０℃以下で１０秒以上１分以下施すことを特徴とする全周磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項４】
質量％でさらに、不可避不純物としてのＳ，Ｎ，Ｔｉをそれぞれ０．００２％以下とした鋼を用いることを特徴とする請求項３に記載の全周磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項５】
質量％でさらに、不可避不純物としてのＶ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ａｓをそれぞれ０．００３％以下とした鋼を用いることを特徴とする請求項３または４に記載の全周磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、電気機器鉄心材料として使用される、磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板に関するものであり、特に、回転機鉄心材料として望ましい、鋼板の板面内全周磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板及びその製造方法を提供するものである。
【背景技術】
【０００２】
近年、電気機器、特に無方向性電磁鋼板がその鉄心材料として使用される回転機、中小型変圧器、電装品等の分野においては、世界的な電力・エネルギー節減、地球環境保全の動きの中で、高効率化、小型化の要請はますます強まりつつある。このような社会環境下において、当然無方向性電磁鋼板に対しても、その性能向上は喫緊の課題として強く要請されている。
【０００３】
周知のように、無方向性電磁鋼板においては、その性能向上に対して数多の手段がとられてきた。鉄損低減についてみると、一般には電気抵抗増大による渦電流損低減の観点から、ＳｉあるいはＡｌ等の含有量を高める方法が採られてきた。しかしこの方法では、反面、磁束密度の低下は避け得ないという問題点があった。
【０００４】
また、単にＳｉ、あるいはＡｌ等の含有量を高めるのみではなく、Ｃ，Ｓ，Ｎ等の高純度鋼化や、特許文献１に記載されているようなＣａ添加等の化学的処置による不純物の無害化等による鉄損低減もなされてきた。さらに、特許文献２に記載されているような仕上焼鈍条件の工夫等の製造プロセス上の処置もなされてきた。一方、高磁束密度化についても、特許文献３に記載されているような熱延板焼鈍条件と冷延条件の工夫等の製造プロセス上の処置や、特許文献４に記載されているようなＳｎ，Ｃｕ等の合金元素添加による一次再結晶集合組織改善による処置等がなされてきた。
【０００５】
しかし上記のような処置により、無方向性電磁鋼板の磁気特性の向上はなされても、回転機等の鉄心として電気機器に使用される場合には、通常、ＪＩＳ等で規定されている鋼板圧延方向およびその鋼板面内直角方向の平均的磁気特性のみでなく、鋼板の板面内全周磁気特性、すなわち面内での等方的に優れた磁気特性が要請される。この目的のためには、無方向性電磁鋼板の｛１００｝集合組織を発達させることが望ましい。
【０００６】
無方向性電磁鋼板において｛１００｝集合組織を発達させる手段としては、特許文献５に記載されているように、冷間圧延の圧下率を８５％以上、望ましくは９０％以上の強圧下とし、かつ、仕上焼鈍を７００〜１２００℃で２分〜１時間の長時間とする方法があるが、このような強圧下冷間圧延および長時間仕上焼鈍を施すことは、生産性の低下や製造コストの上昇、さらには、設備制約上の問題が生じ、実用化には至っていない。
特許文献６や特許文献７に記載されているように、移動更新する冷却体表面によって溶鋼を凝固せしめて薄帯となす急冷凝固法等の特殊な製造方法も開発されているが、設備制約上の問題や安定生産性の問題等が生じ、実用化には至っていない。
【特許文献１】特開平  ３−１２６８４５号公報
【特許文献２】特開昭６１−２３１１２０号公報
【特許文献３】特開平  ４−３２５６２９号公報
【特許文献４】特開平  ５−１４０６４８号公報
【特許文献５】特公昭５１−９４２号公報
