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WO2024210197A1 - 無方向性電磁鋼板、ロータコア、モータ、及び、無方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents

無方向性電磁鋼板、ロータコア、モータ、及び、無方向性電磁鋼板の製造方法 Download PDF

Info

Publication number
WO2024210197A1
WO2024210197A1 PCT/JP2024/014046 JP2024014046W WO2024210197A1 WO 2024210197 A1 WO2024210197 A1 WO 2024210197A1 JP 2024014046 W JP2024014046 W JP 2024014046W WO 2024210197 A1 WO2024210197 A1 WO 2024210197A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
steel sheet
less
content
rotor core
oriented electrical
Prior art date
Application number
PCT/JP2024/014046
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
義顕 名取
美菜子 福地
裕義 屋鋪
Original Assignee
日本製鉄株式会社
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 日本製鉄株式会社 filed Critical 日本製鉄株式会社
Publication of WO2024210197A1 publication Critical patent/WO2024210197A1/ja

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Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
    • H01F1/00—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties
    • H01F1/01—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials
    • H01F1/03—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity
    • H01F1/12—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of soft-magnetic materials
    • H01F1/14—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of soft-magnetic materials metals or alloys
    • H01F1/147—Alloys characterised by their composition

Definitions

  • This disclosure relates to a non-oriented electrical steel sheet, a rotor core, a motor, and a method for manufacturing the non-oriented electrical steel sheet.
  • Non-oriented electrical steel sheets are widely used as a material for motor cores. To obtain highly efficient motor cores, non-oriented electrical steel sheets are required to have excellent iron loss. Therefore, in order to manufacture non-oriented electrical steel sheets with excellent iron loss, steel sheets have been highly alloyed.
  • the motor core comprises a stator core, which is a fixed part, and a rotor core, which is a rotor.
  • the rotor core in particular is required to have both high strength and excellent magnetic properties (reduced iron loss degradation) for the following reasons.
  • motors for electric and hybrid vehicles have been designed to increase motor output by increasing the motor rotation speed.
  • the load on the rotor core, which is the rotor increases during motor operation. Therefore, the rotor core is required to have high strength.
  • heat management of the rotor core is also important.
  • the iron loss of non-oriented electromagnetic steel sheets ultimately becomes heat. Therefore, from the perspective of heat management of the rotor core, it is also required to reduce iron loss degradation of non-oriented electromagnetic steel sheets.
  • Patent Document 1 A non-oriented electrical steel sheet with high strength and excellent magnetic properties is proposed in JP 2008-050686 A (Patent Document 1).
  • Patent Document 1 high strength and excellent magnetic properties are achieved by appropriately adjusting the chemical composition.
  • a punching process is performed on the non-oriented electromagnetic steel sheet to manufacture a punched product such as a rotor core material.
  • a punching process is performed on the non-oriented electromagnetic steel sheet to manufacture a punched product such as a rotor core material.
  • it is difficult to punch into a desired shape during punching and the dimensional accuracy of the punched product after punching may decrease.
  • unevenness may occur on the end surface (punched end surface) of the punched product after punching. If unevenness occurs on the punched end surface, when the punched product is incorporated into a motor, it becomes difficult for the punched product to adhere to other parts at the contact interface with other parts such as magnets, shafts, and motor cases. This causes problems in fixing the motor core.
  • the objective of this disclosure is to provide a non-oriented electrical steel sheet that has high strength and excellent magnetic properties and has excellent dimensional accuracy after punching, a rotor core, a motor, and a method for manufacturing the non-oriented electrical steel sheet.
  • the non-oriented electrical steel sheet of the present disclosure has, in mass%, Si: 3.1 to 4.5%, C: 0.0025% or less, N: 0.0025% or less, O: 0.0400% or less, P: 0.100% or less, S: 0.0050% or less, Ti: 0.0100% or less, Mn: 2.0% or less, Al: 1.500% or less, Zr: 0 to 0.0100%, Nb: 0 to 0.0100%, V: 0 to 0.0100%, Mo: 0 to 0.100%, Cr: 0 to 2.000%, La: 0 to 0.0100%, and Nb: 0 to 0.0100%.
  • the non-oriented electrical steel sheet further has a tensile strength TS of greater than 570 MPa.
  • the work hardening amount WH defined by formula (3) is less than 15 MPa.
  • WH Y 2.0 -YS (3)
  • the average grain size D ( ⁇ m) satisfies the formula (4), and the yield elongation is 0.5% or more.
  • D ⁇ 80-Si ⁇ 10 (4) In the formula (4), the element symbol is substituted with the content of the corresponding element in mass %. When the corresponding element is not contained, "0" is substituted for the element symbol.
  • the rotor core of the present disclosure comprises a plurality of rotor core blanks stacked on top of one another.
  • the rotor core material is composed of, by mass%, Si: 3.1 to 4.5%, C: 0.0025% or less, N: 0.0025% or less, O: 0.0400% or less, P: 0.100% or less, S: 0.0050% or less, Ti: 0.0100% or less, Mn: 2.0% or less, Al: 1.500% or less, Zr: 0 to 0.0100%, Nb: 0 to 0.0100%, V: 0 to 0.0100%, Mo: 0 to 0.100%, Cr: 0 to 2.000%, La: 0 to 0.0100%, C e: 0-0.0100%, B: 0-0.0010%, Zn: 0-0.0050%, Ga: 0-0.0050%, Ge: 0-0.0050%, As: 0-0.0100%, Ni: 0-0.500%, Cu: 0-0.500%, Sn: 0-0
  • the work hardening amount WH defined by formula (3) is less than 15 MPa.
  • WH Y 2.0 -YS (3)
  • the rotor core material has an average crystal grain size D ( ⁇ m) that satisfies formula (4) and a yield elongation of 0.5% or more. D ⁇ 80-Si ⁇ 10 (4)
  • the element symbol is substituted with the content of the corresponding element in mass %. When the corresponding element is not contained, "0" is substituted for the element symbol.
  • the motor disclosed herein is equipped with the rotor core described above.
  • the method for producing a non-oriented electrical steel sheet according to the present disclosure includes a hot rolling step, a cold rolling step, and a finish annealing step.
  • the hot rolling process the slab is hot rolled to produce a hot-rolled steel sheet.
  • the cold rolling process the hot-rolled steel sheet is cold-rolled to produce a cold-rolled steel sheet.
  • the finish annealing process the cold-rolled steel sheet is subjected to finish annealing in a finish annealing furnace.
  • the cold-rolled steel sheet is further annealed at a maximum temperature T1 of 950° C. or less.
  • the tension TE applied to the cold-rolled steel sheet at the maximum temperature T1 is set to 2.0 to 10.0 MPa.
  • the residence time t0 (seconds) between the annealing temperatures T1 and 700° C. in the heating zone, soaking zone, and cooling zone of the final annealing furnace, and the residence time t1 (seconds) between 700 and 500° C. in the cooling zone are set to satisfy formulas (A) and (B).
  • the ratio of the water vapor partial pressure P H20 (atm) to the hydrogen partial pressure P H2 (atm) is made higher than 0.05, or the oxygen concentration is made higher than 0.010%.
  • the temperature gradient CG in the longitudinal direction of the cold-rolled steel sheet during the cooling process is set to 20° C./m or less.
  • the non-oriented electrical steel sheet of the present disclosure has high strength and excellent magnetic properties, and has excellent dimensional accuracy after punching.
  • the rotor core of the present disclosure and the motor of the present disclosure are manufactured using the non-oriented electrical steel sheet of the present disclosure as a material.
  • the manufacturing method of the non-oriented electrical steel sheet of the present disclosure can manufacture the non-oriented electrical steel sheet of the present disclosure described above.
  • FIG. 1 is a schematic diagram showing an example of a stress-strain curve.
  • FIG. 2 is a schematic diagram showing an example of a stress-strain curve different from that in FIG.
  • FIG. 3 is a schematic diagram for explaining how to determine the yield point elongation when the upper yield point is not clear in the stress-strain curve.
  • FIG. 4 is a plan view showing an example of a rotor core according to the present embodiment.
  • FIG. 5 is a plan view showing an example of a stator core according to the present embodiment.
  • FIG. 6 is a schematic diagram for explaining the definition of punching flatness in the dimensional accuracy evaluation test after punching in the embodiment.
  • the inventors have investigated and examined the causes of the decrease in dimensional accuracy of punched products (rotor core materials, etc.) and the causes of the deterioration of magnetic properties when punching non-oriented electromagnetic steel sheets, which have high strength and excellent magnetic properties. As a result, the inventors have obtained the following findings.
  • dislocations are introduced due to the shear strain imparted during punching.
  • the introduced dislocations deteriorate the magnetic properties.
  • the progression of work hardening means that the dislocations become entangled and remain in the steel sheet. Therefore, the iron loss of the steel sheet deteriorates further as work hardening progresses.
  • the inventors further investigated ways to make the work hardening amount WH less than 15 MPa. As a result, the inventors obtained the following findings.
  • Silicon (Si) restricts the slip systems through which dislocations can move. Increasing the Si content in steel sheet restricts the slip systems through which dislocations can move. This suppresses dislocation entanglement due to the occurrence of cross slip. As a result, the increase in dislocation density is suppressed.
  • solute C and solute N in steel plate tend to adhere to dislocations. Dislocations to which solute C or N is adhered are difficult to move. Therefore, dislocations to which solute C or N is adhered tend to become entangled with moving dislocations. As a result, variations in dislocation density occur within the steel plate. In order to reduce such dislocations to which solute C or N is adhered, it is effective to reduce the amount of solute C and N in the steel plate.
  • the inventors conducted an investigation from the viewpoint of chemical composition, and as a result, the inventors determined that the composition of the alloy should be, in mass %, Si: 3.1 to 4.5%, C: 0.0025% or less, N: 0.0025% or less, O: 0.0400% or less, P: 0.100% or less, S: 0.0050% or less, Ti: 0.0100% or less, Mn: 2.0% or less, Al: 1.500% or less, Zr: 0 to 0.0100%, Nb: 0 to 0.0100%, V: 0 to 0.0100%, Mo: 0 to 0.100%, Cr: 0 to 2.000%, La: 0 to 0.0100%, Ce: 0 to 0.0100%, B: 0 to 0.0010%, Zn: 0 to 0.0050%, G It was considered that a non-oriented electrical steel sheet having a chemical composition consisting of a: 0-0.0050%, Ge: 0-0.0050%, As: 0-0.0
  • the amount of springback increases as work hardening progresses.
  • the proportion of yield elongation, in which deformation progresses without work hardening is increased, the non-uniformity of deformation in the plate thickness direction is reduced, resulting in improved dimensional accuracy. If the yield elongation is 0.5% or more, the dimensional accuracy after punching is further improved.
  • the yield elongation increases if the crystal grain size is reduced in order to increase the number of crystal grain boundaries, which are dislocation sources.
  • the Si content in mass % of the non-oriented electrical steel sheet is substituted for Si in formula (4).
  • the non-oriented electrical steel sheet of this embodiment was completed based on the above technical concept, and its gist is as follows:
  • the non-oriented electrical steel sheet of the first configuration has the following composition, in mass %, Si: 3.1 to 4.5%, C: 0.0025% or less, N: 0.0025% or less, O: 0.0400% or less, P: 0.100% or less, S: 0.0050% or less, Ti: 0.0100% or less, Mn: 2.0% or less, Al: 1.500% or less, Zr: 0 to 0.0100%, Nb: 0 to 0.0100%, V: 0 to 0.0100%, Mo: 0 to 0.100%, Cr: 0 to 2.000%, La: 0 to 0.010 0%, Ce: 0-0.0100%, B: 0-0.0010%, Zn: 0-0.0050%, Ga: 0-0.0050%, Ge: 0-0.0050%, As: 0-0.0100%, Ni: 0-0.500%, Cu: 0-0.500%, Sn: 0-0.200%, Sb: 0-0.100%, Ca: 0-0.0050%, Nd:
  • the non-oriented electrical steel sheet further has a tensile strength TS of greater than 570 MPa.
  • the work hardening amount WH defined by formula (3) is less than 15 MPa.
  • WH Y 2.0 -YS (3)
  • the average grain size D ( ⁇ m) further satisfies the formula (4), and the yield elongation is 0.5% or more.
  • D ⁇ 80-Si ⁇ 10 (4) In the formula (4), the element symbol is substituted with the content of the corresponding element in mass %. When the corresponding element is not contained, "0" is substituted for the element symbol.
  • the non-oriented electrical steel sheet of the second configuration is a non-oriented electrical steel sheet of the first configuration, and contains, in mass%, Zr: 0.0001-0.0100%, Nb: 0.0001-0.0100%, V: 0.0001-0.0100%, Mo: 0.001-0.100%, Cr: 0.001-2.000%, La: 0.0001-0.0100%, Ce: 0.0001-0.0100%, B: 0.0001-0.0010%, Zn: 0.0001-0.0050%, Contains one or more selected from the group consisting of Ga: 0.0001-0.0050%, Ge: 0.0001-0.0050%, As: 0.0001-0.0100%, Ni: 0.001-0.500%, Cu: 0.001-0.500%, Sn: 0.001-0.200%, Sb: 0.001-0.100%, Ca: 0.0001-0.0050%, Nd: 0.0001-0.0010%, and Mg: 0.0001-0.0030%.
  • the rotor core of the first configuration includes a plurality of rotor core blanks stacked together.
  • the rotor core material is composed of, by mass%, Si: 3.1 to 4.5%, C: 0.0025% or less, N: 0.0025% or less, O: 0.0400% or less, P: 0.100% or less, S: 0.0050% or less, Ti: 0.0100% or less, Mn: 2.0% or less, Al: 1.500% or less, Zr: 0 to 0.0100%, Nb: 0 to 0.0100%, V: 0 to 0.0100%, Mo: 0 to 0.100%, Cr: 0 to 2.000%, La: 0 to 0.0100%, C e: 0-0.0100%, B: 0-0.0010%, Zn: 0-0.0050%, Ga: 0-0.0050%, Ge: 0-0.0050%, As: 0-0.0100%, Ni: 0-0.500%, Cu: 0-0.500%, Sn: 0-0.200%,
  • the work hardening amount WH defined by formula (3) is less than 15 MPa.
  • WH Y 2.0 -YS (3)
  • the rotor core material has an average crystal grain size D ( ⁇ m) that satisfies formula (4) and a yield elongation of 0.5% or more. D ⁇ 80-Si ⁇ 10 (4)
  • the element symbols in formula (4) are substituted with the corresponding element content in mass %. When the corresponding element is not contained, "0" is substituted for the element symbol.
  • the rotor core of the second configuration is the rotor core of the first configuration, and the rotor core material has, in mass%, Zr: 0.0001-0.0100%, Nb: 0.0001-0.0100%, V: 0.0001-0.0100%, Mo: 0.001-0.100%, Cr: 0.001-2.000%, La: 0.0001-0.0100%, Ce: 0.0001-0.0100%, B: 0.0001-0.0010%, Zn: 0.0001-0.0050 %, Ga: 0.0001-0.0050%, Ge: 0.0001-0.0050%, As: 0.0001-0.0100%, Ni: 0.001-0.500%, Cu: 0.001-0.500%, Sn: 0.001-0.200%, Sb: 0.001-0.100%, Ca: 0.0001-0.0050%, Nd: 0.0001-0.0010%, and Mg: 0.0001-0.0030%.
  • the motor of this embodiment has a rotor core of the first or second configuration.
  • the method for producing a non-oriented electrical steel sheet of the present embodiment is a method for producing a non-oriented electrical steel sheet of the first or second configuration, and includes a hot rolling step, a cold rolling step, and a finish annealing step.
  • the hot rolling process the slab is hot rolled to produce a hot-rolled steel sheet.
  • the cold rolling process the hot-rolled steel sheet is cold-rolled to produce a cold-rolled steel sheet.
  • the finish annealing process the cold-rolled steel sheet is subjected to finish annealing in a finish annealing furnace.
  • the final annealing step the cold-rolled steel sheet is further annealed at a maximum temperature T1 of 950° C. or less.
  • the tension TE applied to the cold-rolled steel sheet at the maximum temperature T1 is set to 2.0 to 10.0 MPa.
  • the residence time t0 (seconds) between the annealing temperatures T1 and 700° C. in the heating zone, soaking zone, and cooling zone of the final annealing furnace, and the residence time t1 (seconds) between 700 and 500° C. in the cooling zone are set to satisfy formulas (A) and (B).
  • the ratio of the water vapor partial pressure P H20 (atm) to the hydrogen partial pressure P H2 (atm) is made higher than 0.05, or the oxygen concentration is made higher than 0.010%.
  • the temperature gradient CG in the longitudinal direction of the cold-rolled steel sheet during the cooling process is set to 20° C./m or less.
  • the non-oriented electrical steel sheet of this embodiment is described in detail below.
  • the non-oriented electrical steel sheet of the present embodiment satisfies the following features 1 to 5.
  • the chemical composition, in mass%, is: Si: 3.1-4.5%, C: 0.0025% or less, N: 0.0025% or less, O: 0.0400% or less, P: 0.100% or less, S: 0.0050% or less, Ti: 0.0100% or less, Mn: 2.0% or less, Al: 1.500% or less, Zr: 0-0.0100%, Nb: 0-0.0100%, V: 0-0.0100%, Mo: 0-0.100%, Cr: 0-2.000%, La: 0-0.0 100%, Ce: 0-0.0100%, B: 0-0.0010%, Zn: 0-0.0050%, Ga: 0-0.0050%, Ge: 0-0.0050%, As: 0-0.0100%, Ni: 0-0.500%, Cu: 0-0.500%, Sn: 0-0.200%, Sb: 0-0
  • the chemical composition of the non-oriented electrical steel sheet of this embodiment contains the following elements. Note that "%” regarding the element content in the chemical composition of the non-oriented electrical steel sheet and the rotor core material means mass % unless otherwise specified.
  • the non-oriented electrical steel sheet is also simply referred to as "steel sheet”.
  • Si 3.1-4.5%
  • Silicon (Si) increases the resistivity of steel sheets and reduces eddy current loss. Silicon also dissolves in steel sheets to increase the strength of non-oriented electrical steel sheets. Silicon also forms slip systems through which dislocations can move. This makes it possible to suppress dislocation entanglement and to suppress an increase in dislocation density. Therefore, it is possible to improve the dimensional accuracy after punching. If the Si content is less than 3.1%, The effect is not sufficient. On the other hand, if the Si content exceeds 4.5%, the punching workability of the non-oriented electrical steel sheet decreases. Therefore, the Si content is 3.1 to 4.5%.
  • the lower limit of the Si content is preferably 3.2%, more preferably 3.3%, and further preferably 3.4%.
  • the upper limit of the Si content is preferably 4.4%, more preferably 4.3%, and further preferably 4.2%.
  • Carbon (C) is unavoidably contained.
  • the C content is more than 0%.
  • C increases the strength of the steel plate.
  • solute C is fixed to dislocations during punching, restricting the movement of dislocations. If there are many dislocations to which solute C is fixed, the density of dislocations entangled with each other also increases. As a result, unevenness is likely to occur in the punched product after punching, and the dimensional accuracy after punching decreases. If the C content exceeds 0.0025%, carbides and/or carbonitrides are generated in excessive amounts.
  • the C content is 0.0025% or less.