【特許文献６】特開平  ５−２７９７４０号公報
【特許文献７】特開平  ５−３０６４３８号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
上記に鑑み本発明は、無方向性電磁鋼板において｛１００｝集合組織を発達させ、回転機鉄心材料として望ましい、鋼板の板面内全周磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板及びその製造方法を提供するものである。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
本発明者らは、無方向性電磁鋼板の通常の製造工程において、冷間圧延前の結晶組織制御と冷間圧延圧下との組み合わせにより｛１００｝集合組織を発達させ、鋼板の板面内全周磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板が得られないかとの観点から鋭意研究を積み重ねた。その結果、鋼板圧延方向磁束密度、およびその板面内垂直方向との磁束密度差、圧延方向から板面内２２．５度方向の磁束密度、および６７．５度方向，４５度方向との磁束密度Ｂ50差を一定範囲に制御すれば、回転機鉄心として用いた場合に優れた鉄損特性が得られること、また製造方法としては、冷間圧延前の結晶粒径をある値以上に粗大化させることにより、冷間圧延の圧下率を適切に選べは、短時間連続仕上焼鈍で、板面内全周磁気特性を顕著に向上させることが可能であることを究明した。
【０００９】
本発明は上記知見に基づきなされたものであり、その要旨は次の通りである。
（１）  質量％で、
Ｃ  ：０．００２％以下、        Ｓｉ：０．８％以上４．０％以下、
Ａｌ：０．１％以上２．０以下、  Ｍｎ：０．１％以上１．５％以下
を含有し、かつ、
Ｓｉ＋２Ａｌ−Ｍｎ：２％以上で、
残部Ｆｅおよび不可避不純物元素よりなる鋼において、圧延方向の磁束密度Ｂ50が１．６９Ｔ以上でその板面内垂直方向の磁束密度Ｂ50との差が０．０３Ｔ未満であり、また圧延方向から板面内２２．５度方向の磁束密度Ｂ50が１．６５Ｔ以上で６７．５度方向の磁束密度Ｂ50との差が０．０４Ｔ未満であり、かつ、４５度方向の磁束密度Ｂ50との差が０．０６Ｔ未満であることを特徴とする全周磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板。
（２）  質量％でさらに、
Ｓｎ：０．０２〜０．４０％、    Ｃｕ：０．１〜１．０％
の１種または２種を含有することを特徴とする前記（１）に記載の全周磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板。
【００１０】
（３）  質量％で、
Ｃ  ：０．００２％以下、        Ｓｉ：０．８％以上４．０％以下、
Ａｌ：０．１％以上２．０以下、  Ｍｎ：０．１％以上１．５％以下
を含有し、かつ、
Ｓｉ＋２Ａｌ−Ｍｎ：２％以上で、
残部Ｆｅおよび不可避不純物元素よりなる鋼を、熱間圧延後、熱延板焼鈍を施し、一回の冷間圧延により最終板厚とした後、仕上焼鈍を施す無方向性電磁鋼板の製造方法において、熱延板焼鈍後の平均結晶粒径を４００μｍ以上とし、冷間圧延を圧下率：８０％以上９０％以下で施し、仕上焼鈍を８００℃以上９５０℃以下で１０秒以上１分以下施すことを特徴とする全周磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板の製造方法。
（４）  質量％でさらに、不可避不純物としてのＳ，Ｎ，Ｔｉをそれぞれ０．００２％以下とした鋼を用いることを特徴とする前記（３）に記載の全周磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板の製造方法。
（５）  質量％でさらに、不可避不純物としてのＶ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ａｓをそれぞれ０．００３％以下とした鋼を用いることを特徴とする前記（３）または（４）に記載の全周磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００１１】
以上のように、本発明によれば、回転機鉄心材料として実用上好ましい特性を有する、鋼板の板面内全周磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板を提供することができため、電気機器、特に無方向性電磁鋼板がその鉄心材料として使用される回転機等の分野における要請に十分に応えることができ、その工業的価値は極めて高いものである。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１２】
以下、本発明を詳細に説明する。
まず、本発明の鋼成分の限定理由について述べる。
Ｃは、鉄損を高める有害な成分で、磁気時効の原因ともなるので、０．００２％以下とする。
【００１３】
Ｓｉは、前記のように、電気抵抗を増大させて渦電流損を減少させることにより、鉄損を低減する作用のある成分であり、この作用を奏するためには、０．８％以上含有させる必要がある。一方、その含有量が増えると、前記のように、磁束密度が低下し、かつ、硬度の上昇を招いて、打ち抜き加工性を劣化させ、また、無方向性電磁鋼板の製造工程そのものにおいても、冷延等の作業性の低下、コスト高ともなるので、４．０％以下とする。      
【００１４】
Ａｌも、前記のように、Ｓｉと同様に電気抵抗を増大させて渦電流損を減少させることにより、鉄損を低減する作用のある成分であり、また、熱延板焼鈍時の結晶粒成長性を促進する作用を有する。これらの作用を奏するためには、０．１％以上含有させる必要がある。一方、その含有量が増えると磁束密度が低下し、かつ降伏比の減少を招いて打ち抜き加工性を劣化させるので、２．０％以下とする。
【００１５】
Ｍｎも、電気抵抗を増大させて渦電流損を減少させることにより、鉄損を低減する作用を有する。この目的のためには０．１％以上含有させる必要がある。しかしその含有量が増えると、熱延板焼鈍時の結晶粒成長性そのものが低下するので、１．５％以下とする。      
【００１６】
なお、上記の合金元素成分Ｓｉ，Ａｌ，Ｍｎ相互の間には、Ｓｉ＋２Ａｌ−Ｍｎ：２％以上の関係を満足する必要がある。これは、Ｓｉ＋２Ａｌ−Ｍｎが２％未満では、α−γ変態が存在する化学成分系となり、無方向性電磁鋼板の製造工程における焼鈍時、特に本発明の特徴とする熱延板焼鈍時に変態が生じ、熱延板焼鈍後の結晶粒径の粗大化を阻害し、続く冷間圧延の圧下率制御をもってしても、仕上焼鈍後の｛１００｝集合組織の発達が抑制され、板面内全周磁気特性の向上が阻まれるためである。
【００１７】
Ｓｎは、鋼板の一次再結晶集合組織を磁気特性に望ましい（１００）、もしくは（１１０）集合組織に発達させ、かつ、磁気特性に望ましくない（１１１）集合組織を抑制する効果を有するので、必要に応じて添加する。この目的のためには０．０２％以上含有させる必要がある。一方、その含有量が増えても作用は飽和し、むしろ焼鈍時の結晶粒成長性が抑制され、磁気特性が劣化する結果となるので、０．４０％以下とする。
【００１８】
ＣｕもＳｎと同様に、鋼板の一次再結晶集合組織を磁気特性に望ましいものに発達させる効果を有するので、必要に応じて添加する。この効果を発揮させるためには０．１％以上含有させる必要がある。しかし、その含有量が増えると熱間脆化を招き、無方向性電磁鋼板の製造工程における熱延等での作業性を低下させるので、１．０％以下とする。
【００１９】
Ｓは、ＭｎＳ等の硫化物の微細析出により、熱間圧延後の再結晶および結晶粒成長を阻害し、熱延板焼鈍後の結晶粒径の粗大化、およびこれに伴う熱延板集合組織のランダム化を阻むので、０．００２％以下とする。
【００２０】
Ｎは、ＡｌＮをはじめＴｉＮ等の窒化物の微細析出により、熱間圧延後の再結晶および結晶粒成長を阻害し、熱延板焼鈍後の結晶粒径の粗大化、およびこれに伴う熱延板集合組織のランダム化を阻むので、０．００２％以下とする。
【００２１】