  • the lower limit of the C content is preferably 0.0001%, more preferably 0.0005%, more preferably 0.0010%, more preferably 0.0012%, more preferably 0.0014%, and more preferably 0.0016%.
  • the upper limit of the C content is preferably 0.0024%, more preferably 0.0023%, further preferably 0.0022%, and further preferably 0.0021%.
  • N 0.0025% or less Nitrogen (N) is unavoidably contained. In other words, the N content is more than 0%. N increases the strength of the steel sheet. Even if even a small amount of N is contained, the above effect can be obtained to a certain extent. However, if the N content exceeds 0.0025%, the amount of solute N in the steel sheet becomes excessively large. In this case, the solute N is fixed to the dislocations during punching, restricting the movement of the dislocations. If there are many dislocations to which the solute N is fixed, the density of dislocations entangled with each other also increases. As a result, the punched product after punching is likely to have unevenness, and the dimensional accuracy after punching is reduced.
  • the N content is 0.0025% or less.
  • the lower limit of the N content is preferably 0.0001%, more preferably 0.0005%, more preferably 0.0010%, more preferably 0.0012%, more preferably 0.0014%, and more preferably 0.0016%.
  • the upper limit of the N content is preferably 0.0024%, more preferably 0.0023%, further preferably 0.0022%, and further preferably 0.0021%.
  • O 0.0400% or less
  • Oxygen (O) is unavoidably contained.
  • the O content is more than 0%.
  • O forms oxides and deteriorates the magnetic properties of the steel sheet. Therefore, the O content is 0.0400% or less.
  • the O content is preferably as low as possible. However, excessive reduction in the O content increases the production cost. Therefore, from the viewpoint of industrial productivity, the lower limit of the O content is preferably 0.0001%, more preferably 0.0010%, and even more preferably 0.0020%.
  • the upper limit of the O content is preferably 0.0370%, more preferably 0.0350%, further preferably 0.0300%, and further preferably 0.0200%.
  • P 0.100% or less Phosphorus (P) is unavoidably contained.
  • the P content is more than 0%.
  • P increases the strength of the steel sheet. Even if even a small amount of P is contained, the above effect can be obtained to a certain extent.
  • the P content exceeds 0.100%, the steel sheet becomes embrittled and the workability decreases, and cracks may occur in the steel sheet during cold rolling. Therefore, the P content is 0.100% or less.
  • the lower limit of the P content is preferably 0.001%, more preferably 0.005%, and further preferably 0.007%.
  • the upper limit of the P content is preferably 0.090%, more preferably 0.080%, and further preferably 0.070%.
  • S 0.0050% or less Sulfur (S) is an unavoidable impurity.
  • the S content is more than 0%.
  • S generates MnS and deteriorates the core loss. Therefore, the S content is 0.0050% or less.
  • the S content is preferably as low as possible. However, excessive reduction in the S content increases the production cost. Therefore, from the viewpoint of industrial productivity, the lower limit of the S content is preferably 0.0001%, more preferably 0.0003%, and further preferably 0.0005%.
  • the upper limit of the S content is preferably 0.0047%, more preferably 0.0045%, still more preferably 0.0040%, still more preferably 0.0030%, still more preferably 0.0025%, and still more preferably 0.0020%.
  • the chemical composition of the non-oriented electrical steel sheet of this embodiment further contains Ti: 0.0100% or less, Mn: 2.0% or less, Al: 1.500% or less, Zr: 0 to 0.0100%, Nb: 0 to 0.0100%, V: 0 to 0.0100%, Mo: 0 to 0.100%, Cr: 0 to 2.000%, La: 0 to 0.0100%, and Ce: 0 to 0.0100%. All of these elements fix the solute C and/or solute N in the steel sheet to form precipitates such as carbides, carbonitrides, or nitrides. As a result, these elements reduce the solute C and solute N that cause a decrease in dimensional accuracy after punching.
  • Titanium (Ti) is inevitably contained.
  • the Ti content is more than 0%.
  • Ti combines with C and/or N to form precipitates, reducing the amount of dissolved C and N. This improves the dimensional accuracy after punching.
  • Ti also increases the strength of the steel sheet by forming precipitates. Even if even a small amount of Ti is contained, the above effects can be obtained to a certain extent.
  • the Ti content exceeds 0.0100%, excessive precipitates are formed, resulting in deterioration of the magnetic properties. Therefore, the Ti content is 0.0100% or less.
  • the lower limit of the Ti content is preferably 0.0001%, more preferably 0.0005%, and further preferably 0.0010%.
  • the upper limit of the Ti content is preferably 0.0090%, more preferably 0.0080%, further preferably 0.0070%, further preferably 0.0060%, and further preferably 0.0055%.
  • Mn 2.0% or less Manganese (Mn) is inevitably contained.
  • Mn combines with C to form carbides and reduce the amount of solute C.
  • Mn also increases the resistivity of the steel sheet and reduces eddy current loss. Even if even a small amount of Mn is contained, the above effects can be obtained to a certain extent.
  • the lower limit of the Mn content is preferably 0.1%, more preferably 0.2%, and further preferably 0.5%.
  • the upper limit of the Mn content is preferably 1.8%, more preferably 1.6%, and further preferably 1.4%.
  • Al 1.500% or less
  • Aluminum (Al) is inevitably contained.
  • the Al content is more than 0%.
  • Al combines with N to form nitrides, reducing the amount of solute N. This improves the dimensional accuracy after punching.
  • Al increases the strength of the steel sheet by forming nitrides. Even if even a small amount of Al is contained, the above effects can be obtained to a certain extent.
  • the Al content exceeds 1.500%, an excessive amount of oxide is produced in the steel sheet, resulting in deterioration of the magnetic properties. Therefore, the Al content is not more than 1.500%.
  • the lower limit of the Al content is preferably 0.001%, more preferably 0.004%, more preferably 0.005%, more preferably 0.010%, more preferably 0.050%, and more preferably 0.100%.
  • the upper limit of the Al content is preferably 1.450%, more preferably 1.400%, further preferably 1.300%, further preferably 1.100%, and further preferably 0.900%.
  • the Al content means the content of sol. Al (acid-soluble Al).
  • Zr Zirconium (Zr) may not be contained, that is, the Zr content may be 0%.
  • Zr When contained, that is, when the Zr content is more than 0%, Zr combines with C and/or N to form precipitates, reducing the amount of solute C and N. Zr improves the dimensional accuracy after punching. Zr also increases the strength of the steel sheet by forming precipitates. Even if only a small amount of Zr is contained, the above effects can be obtained to a certain extent. However, if the Zr content exceeds 0.0100%, excessive precipitates are formed, which deteriorates the magnetic properties. Therefore, the Zr content is 0 to 0.0100%.
  • the lower limit of the Zr content is preferably 0.0001%, more preferably 0.0005%, and further preferably 0.0010%.
  • the upper limit of the Zr content is preferably 0.0095%, more preferably 0.0090%, further preferably 0.0080%, and further preferably 0.0070%.
  • Niobium (Nb) may not be contained, that is, the Nb content may be 0%.
  • Nb When Nb is contained, it combines with C to form carbides and reduces the amount of solute C. As a result, Nb improves the dimensional accuracy after punching. Nb also reduces the strength of the steel sheet by forming carbides. The above effect can be obtained to some extent if even a small amount of Nb is contained. However, if the Nb content exceeds 0.0100%, carbides are formed in excess, which deteriorates the magnetic properties. Therefore, the Nb content is 0 to 0.0100%.
  • the lower limit of the Nb content is preferably 0.0001%, more preferably 0.0005%, and further preferably 0.0010%.
  • the upper limit of the Nb content is preferably 0.0090%, more preferably 0.0080%, still more preferably 0.0070%, still more preferably 0.0050%, and still more preferably 0.0040%. %, more preferably 0.0030%, and even more preferably 0.0025%.
  • V 0 ⁇ 0.0100%
  • Vanadium (V) may not be contained, that is, the V content may be 0%.
  • V When V is contained, that is, when the V content is more than 0%, V combines with C to form carbides and reduces the amount of solute C. As a result, V improves the dimensional accuracy after punching. V also increases the strength of the steel sheet by forming carbides. Even if even a small amount of V is contained, the above effects can be obtained to a certain extent. However, if the V content exceeds 0.0100%, carbides are formed in excess, which deteriorates the magnetic properties. Therefore, the V content is 0 to 0.0100%.
  • the lower limit of the V content is preferably 0.0001%, more preferably 0.0005%, and further preferably 0.0010%.
  • the upper limit of the V content is preferably 0.0090%, more preferably 0.0080%, still more preferably 0.0070%, still more preferably 0.0050%, and still more preferably 0.0040%. %, more preferably 0.0030%, and even more preferably 0.0025%.
  • Mo 0-0.100% Molybdenum (Mo) may not be contained, that is, the Mo content may be 0%.
  • Mo When Mo is contained, that is, when the Mo content is more than 0%, Mo combines with C to form carbides and reduce the amount of solute C. As a result, Mo improves the dimensional accuracy after punching. Mo also increases the strength of the steel sheet by forming carbides. Even if even a small amount of Mo is contained, the above effects can be obtained to a certain extent. However, if the Mo content exceeds 0.100%, carbides are formed in excess, which deteriorates the magnetic properties. Therefore, the Mo content is 0 to 0.100%.
  • the lower limit of the Mo content is preferably 0.001%, more preferably 0.005%, further preferably 0.010%, and further preferably 0.030%.
  • the upper limit of the Mo content is preferably 0.090%, more preferably 0.080%, and further preferably 0.070%.
  • Chromium (Cr) may not be contained, that is, the Cr content may be 0%.
  • Cr When contained, that is, when the Cr content is more than 0%, Cr combines with C to form carbides, and reduces the amount of solute C. As a result, Cr improves the dimensional accuracy after punching. Cr also increases the strength of the steel sheet. Even if only a small amount of Cr is contained, the above effects can be obtained to a certain extent. However, if the Cr content exceeds 2.000%, excessive carbides are formed, which deteriorates the magnetic properties. Therefore, the Cr content is 0 to 2.000%.