Ｔｉは、再結晶温度を上昇させ、無方向性電磁鋼板の製造工程における焼鈍時に再結晶およびそれに続く結晶粒成長を遅らせる。また、無方向性電磁鋼板の磁気特性にとって好ましくない｛１１１｝集合組織を発達させる。さらに、ＴｉＮやＴｉＣ等の微細析出とも相俟って、熱延板焼鈍後の結晶粒径の粗大化、およびこれに伴う熱延板集合組織のランダム化を阻害するので、０．００２％以下とする。
【００２２】
Ｖ，Ｚｒ，Ｎｂは，ＶＮ，ＶＣ等の炭化物や窒化物の微細析出により、熱間圧延後の再結晶および結晶粒成長を阻害し、熱延板焼鈍後の結晶粒径の粗大化、およびこれに伴う熱延板集合組織のランダム化を阻むので、それぞれ、０．００３％以下とする。
【００２３】
Ａｓは、それ自身では、本発明の鋼成分範囲内では上述のような微細析出物を形成することはない。ただし、Ａｓが含有されるとＭｎＳ等の硫化物の微細析出を促進し、熱間圧延後の再結晶および結晶粒成長を阻害することとなり、熱延板焼鈍後の結晶粒径の粗大化、およびこれに伴う熱延板集合組織のランダム化を阻むので、０．００３％以下とする。  上述の成分以外は、Ｆｅおよび不可避不純物元素である。
【００２４】
次に、本発明の特徴とする、鋼板の板面内での全周磁気特性変化と回転機鉄心として用いた場合の鉄損との関係について述べる。
表１に示した成分の鋼スラブを用い、熱間圧延条件、熱延板焼鈍条件、冷間圧延条件等を調整し、表２に示した全周磁気特性を有する０．３５ｍｍ厚の６種類の無方向性電磁鋼板を得た。これらの無方向性電磁鋼板を４極モータコアに加工，積層し、モータコア鉄損／素材鉄損の比、すなわちＢＦ（ビルディングファクタ）を測定した。その測定結果を表３に示す。
【００２５】
【表１】
2004197217.tif 000002
【００２６】
【表２】
2004197217.tif 000003
【００２７】
【表３】
2004197217.tif 000004
【００２８】
鋼板の製造条件を操作して板面内での全周磁気特性を変化させることにより、｛１００｝＜Ｏｖｗ＞集合組織が発達した場合に得られるような鋼板の板面内すべての方向について均一な磁気特性が必ずしも実現されなくても、モータコア鉄損／素材鉄損の比、すなわちＢＦ（ビルディングファクタ）を低減することができ、回転機鉄心素材として実用上好ましい無方向性電磁鋼板となることがわかる。
特に、圧延方向の磁束密度Ｂ50が１．６９Ｔ以上でその板面内垂直方向との磁束密度Ｂ50差が０．０３Ｔ未満、圧延方向から板面内２２．５度方向の磁束密度Ｂ50が１．６５Ｔ以上で６７．５度方向との磁束密度Ｂ50差が０．０４Ｔ未満、４５度方向との磁束密度Ｂ50差が０．０６Ｔ未満であるＮｏ．６では、著しくＢＦが低く、モータコア素材として優れた無方向性電磁鋼板が実現されている。
【００２９】
このように、本発明の特徴は、鋼板圧延方向磁束密度、およびその板面内垂直方向との磁束密度差、圧延方向から板面内２２．５度方向の磁束密度、および６７．５度方向、４５度方向との磁束密度Ｂ50差を一定範囲に制御することにより、回転機鉄心として用いた場合に実用上優れた鉄損特性を有する無方向性電磁鋼板を提供することにある。
【００３０】
この場合、鋼板圧延方向磁束密度Ｂ50は１．６９Ｔ以上とする必要がある。１．６９Ｔ未満では、回転機の使用磁場を下げざるを得ず、またＢＦも増加し鉄損特性が劣化する。  鋼板圧延方向磁束密度Ｂ50とその板面内垂直方向磁束密度Ｂ50との差は０．０３Ｔ未満とする必要がある。０．０３Ｔ以上の差ではＢＦが増加する。
さらに、圧延方向から板面内２２．５度方向の磁束密度Ｂ50は１．６５Ｔ以上とする必要がある。１．６５Ｔ未満では、回転機の使用磁場を下げざるを得ず、またＢＦも増加し鉄損特性が劣化する。
圧延方向から板面内２２．５度方向の磁束密度Ｂ50と６７．５度方向との磁束密度Ｂ50との差は０．０４Ｔ未満、かつ、４５度方向との磁束密度Ｂ50との差は０．０６Ｔ未満とする必要がある。これらの差がそれぞれ０．０４Ｔ以上，０．０６Ｔ以上では、ＢＦが増加する。尚、本発明に規定した化学成分を有する鋼であれば、以下に述べるような製造条件によって、優れた全周磁気特性を得ることが出来る。
【００３１】