  • the lower limit of the Cr content is preferably 0.001%, more preferably 0.005%, further preferably 0.010%, and further preferably 0.050%.
  • the upper limit of the Cr content is preferably 1.800%, more preferably 1.500%, further preferably 1.400%, and further preferably 1.000%.
  • La 0 ⁇ 0.0100%
  • Lanthanum (La) is an optional element and may not be contained. That is, the La content may be 0%. When contained, that is, when the La content is more than 0%, La bonds with N to form nitrides, reducing the amount of solute N. As a result, La reduces the dimensional accuracy after punching. La also increases the strength of the steel sheet by forming nitrides. If even a small amount of La is contained, the above effects can be obtained to a certain extent. However, if the La content exceeds 0.0100%, excessive nitrides are formed in the steel sheet, which deteriorates the magnetic properties. Therefore, the La content is 0 to 0.0100%.
  • the lower limit of the La content is preferably 0.0001%, more preferably 0.0005%, further preferably 0.0010%, and further preferably 0.0020%.
  • the upper limit of the La content is preferably 0.0090%, more preferably 0.0080%, further preferably 0.0075%, and further preferably 0.0070%.
  • Ce 0 ⁇ 0.0100%
  • Cerium (Ce) is an optional element and may not be contained, that is, the Ce content may be 0%.
  • Ce When contained, that is, when the Ce content is more than 0%, Ce combines with N to form nitrides, reducing the amount of solute N. As a result, Ce reduces the dimensional accuracy after punching. Ce also increases the strength of the steel sheet by forming nitrides. Even if only a small amount of Ce is contained, the above effects can be obtained to a certain extent. However, if the Ce content exceeds 0.0100%, excessive nitrides are formed in the steel sheet, resulting in deterioration of the magnetic properties. Therefore, the Ce content is 0 to 0.0100%.
  • the lower limit of the Ce content is preferably 0.0001%, more preferably 0.0005%, further preferably 0.0010%, and further preferably 0.0015%.
  • the upper limit of the Ce content is preferably 0.0090%, more preferably 0.0080%, and further preferably 0.0070%.
  • the remainder of the chemical composition of the non-oriented electrical steel sheet of this embodiment is composed of Fe and impurities.
  • impurities are those that are mixed in from the raw materials, such as ore and scrap, or the manufacturing environment, when the non-oriented electrical steel sheet is industrially manufactured.
  • the content of these impurities is permissible within a range that does not adversely affect the non-oriented electrical steel sheet of this embodiment.
  • the non-oriented electrical steel sheet of this embodiment may further contain B: 0-0.0010%, Zn: 0-0.0050%, Ga: 0-0.0050%, Ge: 0-0.0050%, As: 0-0.0100%, Ni: 0-0.500%, Cu: 0-0.500%, Sn: 0-0.200%, Sb: 0-0.100%, Ca: 0-0.0050%, Nd: 0-0.0010%, and Mg: 0-0.0030%. All of these elements are optional and do not need to be contained. Each element is described below.
  • B, Zn, Ga, Ge and As are impurities in the non-oriented electrical steel sheet of this embodiment.
  • B 0-0.0010% Boron (B) is an optional element and may not be contained, that is, the B content may be 0%.
  • B is contained, that is, when the B content is more than 0%, B forms nitrides, which inhibit recrystallization during final annealing. Therefore, the B content is 0 to 0.0010%.
  • An excessive reduction in the B content increases the production cost. Therefore, from the viewpoint of industrial productivity, the lower limit of the B content is preferably 0.0001%, more preferably 0.0002%, and even more preferably 0. .0003%.
  • the upper limit of the B content is preferably 0.0009%, more preferably 0.0008%, and further preferably 0.0007%.
  • Zinc (Zn) is an optional element and may not be contained, that is, the Zn content may be 0%.
  • Zn is contained, that is, when the Zn content exceeds 0%, no particular problem occurs so long as the Zn content is 0.0050% or less. Therefore, the Zn content is 0 to 0.0050%.
  • An excessive reduction in the Zn content increases the production cost. Therefore, from the viewpoint of industrial productivity, the lower limit of the Zn content is preferably 0.0001%, more preferably 0.0002%, and even more preferably 0. .0003%.
  • the upper limit of the Zn content is preferably 0.0020%, more preferably 0.0010%, and further preferably 0.0005%.
  • Ga 0 to 0.0050%
  • Ga is an optional element and may not be contained, that is, the Ga content may be 0%.
  • the Ga content is 0 to 0.0050%. Excessive reduction in the Ga content increases the production cost. Therefore, from the viewpoint of industrial productivity, the lower limit of the Ga content is preferably 0.0001%, more preferably 0.0002%, and even more preferably 0. .0003%.
  • the upper limit of the Ga content is preferably 0.0040%, more preferably 0.0035%, still more preferably 0.0030%, still more preferably 0.0020%, and still more preferably 0.0010%. %, and more preferably 0.0005%.
  • Germanium (Ge) is an optional element and may not be contained, that is, the Ge content may be 0%.
  • the Ge content is 0 to 0.0050%.
  • the lower limit of the Ge content is preferably 0.0001%, more preferably 0.0002%, and even more preferably 0. .0003%.
  • the upper limit of the Ge content is preferably 0.0040%, more preferably 0.0035%, still more preferably 0.0030%, still more preferably 0.0020%, and still more preferably 0.0010%. %, and more preferably 0.0005%.
  • Arsenic (As) is an optional element and may not be contained, that is, the As content may be 0%.
  • the As content When As is contained, that is, when the As content exceeds 0%, no particular problem occurs so long as the As content is 0.0100% or less. Therefore, the As content is 0 to 0.0100%. An excessive reduction in the As content increases the production cost. Therefore, from the viewpoint of industrial productivity, the lower limit of the As content is preferably 0.0001%, more preferably 0.0002%, and even more preferably 0. It is preferably 0.0003%, more preferably 0.0005%, and even more preferably 0.0010%.
  • the upper limit of the As content is preferably 0.0070%, more preferably 0.0060%, further preferably 0.0050%, and further preferably 0.0030%.
  • Ni and Cu are optional elements. Both Ni and Cu increase the strength of the non-oriented electrical steel sheet.
  • Ni 0-0.500%
  • Nickel (Ni) is an optional element and may not be contained, that is, the Ni content may be 0%.
  • Ni When Ni is contained, that is, when the Ni content exceeds 0%, Ni increases the strength of the non-oriented electrical steel sheet. Even if even a small amount of Ni is contained, the above effect can be obtained to a certain degree. However, if the Ni content exceeds 0.500%, the steel sheet becomes embrittled and the workability decreases. Therefore, the Ni content is 0 to 0.500%.
  • the lower limit of the Ni content is preferably 0.001%, more preferably 0.005%, still more preferably 0.010%, still more preferably 0.020%, and still more preferably 0.050%. %, and more preferably 0.100%.
  • the upper limit of the Ni content is preferably 0.450%, more preferably 0.400%, still more preferably 0.350%, still more preferably 0.300%, and still more preferably 0.250%. %.
  • Cu 0-0.500% Copper (Cu) is an optional element and may not be contained, that is, the Cu content may be 0%. When contained, that is, when the Cu content exceeds 0%, Cu increases the strength of the non-oriented electrical steel sheet. Even if even a small amount of Cu is contained, the above effect can be obtained to some extent. However, if the Cu content exceeds 0.500%, the steel sheet becomes embrittled and the workability decreases. Therefore, the Cu content is 0 to 0.500%.
  • the lower limit of the Cu content is preferably 0.001%, more preferably 0.005%, still more preferably 0.010%, still more preferably 0.030%, and still more preferably 0.050%. %, and more preferably 0.100%.
  • the upper limit of the Cu content is preferably 0.450%, more preferably 0.400%, still more preferably 0.350%, still more preferably 0.250%, and still more preferably 0.150%. %.
  • Sn and Sb are optional elements. Both Sn and Sb reduce the core loss of the non-oriented electrical steel sheet.
  • Tin (Sn) is an optional element and may not be contained, that is, the Sn content may be 0%.
  • Sn segregates on the surface of the steel sheet and inhibits oxidation and nitridation during final annealing. Sn also improves the texture of the steel sheet.
  • the magnetic flux density is increased by adding Sn, which reduces the core loss of the non-oriented electrical steel sheet. The above effect can be obtained to a certain extent if even a small amount of Sn is added. However, if the Sn content exceeds 0.200%, the steel sheet becomes embrittled and the workability decreases. Therefore, the Sn content is 0 to 0.200%.
  • the lower limit of the Sn content is preferably 0.001%, more preferably 0.003%, still more preferably 0.005%, still more preferably 0.010%, and still more preferably 0.030%. %, and more preferably 0.050%.
  • the upper limit of the Sn content is preferably 0.180%, more preferably 0.160%, further preferably 0.150%, and further preferably 0.120%.
  • Sb 0-0.100%
  • Antimony (Sb) is an optional element and may not be contained. In other words, the Sb content may be 0%.
  • Sb is contained, that is, when the Sb content is more than 0%, Sb segregates on the surface of the steel sheet in the same manner as Sn, and suppresses oxidation and nitridation during final annealing. Sb also affects the texture of the steel sheet. This improves the magnetic flux density, thereby reducing the core loss of the non-oriented electrical steel sheet. Even if even a small amount of Sb is contained, the above effect can be obtained to a certain extent. However, if the Sb content exceeds 0.100%, the steel sheet becomes embrittled and the workability decreases.
  • the Sb content is 0 to 0.100%.
  • the lower limit of the Sb content is preferably 0.001%, more preferably 0.005%, further preferably 0.010%, and further preferably 0.030%.