次に、本発明の特徴とする、熱延板焼鈍後の結晶粒径と冷間圧延の圧下率との組み合わせが磁気特性に及ぼす効果について述べる。表４に示した成分の鋼スラブを２．８ｍｍ厚に熱間圧延後、表５に示した焼鈍条件で熱延板焼鈍を施し、熱延板焼鈍後の結晶粒径を変化させ、また、冷間圧延圧下率も変化させ、９００℃で３０秒の仕上焼鈍を施した後、角度別（圧延方向，２２．５度方向，４５度方向，６７．５度方向，圧延方向に垂直方向）にエプスタイン試料を採取し、磁気特性（磁束密度：Ｂ50）を測定した。その測定結果も併せて表５に示す。
【００３２】
【表４】
2004197217.tif 000005
【００３３】
【表５】
2004197217.tif 000006
【００３４】
冷間圧延前、すなわち熱延板焼鈍後の平均結晶粒径と冷間圧延の圧下率との組み合わせにより、９００℃で３０秒の短時間連続仕上焼鈍で、板面内全周磁気特性を向上できることがわかる。特に、熱延板焼鈍後の平均結晶粒径を４００μｍ以上に粗大化させ、かつ、冷間圧延の圧下率を８５％に制御したＮｏ．５では、著しくＢ50（全周平均値）が高く、全周磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板が得られる。この場合、熱延板焼鈍後の平均結晶粒径を４００μｍ以上に粗大化させることにより、熱延板集合組織のランダム化も促進されており、熱延板焼鈍後、すなわち冷間圧延前の平均結晶粒径の粗大化とランダム集合組織が、冷間圧延の圧下率制御との相乗効果により、仕上焼鈍後の｛１００｝集合組織の発達を促進し、板面内全周磁気特性の顕著な向上に寄与しているものと推察される。
このように本発明の特徴は、熱延板焼鈍後の結晶粒径と冷間圧延の圧下率との組み合わせにより、短時間連続仕上焼鈍で、板面内全周磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板を製造することにある。
【００３５】
熱延板焼鈍後の平均結晶粒径は４００μｍ以上にする必要がある。熱延板平均結晶粒径が４００ｍｍ未満では、冷間圧延の圧下率を制御しても板面内全周磁気特性を向上させることはできない。なお、本発明に規定した鋼の不純物元素含有量であれば、熱延板焼鈍条件、すなわち焼鈍温度と時間を、無方向性電磁鋼板の通常の製造工程範囲内で適宜選定することにより、熱延板焼鈍後の平均結晶粒径を４００μｍ以上にすることができる。
【００３６】
冷間圧延の圧下率は、８０％以上９０％以下とする。８０％未満では、磁気特性の異方性が大きくなり、板面内全周磁気特性が向上しない。一方９０％超では、磁気特性の異方性は減少するものの、無方向性電磁鋼板の磁気特性にとって好ましくない｛１１１｝集合組織が発達し、磁束密度が低下する。
【００３７】
仕上焼鈍は８００℃以上９５０℃以下で１０秒以上１分以下とする。８００℃未満では、磁気特性の異方性が大きくなり、板面内全周磁気特性が向上しない。一方、９５０℃超では、磁気特性の異方性は減少するものの、無方向性電磁鋼板の磁気特性にとって好ましくない｛１１１｝集合組織が発達し、磁束密度が低下する。また１０秒未満では、結晶粒の整粒性が悪く、磁束密度の低下や鉄損の増加を招く。一方１分超では、その効果は飽和し、かつ生産性の低下や製造コストの上昇をも招く。
【００３８】
なお、本発明の特徴とする化学成分を有する鋼は、転炉あるいは電気炉等で溶製され、連続鋳造あるいは造塊後の分塊圧延によりスラブとされた後、上記の熱間圧延以降の処理が施される。
【実施例】
【００３９】
次に本発明の実施例を示す。
（実施例１）
表６に示した成分を含有し、表７に示した全周磁気特性を有する０．５０ｍｍ厚の無方向性電磁鋼板を８極モータコアに加工，積層し、モータコア鉄損／素材鉄損の比、すなわちＢＦ（ビルディングファクタ）を測定した。その測定結果も併せて表７に示す。
【００４０】
【表６】
2004197217.tif 000007
【００４１】
【表７】
2004197217.tif 000008
【００４２】
表７において、比較例のＮｏ．１１および１２は、所定の全周磁気特性、すなわち、圧延方向の磁束密度Ｂ50が１．６９Ｔ以上でその板面内垂直方向との磁束密度Ｂ50差が０．０３Ｔ未満、圧延方向から板面内２２．５度方向の磁束密度Ｂ50が１．６５Ｔ以上で６７．５度方向との磁束密度Ｂ50差が０．０４Ｔ未満、４５度方向との磁束密度Ｂ50差が０．０６Ｔ未満の条件のいずれかを満たさないため、ＢＦが大きい。
また、比較例のＮｏ．１４，１５および１６は、所定の全周磁気特性を満たさないためＢＦが大きい。特に、Ｓｉ＋２Ａｌ−Ｍｎが２％未満であるため、｛１００｝＜Ｏｖｗ＞集合組織の発達が難しくなっており、ＢＦの増加を助長している。
それに対して本発明例のＮｏ．１３は、所定の所定の全周磁気特性を満足しているため素材鉄損が低いとともに、ＢＦも著しく低い。
このように、本発明により、回転機鉄心として用いた場合に優れた鉄損特性が得られる全周磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板を提供できることがわかる。
【００４３】
（実施例２）
表８に示した成分を含有し、表９に示した全周磁気特性を有する０．３５ｍｍ厚の無方向性電磁鋼板を４極モータコアに加工，積層し、モータコア鉄損／素材鉄損の比、すなわちＢＦ（ビルディングファクタ）を測定した。その測定結果も併せて表９に示す。
【００４４】
【表８】
2004197217.tif 000009
【００４５】
【表９】
2004197217.tif 000010
【００４６】
表９において、比較例のＮｏ．２１〜２４は、所定の全周磁気特性、すなわち、圧延方向の磁束密度Ｂ50が１．６９Ｔ以上でその板面内垂直方向との磁束密度Ｂ50差が０．０３Ｔ未満、圧延方向から板面内２２．５度方向の磁束密度Ｂ50が１．６５Ｔ以上で６７．５度方向との磁束密度Ｂ50差が０．０４Ｔ未満、４５度方向との磁束密度Ｂ50差が０．０６Ｔ未満の条件のいずれかを満たさないため、ＢＦが大きい。
それに対して本発明例のＮｏ．２５は、所定の所定の全周磁気特性を満足しているため、ＢＦが著しく低い。
本発明により、回転機鉄心として用いた場合に優れた鉄損特性が得られる全周磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板を提供できることがわかる。
【００４７】
（実施例３）
表１０に示した成分の鋼を、１．５ｍｍ厚、２．７ｍｍ厚、４．２ｍｍ厚にそれぞれ熱間圧延後、１０００℃で２分間の熱延板焼鈍を施し、０．３５ｍｍ厚に冷間圧延した後、８５０℃で３０秒の仕上焼鈍を施した。その後、角度別（圧延方向，２２．５度方向，４５度方向，６７．５度方向，圧延方向に垂直方向）にエプスタイン試料を採取し、磁気特性を測定した。その測定結果を表１１に示す。なお、磁気特性の全周平均値は、（圧延方向＋２・２２．５度方向＋２・４５度方向＋２・６７．５度方向＋圧延方向に垂直方向）／８により求めた。
本発明により、板面内全周磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板の製造が可能であることがわかる。
【００４８】
【表１０】
2004197217.tif 000011
【００４９】
【表１１】
2004197217.tif 000012
【００５０】
（実施例４）
表１２に示した成分の鋼を、３．３ｍｍ厚に熱間圧延後、１０２０℃で２分間の熱延板焼鈍を施し、０．５０ｍｍ厚に冷間圧延（冷間圧延の圧下率：８４．８％）した後、９３０℃で４０秒の仕上焼鈍を施し、その後、角度別（圧延方向，２２．５度方向，４５度方向，６７．５度方向，圧延方向に垂直方向）にエプスタイン試料を採取し、磁気特性を測定した。その測定結果を表１３に示す。なお、磁気特性の全周平均値は、（圧延方向＋２・２２．５度方向＋２・４５度方向＋２・６７．５度方向＋圧延方向に垂直方向）／８により求めた。
本発明により、板面内全周磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板が得られることがわかる。
【００５１】
【表１２】
2004197217.tif 000013
【００５２】
【表１３】
2004197217.tif 000014