  • the upper limit of the Sb content is preferably 0.080%, more preferably 0.070%, further preferably 0.060%, and further preferably 0.050%.
  • Ca, Nd and Mg are optional elements. All of Ca, Nd and Mg promote the growth of crystal grains during final annealing, thereby improving the magnetic properties of the non-oriented electrical steel sheet.
  • Ca 0-0.0050% Calcium (Ca) is an optional element and may not be contained, that is, the Ca content may be 0%.
  • Ca When contained, that is, when the Ca content is more than 0%, Ca combines with S during casting of molten steel to form coarse precipitates which are coarse sulfides and/or coarse oxysulfides.
  • the grain size of the coarse precipitates is about 1 to 2 ⁇ m.
  • the coarse precipitates adsorb inhibitors such as fine MnS, TiN, and AlN with grain sizes of about 100 nm that are generated in the steel plate during the manufacturing process after the casting process.
  • the inhibition of crystal grain growth caused by the inhibitor is suppressed. Therefore, during final annealing, the growth of crystal grains is promoted.
  • the magnetic properties of the non-oriented electrical steel sheet are improved. If it is contained, the above effects can be obtained to some extent. However, if the Ca content exceeds 0.0050%, coarse precipitates are formed in excess, which inhibits recrystallization and grain growth during the final annealing process. Therefore, the Ca content is 0 to 0.0050%.
  • the lower limit of the Ca content is preferably 0.0001%, more preferably 0.0005%, and further preferably 0.0010%.
  • the upper limit of the Ca content is preferably 0.0045%, more preferably 0.0040%, and further preferably 0.0035%.
  • Neodymium is an optional element and may not be contained, that is, the Nd content may be 0%.
  • Nd When Nd is contained, that is, when the Nd content is more than 0%, Nd generates coarse precipitates in the same manner as Ca, and suppresses the inhibition of grain growth caused by the inhibitor during the finish annealing. During annealing, the growth of crystal grains is promoted. As a result, the magnetic properties of the non-oriented electrical steel sheet are improved. Even if even a small amount of Nd is contained, the above effect can be obtained to a certain extent.
  • the Nd content is 0 to 0.0010%.
  • the lower limit of the Nd content is preferably 0.0001%, more preferably 0.0002%, and further preferably 0.0003%.
  • the upper limit of the Nd content is preferably 0.0008%, more preferably 0.0006%, and further preferably 0.0004%.
  • Mg 0-0.0030%
  • Magnesium (Mg) is an optional element and may not be contained, that is, the Mg content may be 0%.
  • Mg When Mg is contained, that is, when the Mg content is more than 0%, Mg generates coarse precipitates in the same manner as Ca, and suppresses the inhibition of grain growth caused by the inhibitor during the finish annealing. During annealing, the growth of crystal grains is promoted. As a result, the magnetic properties of the non-oriented electrical steel sheet are improved. Even if even a small amount of Mg is contained, the above effect can be obtained to a certain extent.
  • the Mg content is 0 to 0.0030%.
  • the lower limit of the Mg content is preferably 0.0001%, more preferably 0.0002%, and further preferably 0.0003%.
  • the upper limit of the Mg content is preferably 0.0025%, more preferably 0.0020%, further preferably 0.0015%, and further preferably 0.0010%.
  • the chemical composition of the non-oriented electrical steel sheet of this embodiment can be measured by a known component analysis method in accordance with JIS G0321:2017. Specifically, chips are collected from the steel sheet using a drill. The collected chips are dissolved in acid to obtain a solution. ICP-AES (Inductively Coupled Plasma Atomic Emission Spectrometry) is performed on the solution to perform elemental analysis of the chemical composition.
  • the C content and S content are determined by a known high-frequency combustion method (combustion-infrared absorption method).
  • the N content is determined by a known inert gas fusion-thermal conductivity method.
  • the O content is determined by a known inert gas fusion-infrared absorption method.
  • the content of each element is determined by rounding off the measured value based on the significant figures specified in this embodiment to the lowest digit of the content of each element specified in this embodiment.
  • the Si content of the steel plate in this embodiment is specified as a value to one decimal place. Therefore, the Si content is determined as a value to one decimal place obtained by rounding off the measured value to one decimal place.
  • the contents of other elements than the Si content of the steel plate of this embodiment are determined by rounding the measured value to the smallest digit specified in this embodiment, and the value obtained is the content of that element.
  • Rounding means rounding down if the fraction is less than 5, and rounding up if the fraction is 5 or more.
  • the non-oriented electrical steel sheet of the present embodiment further satisfies formula (1) and formula (2).
  • the element symbols in formulas (1) and (2) are substituted with the corresponding element content in mass %. When the corresponding element is not contained, "0" is substituted for the element symbol.
  • Formula (1) is a formula for sufficiently reducing solute C in a steel sheet by forming carbides or carbonitrides.
  • the left side of formula (1) is composed of elements that bond with C to form carbides or carbonitrides. When formula (1) is satisfied, carbides or carbonitrides are sufficiently formed, and solute C is sufficiently reduced.
  • Formula (2) is a formula for forming nitrides or carbonitrides to sufficiently reduce solute N.
  • the left side of formula (2) is composed of elements that bond with N to form nitrides or carbonitrides.
  • formula (2) is satisfied, nitrides or carbonitrides are sufficiently formed, and solute N is sufficiently reduced.
  • the non-oriented electrical steel sheet of this embodiment has a tensile strength TS of more than 570 MPa, that is, the non-oriented electrical steel sheet of this embodiment has high strength.
  • the lower limit of the tensile strength TS of the non-oriented electrical steel sheet of this embodiment is preferably 575 MPa, and more preferably 580 MPa.
  • the upper limit of the tensile strength TS is not particularly limited. However, when the characteristics 1 and 2 are satisfied, the upper limit of the tensile strength TS is, for example, 750 MPa.
  • the tensile strength TS of the non-oriented electrical steel sheet of this embodiment is measured by the following method.
  • a JIS No. 5 tensile test piece specified in JIS Z2241:2011 is taken from the non-oriented electrical steel sheet.
  • a tensile test is carried out at room temperature in air using the taken tensile test piece in accordance with JIS Z2241:2011 to obtain a stress-strain curve.
  • the tensile strength TS (MPa) is determined from the obtained stress-strain curve.
  • the amount of work hardening WH correlates with the dislocation density. If the amount of work hardening WH is less than 15 MPa, the dislocation density is sufficiently suppressed during punching. Therefore, the occurrence of dislocations in which solute C or solute N is fixed can be sufficiently suppressed. As a result, the occurrence of irregularities caused by the punching process is suppressed in the punched product after punching, and sufficient dimensional accuracy can be obtained.
  • the upper limit of the work hardening amount WH is preferably 14 MPa, more preferably 13 MPa, more preferably 12 MPa, more preferably 11 MPa, and even more preferably 10 MPa. It is preferable that the work-hardening amount WH is as low as possible. In consideration of industrial productivity, the lower limit of the work-hardening amount WH is preferably 2 MPa, more preferably 1 MPa, and most preferably 0 MPa.
  • Fig. 1 is a schematic diagram of an example of a stress-strain curve. Referring to Fig. 1, the maximum value of stress in the range of strain from 0 to 0.2% plastic strain is defined as "yield strength YS" (MPa). In Fig. 1, an upper yield point P0 occurs on the stress-strain curve when the strain is in the range L0 of 0 to 0.2% plastic strain. Therefore, when the stress-strain curve has an upper yield point as in Fig. 1, the stress at the upper yield point P0 is defined as the yield strength YS (MPa).
  • the stress at 2.0% strain is designated as Y2.0 (MPa).
  • the work hardening amount WH (MPa) is calculated according to formula (3).
  • WH is defined as 0 (MPa).
  • the average grain size D ( ⁇ m) satisfies the formula (4), and the yield elongation is 0.5% or more.
  • the Si content in mass % in the chemical composition of the non-oriented electrical steel sheet is substituted for Si in formula (4).
  • the lower limit of the average crystal grain size D is preferably 10 ⁇ m, more preferably 15 ⁇ m, and even more preferably 20 ⁇ m.
  • a preferred upper limit of the average crystal grain size D is 75-Si ⁇ 10 ( ⁇ m), more preferably 70-Si ⁇ 10 ( ⁇ m), and even more preferably 65-Si ⁇ 10 ( ⁇ m).
  • the lower limit of the yield elongation is preferably 0.6%, more preferably 0.7%, more preferably 1.0%, and even more preferably 1.5%.
  • the upper limit of the yield elongation is not particularly limited, but is about 7.0%.
  • the average grain size D is determined by the following method.
  • a cross section (L cross section) parallel to the rolling direction of the non-oriented electrical steel sheet is used as the observation surface.
  • the observation surface is mirror-polished, and then the mirror-polished observation surface is etched using a nital solution.
  • the etched observation surface is observed at a magnification of 100 times using an optical microscope, and a photographic image of the observation field is generated.
  • the average grain size D ( ⁇ m) is determined by a method of calculating the number of grains within a rectangular region described later in accordance with JIS G0551:2013 "Steel - Microscopic test method for grain size".
  • a rectangular region consisting of only recrystallized grains, excluding unrecrystallized regions, is drawn, surrounded by lines parallel to the sheet thickness direction and the sheet surface direction (rolling direction).
  • the rectangular region is the observation field.
  • the area A of the rectangular region is set to 0.5 mm2 or more. If it is not possible to ensure an area of 0.5 mm2 or more for one rectangle, multiple rectangular regions are drawn so that the total area A of the rectangular regions is 0.5 mm2 or more.
  • the number of crystal grains in the rectangular region is counted. Specifically, the number of crystal grains that exist inside the rectangular region and do not contact any side of the rectangular region is defined as N1. The number of crystal grains that intersect with any of the four sides of the rectangular region excluding the four corners (the four vertices of the rectangle) is defined as N2. The number of all rectangular regions drawn to ensure an area of 0.5 mm2 or more is defined as N3. The average crystal grain size D ( ⁇ m) is calculated using the total area A ( mm2 ) of the rectangular regions and the numbers of crystal grains N1 to N3 according to formula (I).
  • the yield elongation is determined by the following method.
  • a tensile test piece is taken from the non-oriented electrical steel sheet.
  • a tensile test is carried out at room temperature in air in accordance with JIS Z2241:2011 to determine the yield elongation (%).
  • a JIS No. 5 tensile test piece is used as the tensile test piece.
  • the yield elongation (%) is determined by the following method.
  • the yield strength YS MPa
  • the strain value at the determined yield strength YS is designated as ⁇ 1.
  • the maximum strain value ⁇ 2 in the region where the stress is maintained within the range of the yield stress YS ⁇ 1.0% as the strain increases is identified.
  • the non-oriented electrical steel sheet of this embodiment satisfies Features 1 to 5. Therefore, the non-oriented electrical steel sheet of this embodiment has high strength and sufficient magnetic properties, and yet has excellent dimensional accuracy after punching.
  • Step 1 Hot rolling step
  • Step 2 Hot-rolled sheet annealing step
  • Step 3 Cold rolling step
  • Step 4 Finish annealing step
  • step 2 is an optional step. In other words, step 2 does not have to be performed.
  • Step 1 Hot rolling step
  • the slab is hot rolled to produce a hot rolled steel sheet.
  • the slab is produced by a known method, for example, a continuous casting method.
  • Hot rolling is carried out on the prepared slab.
  • the slab heating temperature is, for example, 1100 to 1200°C.
  • the finish rolling temperature is, for example, 800 to 1100°C.
  • the coiling temperature is, for example, 700 to 800°C.
  • the hot-rolled sheet annealing process is an optional process. That is, the hot-rolled sheet annealing process may or may not be performed. When the hot-rolled sheet annealing process is performed, annealing is performed on the hot-rolled steel sheet.
  • the hot-rolled sheet annealing may be box annealing or continuous annealing.
  • the annealing conditions in the hot-rolled sheet annealing process are not particularly limited. In the case of box annealing, the annealing temperature is, for example, 750°C to 850°C, and the holding time at the annealing temperature is, for example, 1 hour to 30 hours.
  • the annealing temperature is, for example, 900°C to 1000°C
  • the holding time at the annealing temperature is, for example, 1 second to 100 seconds.
  • a well-known pickling treatment may be performed on the hot-rolled steel sheet before annealing in the hot-rolled sheet annealing process and/or the hot-rolled steel sheet after annealing.
  • Step 3 Cold rolling step
  • the hot-rolled steel sheet produced in the hot rolling process or the hot-rolled steel sheet after the hot-rolled sheet annealing process is subjected to cold rolling to produce a cold-rolled steel sheet.
  • Cold rolling may be performed once or multiple times.
  • intermediate annealing may be performed after cold rolling before performing the next cold rolling.
  • Step 4 Finish annealing step
  • the cold-rolled steel sheet produced by the cold rolling process is subjected to finish annealing in a finish annealing furnace.
  • the finish annealing the cold-rolled steel sheet finished to the final plate thickness is annealed to recrystallize and grow crystal grains.
  • the following conditions 1 to 5 are satisfied.
  • the steel sheet is annealed at a maximum temperature T1 (°C) of 950°C or less.
  • the tension TE applied to the cold-rolled steel sheet at the maximum temperature T1 (° C.) is set to 2.0 to 10.0 MPa.
  • the maximum reachable temperature T1 is set to 950°C or less. If the maximum reachable temperature T1 exceeds 950°C, solution of carbides and nitrides will occur in the steel plate. As a result, the work hardening amount WH defined by formula (3) will be 15 MPa or more. Therefore, the maximum reachable temperature T1 is 950°C or less. A known temperature is sufficient as the lower limit of the maximum reachable temperature T1. The lower limit of the maximum reachable temperature T1 is, for example, 800°C.
  • the tension TE applied to the cold-rolled steel sheet at the maximum temperature T1 is set to 2.0 to 10.0 MPa. Specifically, the tension TE is applied in the rolling direction (longitudinal direction) of the cold-rolled steel sheet. If the tension TE is less than 2.0 MPa, dislocation sources are not sufficiently obtained in the steel sheet, and in this case, even if the formula (4) is satisfied in the non-oriented electrical steel sheet, the yield point elongation will be less than 0.5%. On the other hand, if the tension TE exceeds 10.0 MPa, residual strain occurs in the steel sheet. In this case, the work hardening amount WH becomes 15 MPa or more.
  • the residence time t0 (seconds) between the annealing temperatures T1 and 700° C. in the heating zone, soaking zone, and cooling zone of the finish annealing furnace, and the residence time t1 (seconds) between 700 and 500° C. in the cooling zone satisfy the formulas (A) and (B).
  • the residence time t0 includes the time from 700° C.
  • the residence time t1 corresponds to the time from 700 to 500° C. in the cooling zone, and does not include the time from 500 to 700° C. in the heating process (heating zone).
  • FA is greater than 0, that is, when the residence time t1 is longer than the residence time t0, the dissolved carbon and nitrogen can be fixed again as carbides, carbonitrides, and nitrides while suppressing the solution of the carbides and nitrides that were generated before the final annealing. Therefore, the dissolved C and dissolved N in the steel sheet can be reduced. As a result, the work hardening amount WH can be made less than 15 MPa.
  • the ratio of the water vapor partial pressure P H20 (atm) to the hydrogen partial pressure P H2 (atm) is made higher than 0.05, or the oxygen concentration is made higher than 0.010%.
  • the ratio of the water vapor partial pressure P H20 (atm) to the hydrogen partial pressure P H2 (atm) in the atmosphere of the finish annealing furnace is defined as the oxygen potential.
  • the oxygen potential is higher than 0.05 or the oxygen concentration is higher than 0.010% in one or more locations selected from the heating zone, the soaking zone, and the cooling zone in the temperature range of 500°C or higher in the atmosphere of the finish annealing furnace, decarburization of the steel sheet during finish annealing is promoted. In this case, the solute C in the steel sheet can be sufficiently reduced.
  • the work hardening amount WH can be made less than 15 MPa.
  • Temperature gradient CG in the longitudinal direction of cold-rolled steel sheet during cooling In the cooling process, the temperature gradient in the longitudinal direction (rolling direction) of the cold-rolled steel sheet from the maximum temperature T1 to 500° C. is defined as CG (° C./m).
  • the temperature gradient CG is calculated based on the sheet passing distance from the maximum temperature T1 to 500° C. and the temperature difference obtained by subtracting 500° C. from the maximum temperature T1. If the temperature gradient CG during the cooling process exceeds 20°C/m, residual strain will occur in the steel sheet due to thermal strain. In this case, the work hardening amount WH will be 15 MPa or more. Therefore, the temperature gradient CG is set to 20°C/m or less.
  • a coating step may be performed after the final annealing step.
  • an insulating coating is applied to the surface of the non-oriented electrical steel sheet after the final annealing.
  • the type of the insulating coating is not particularly limited.
  • the insulating coating may be an organic component or an inorganic component.
  • the non-oriented electrical steel sheet of this embodiment can be manufactured by the above manufacturing method. Note that the manufacturing method of the non-oriented electrical steel sheet of this embodiment is not particularly limited as long as it satisfies Features 1 to 5.
  • Fig. 4 is a plan view showing an example of the rotor core 1.
  • the rotor core 1 includes a plurality of rotor core blanks 2.
  • the rotor core blanks 2 are plate-shaped. More specifically, the rotor core blanks 2 are disk-shaped.
  • the rotor core 1 is configured by stacking the plurality of rotor core blanks 2.
  • the shape of the rotor core material 2 is not particularly limited as long as it is plate-shaped.
  • FIG. 4 shows the rotor core material 2 of a permanent magnet synchronous motor as an example.
  • the rotor core material 2 may have other shapes as long as it is plate-shaped.
  • the motor is a reluctance motor
  • the rotor core material 2 may be plate-shaped with multiple salient poles, or may be plate-shaped with multiple through holes that serve as flux barriers.
  • the motor is an induction motor
  • the rotor core material 2 may have multiple through holes in which induced current paths made of copper or aluminum die casting, etc. are installed.
  • the rotor core blank 2 is a punched product produced by punching the non-oriented electrical steel sheet of the present embodiment. Therefore, the rotor core blank 2 satisfies the above-mentioned features 1 to 5.
  • the rotor core material 2 contains, in mass %, Si: 3.1 to 4.5%, C: 0.0025% or less, N: 0.0025% or less, O: 0.0400% or less, P: 0.100% or less, S: 0.0050% or less, Ti: 0.0100% or less, Mn: 2.0% or less, Al: 1.500% or less, Zr: 0 to 0.0100%, Nb: 0 to 0.0100%, V: 0 to 0.0100%, Mo: 0 to 0.100%, Cr: 0 to 2.000%, La: 0 to 0.010 0%, Ce: 0-0.0100%, B: 0-0.0010%, Zn: 0-0.0050%, Ga: 0-0.0050%, Ge: 0-0.0050%, As
  • the work hardening amount WH defined by formula (3) is less than 15 MPa.
  • WH Y 2.0 -YS (3)
  • the average crystal grain size D ( ⁇ m) satisfies the formula (4), and the yield elongation is 0.5% or more.
  • D ⁇ 80-Si ⁇ 10 (4) In the formula (4), the element symbol is substituted with the content of the corresponding element in mass %. When the corresponding element is not contained, "0" is substituted for the element symbol.
  • a stator core may be manufactured using the non-oriented electromagnetic steel sheet of the present embodiment as a material.
  • Fig. 5 is a plan view of the stator core 3. Referring to Fig. 5, the stator core 3 includes a plurality of stator core blanks 4. The stator core blanks 4 are in the form of annular plates. The stator core 3 is configured by stacking the plurality of stator core blanks 4.
  • the stator core material 4 includes a plurality of teeth 41.
  • the teeth 41 are arranged with gaps between each other in the circumferential direction of the stator core material 4.
  • Each tooth 41 extends in the radial direction of the stator core material 4.
  • the stator core material 4 is manufactured by punching the non-oriented electromagnetic steel sheet of this embodiment, followed by stress relief annealing. Therefore, the stator core material 4 satisfies the above-mentioned features 1 and 2.
  • the stator core material 4 contains, in mass %, Si: 3.1 to 4.5%, C: 0.0025% or less, N: 0.0025% or less, O: 0.0400% or less, P: 0.100% or less, S: 0.0050% or less, Ti: 0.0100% or less, Mn: 2.0% or less, Al: 1.500% or less, Zr: 0 to 0.0100%, Nb: 0 to 0.0100%, V: 0 to 0.0100%, Mo: 0 to 0.100%, Cr: 0 to 2.000%, La: 0 to 0.010 0%, Ce: 0-0.0100%, B: 0-0.0010%, Zn: 0-0.0050%, Ga: 0-0.0050%, Ge: 0-0.0050%, As: 0-0.0100%, Ni: 0-0.500%, Cu: 0-0.500%, Sn: 0-0.200%, Sb: 0-0.100%, Ca: 0-0.0050%, Nd: 0-0.0010%, M
  • the chemical compositions of the rotor core material 2 and the stator core material 4 can be measured based on the method described in [Method for measuring the chemical composition of a non-oriented electrical steel sheet] above. Specifically, chips are collected from the rotor core material 2 or the stator core material 4 using a drill. The collected chips are dissolved in acid to obtain a solution. ICP-AES is performed on the solution to perform elemental analysis of the chemical composition.
  • the C content and S content are determined by a well-known high-frequency combustion method (combustion-infrared absorption method).
  • the N content is determined by a well-known inert gas fusion-thermal conductivity method.
  • the O content is determined by a well-known inert gas fusion-infrared absorption method.
  • the tensile strength TS of the rotor core blank 2 is measured by the following method.
  • a JIS No. 5 tensile test piece specified in JIS Z2241:2011 is taken from the rotor core blank 2. If a JIS No. 5 tensile test piece cannot be taken because the size of the rotor core blank 2 is small, a scaled test piece of the JIS No. 5 tensile test piece is taken from the rotor core blank 2.
  • a tensile test is carried out at room temperature in air in accordance with JIS Z2241:2011 to obtain a stress-strain curve.
  • the tensile strength TS (MPa) is calculated from the obtained stress-strain curve.
  • the work-hardening amount WH of the rotor core blank 2 is obtained by the method described in the above-mentioned [Work-hardening amount WH evaluation test].
  • the stress-strain curve used is the stress-strain curve obtained by the above-mentioned [Method for measuring the stress-strain curve of the rotor core blank 2].
  • the average crystal grain size D of the rotor core blank 2 is obtained by the method described in the above-mentioned [Method for measuring average crystal grain size D]. Note that a cross section (L cross section) of the rotor core blank 2 parallel to the rolling direction is used as the observation surface.
  • the yield elongation of the rotor core blank 2 is determined by the following method. Specifically, a JIS No. 5 tensile test piece is taken from the rotor core blank 2. A tensile test is conducted at room temperature in air in accordance with JIS Z2241:2011 to determine the yield elongation (%). If a JIS No. 5 tensile test piece cannot be taken because the rotor core blank 2 is too small in size, a scaled-down version of the JIS No. 5 tensile test piece is taken from the rotor core blank 2. When a tensile test is conducted using the scaled-down version, the test is conducted based on the strain rate specified in Annex JB of the above standard.
  • the yield elongation (%) is obtained by the following method.
  • the yield strength YS MPa
  • the strain value at the determined yield strength YS is designated as ⁇ 1.
  • the maximum strain value ⁇ 2 in the region where the stress is maintained within the range of the yield stress YS ⁇ 1.0% as the strain increases is identified.
  • the rotor core 1 is manufactured by the following method.
  • the rotor core blank 2 is manufactured by punching from the non-oriented electrical steel sheet of this embodiment. Specifically, the rotor core blank 2 is punched out by punching. The punched rotor core blanks 2 are stacked to manufacture the rotor core 1.
  • the motor of this embodiment includes the above-mentioned rotor core 1.
  • the motor further includes a well-known stator core. Since the motor of this embodiment includes the rotor core of this embodiment, the rotor core has high strength and sufficient magnetic properties.
  • the above-mentioned stator core 3 may be used as the stator core included in the motor core.
  • the stator core 3 is manufactured by the following method.
  • the non-oriented electromagnetic steel sheet of this embodiment is used as the material to manufacture the stator core blank 4 by punching.
  • a plurality of stator core blanks 4 are stacked to manufacture the stator core 3.
  • the stator core material 4 manufactured by punching the non-oriented electromagnetic steel sheet of this embodiment has high dimensional precision. Therefore, it has an advantage in terms of dimensional precision over conventional stator cores manufactured from non-oriented electromagnetic steel sheets with a tensile strength exceeding 570 MPa.
  • the stator core 3 manufactured from the non-oriented electromagnetic steel sheet of this embodiment undergoes stress relief annealing after laminating the stator core material 4. This makes the motor incorporating the stator core 3 more efficient.
  • Non-oriented electrical steel sheets having the chemical composition shown in Table 1 were manufactured using the following method.
  • Hot rolling was performed on the slab (steel piece) to produce a hot-rolled steel sheet with a thickness of 2.0 mm.
  • the slab heating temperature was 1100-1200°C.
  • the finish rolling temperature was 800-1100°C.
  • the coiling temperature was 700-800°C.
  • the hot-rolled steel sheet was subjected to hot-rolled sheet annealing by continuous annealing, where the sheet was soaked at 1000°C for 60 seconds. After the hot-rolled sheet annealing, cold rolling was performed on the steel sheet to produce a cold-rolled steel sheet with a thickness of 0.25 mm.
  • the cold-rolled steel sheets thus produced were subjected to finish annealing.
  • the maximum temperature T1 (°C), tension TE (MPa), residence time t0 (sec) and residence time t1 (sec), FA, FB, oxygen potential P H20 /P H2 , oxygen concentration (%), and temperature gradient CG (°C/m) during the finish annealing are shown in Table 2.
  • Non-oriented electrical steel sheets of each test number were produced by the above-mentioned production process.
  • Test 1 The non-oriented electrical steel sheets having each test number were subjected to the following evaluation tests.
  • Chemical composition measurement test (Test 2) Tensile strength TS measurement test (Test 3) Work hardening amount WH evaluation test (Test 4) Average grain size D measurement test (Test 5) Yield point elongation measurement test (Test 6) Magnetic property evaluation test (Test 7) Dimensional accuracy evaluation test after punching processing Tests 1 to 7 are explained below.
  • Magnetic flux density B 50 (T) and iron loss W 5/1000 (W/kg) were determined by the following method.
  • Magnetic flux density B50 evaluation test For the non-oriented electrical steel sheets of each test number, the magnetic flux density B 50 (L) in the rolling direction (L direction) and the magnetic flux density B 50 (C) in the direction perpendicular to the rolling direction (C direction) were measured. Specifically, Epstein test pieces were cut out in the L direction and the C direction from the non-oriented electrical steel sheets of each test number in accordance with JIS C 2550-1:2011.
  • the magnetic steel strip test method in accordance with JIS C 2550-1:2011 and 2550-3:2011 was performed on the cut-out Epstein test pieces to measure the magnetic flux densities B 50 (L) (T) and B 50 (C) (T) at 5000 A/m in the L direction and the C direction.
  • the arithmetic average of the magnetic flux density B 50 (L) (T) in the L direction and the magnetic flux density B 50 (C) in the C direction was taken as the magnetic flux density B 50 (T).
  • the obtained magnetic flux density B 50 (T) is shown in Table 3.
  • Epstein test pieces were prepared.
  • the Epstein test pieces were cut out in two ways: by shear cutting with a clearance of 20 ⁇ m and by electric discharge machining. That is, two types of test pieces, Epstein test pieces cut out by shear cutting assuming punching and Epstein test pieces cut out by electric discharge machining, were prepared for each test number.
  • the magnetic steel strip test method in accordance with JIS C 2550-1:2011 and 2550-3:2011 was performed to measure the iron loss W 5/1000 ( L) (W/kg) and iron loss W 5/1000 (C) (W/kg) at 1000 Hz and 0.5 T in the L direction (rolling direction) and C direction (direction perpendicular to the rolling direction).
  • the arithmetic average value of the iron loss W 5/1000 (L) in the L direction (rolling direction) and the iron loss W 5/1000 (C) (W/kg) in the C direction (direction perpendicular to the rolling direction) was taken as the iron loss W 5/1000 (W/kg).
  • the iron loss W 5/1000 (W/kg) in the Epstein test piece by shear cutting is shown in the "Shear cutting" column of "Iron loss W 5/1000 (W/kg)” in Table 3.
  • the iron loss W 5/1000 (W/kg) in the Epstein test piece by electric discharge machining is shown in the "Electric discharge machining” column of "Iron loss W 5/1000 (W/kg)” in Table 3.
  • the iron loss degradation amount ⁇ W 5/1000 (W/kg) was calculated by subtracting the iron loss W 5/1000 (W/kg) in the electric discharge machining from the iron loss W 5/1000 (W/kg) in the shear cutting.
  • the iron loss degradation amount ⁇ iron loss W 5/1000 (W/kg) is shown in Table 3.
  • the dimensional accuracy evaluation test after punching of the non-oriented electrical steel sheet of each test number was evaluated by the following test. From the non-oriented electrical steel sheet of each test number, a ring-shaped sample (punched product) with an inner diameter of 90 mm and an outer diameter of 100 mm was punched out with a die with a clearance of 8% of the sheet thickness. Furthermore, the ring-shaped sample prepared was cut at 45° intervals around the normal line of the non-oriented electrical steel sheet from the rolling direction of the non-oriented electrical steel sheet to obtain eight test pieces. Each test piece was filled with resin, and the cut surface was polished by 1 mm or more to remove the influence of deformation at the time of cutting.
  • a line segment 20 is drawn connecting the point P1 where the sagging surface 10 switches to the punched end surface 11 and the burr tip P2 of the punched end surface 11.
  • a line segment 21 is drawn that is parallel to the line segment 20 and tangent to the punched end surface 11 protruding from the line segment 20. The distance d between the line segment 20 and the line segment 21 is calculated.
  • the arithmetic average value of the distances d calculated for eight test pieces was defined as the punched flatness ( ⁇ m).
  • the obtained punched flatness is shown in Table 3 under "Punched Flatness ( ⁇ m)".
  • Test Nos. 1 to 30 satisfied Features 1 to 5. Therefore, in the non-oriented electrical steel sheets with these test numbers, the magnetic flux density B50 was 1.60T or more, and the iron loss deterioration amount ⁇ W5 /1000 obtained by subtracting the iron loss W5/ 1000 in shear cutting from the iron loss W5/ 1000 in electric discharge machining was 2.0 or less, and excellent magnetic properties (magnetic flux density and iron loss) were obtained. Furthermore, the punching flatness was 25 ⁇ m or less, and the dimensional accuracy after punching was excellent.
  • the Si content was too low. Therefore, the tensile strength TS was too low. Furthermore, the work hardening amount WH was 15 MPa or more. As a result, the iron loss deterioration amount ⁇ W 5/1000 was more than 2.0, and excellent magnetic properties were not obtained.
  • the Si content was too low. Therefore, the work hardening amount WH was 15 MPa or more. As a result, the punching flatness exceeded 25 ⁇ m, and sufficient dimensional accuracy was not obtained during punching. Furthermore, the iron loss deterioration amount ⁇ W 5/1000 exceeded 2.0, and excellent magnetic properties were not obtained.
  • Test Nos. 39 and 40 did not satisfy Condition 1 in the final annealing process. Therefore, the work hardening amount WH was 15 MPa or more. Furthermore, formula (4) was not satisfied, and the yield elongation was less than 0.5%. As a result, the punching flatness exceeded 25 ⁇ m, and sufficient dimensional accuracy was not obtained during punching. Furthermore, the iron loss deterioration amount ⁇ W 5/1000 exceeded 2.0, and excellent magnetic properties were not obtained.
  • Test Nos. 49 and 50 did not satisfy Condition 4 in the final annealing process. Therefore, the work hardening amount WH was 15 MPa or more. As a result, the punching flatness exceeded 25 ⁇ m, and sufficient dimensional accuracy was not obtained during punching. Furthermore, the iron loss deterioration amount ⁇ W 5/1000 exceeded 2.0, and excellent magnetic properties were not obtained.
  • the temperature gradient CG was too large. Therefore, the work hardening amount WH was 15 MPa or more. As a result, the punching flatness exceeded 25 ⁇ m, and sufficient dimensional accuracy was not obtained after punching. Furthermore, the iron loss deterioration amount ⁇ W 5/1000 exceeded 2.0, and excellent magnetic properties were not obtained.
  • rotor cores having the shape shown in FIG. Specifically, a punching process was performed on the non-oriented electrical steel sheet of each test number. In the punching process, a rotor core blank was produced by punching with a die having a clearance of 8% of the sheet thickness. A rotor core blank was produced by stacking a plurality of rotor core blanks. The diameter of the rotor core blank was 70 mm.
  • Test 1 Tensile strength TS measurement test (Test 2) Work hardening amount WH evaluation test (Test 3) Average crystal grain size D measurement test (Test 4) Yield point elongation measurement test (Test 5) Magnetic property evaluation test (Test 6) Dimensional accuracy evaluation test after punching processing Tests 1 to 6 are explained below.
  • a line segment 21 is drawn that is parallel to the line segment 20 and in contact with the punched end surface 11 protruding from the line segment 20.
  • the distance d between the line segment 20 and the line segment 21 is obtained.
  • the arithmetic average value of the distance d obtained in the eight test pieces (total of eight pieces) was taken as the punching flatness ( ⁇ m).
  • the punching flatness ( ⁇ m) of the obtained rotor core material is shown in Table 4.
  • the punched end face at the time of punching is not maintained on the inner peripheral surface side of the rotor core blank due to processing at the time of inserting the shaft, etc. Therefore, as described above, the dimensional accuracy was evaluated on the punched end face in the vicinity of the outer peripheral surface of the rotor core blank.
  • the rotor core materials with test numbers 1 to 30 satisfied features 1 to 5. Therefore, the rotor core materials with these test numbers had a punching flatness of 25 ⁇ m or less, and had excellent dimensional accuracy after punching. In addition, the rotor core materials had a magnetic flux density B 50 of 1.60 T or more and an iron loss W 5/1000 of 16.9 W/kg or less, and thus obtained high strength and excellent magnetic properties.
  • non-oriented electrical steel sheet of the present disclosure is not limited to these examples. It is clear that a person skilled in the art can come up with various modified or revised examples within the scope of the ideas described in the claims, and it is understood that these naturally fall within the technical scope of the non-oriented electrical steel sheet of the present disclosure.

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Abstract

高強度及び優れた磁気特性が得られ、かつ、打抜き加工後の寸法精度に優れた無方向性電磁鋼板を提供する。本実施形態の無方向性電磁鋼板は、質量％で、Ｓｉ：３．１～４．５％を含有し、さらに、Ｔｉ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｖ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｃ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｎが式（１）及び式（２）を満たし、引張強さＴＳが５７０ＭＰａよりも高く、式（３）の加工硬化量ＷＨが１５ＭＰａ未満であり、平均結晶粒径Ｄ（μｍ）が式（４）を満たし、降伏伸びが０．５％以上である。　Ｓｉ／２８＋Ｔｉ／４８＋Ｎｂ／９３＋Ｖ／５１＋Ｚｒ／９１＋Ｍｏ／９６＋Ｃｒ／５２＞Ｃ／１２×７５０　（１）　Ｓｉ／２８＋Ａｌ／２７＋Ｔｉ／４８＋Ｚｒ／９１＋Ｌａ／１３９＋Ｃｅ／１４０＞Ｎ／１４×１０００　（２）　ＷＨ＝Ｙ２．０－ＹＳ　（３）　Ｄ＜８０－Ｓｉ×１０　（４）

Description

無方向性電磁鋼板、ロータコア、モータ、及び、無方向性電磁鋼板の製造方法
　本開示は、無方向性電磁鋼板、ロータコア、モータ、及び、無方向性電磁鋼板の製造方法に関する。
　無方向性電磁鋼板は、モータコア（鉄心）の素材として広く利用されている。高効率なモータコアを得るために、無方向性電磁鋼板には優れた鉄損が求められる。そこで、優れた鉄損を持つ無方向性電磁鋼板を製造するために、鋼板の高合金化が進んできている。
　モータコアは、固定子であるステータコア及び回転子であるロータコアを備える。ステータコア及びロータコアのうち、ロータコアでは特に、次の理由により、高い強度と優れた磁気特性（鉄損劣化の低減）との両方が求められる。電気自動車やハイブリッド自動車用途のモータでは、近年、モータ回転数を高速化することにより、モータ出力を高める設計がされている。そのため、モータの動作中において、回転子であるロータコアに掛かる負荷が増大している。したがって、ロータコアには高い強度が求められる。また、ロータコアは回転軸に固定されるため、冷却が困難である。そこで、ロータコアの熱管理も重要である。無方向性電磁鋼板の鉄損は最終的に熱となる。そのため、ロータコアの熱管理の観点からも、無方向性電磁鋼板の鉄損劣化を低減することが求められる。
　高い強度及び優れた磁気特性を有する無方向性電磁鋼板が、特開２００８－０５０６８６号公報（特許文献１）に提案されている。特許文献１では、化学組成を適切に調整することにより、高い強度及び優れた磁気特性を実現している。
特開２００８－０５０６８６号公報
　ところで、無方向性電磁鋼板からロータコアを製造する場合、無方向性電磁鋼板に対して打抜き加工を実施して、ロータコア素材等の打抜き加工品を製造する。高合金及び高強度の無方向性電磁鋼板では、打抜き加工時に所望の形状に打ち抜くことが困難となり、打抜き加工後の打抜き加工品の寸法精度が低下する場合がある。具体的には、打抜き加工後の打抜き加工品の端面（打抜き端面）に凹凸が生じる場合がある。打抜き端面に凹凸が生じると、打抜き加工品をモータに組み込んだ場合に、磁石やシャフト、モータケース等の他部品との接触界面で、打抜き加工品が他部品と密着しにくくなる。そのため、モータコアの固定に課題が生じる。さらに、上述のモータコアの熱管理における抜熱に課題が生じる。一方で、無方向性電磁鋼板に導入されたせん断ひずみは鉄損の劣化を生じる。したがって、モータコアの発熱量が増加する。最近では、ロータコア素材は、機能向上のために複雑な形状に打抜き加工されるようになってきている。そのため、ロータコア素材では、打抜き端面が占める割合が増加してきている。その結果、打抜き加工時にロータコア素材に導入されるせん断ひずみによる鉄損劣化低減の重要性も増してきている。
　本開示の目的は、高強度及び優れた磁気特性が得られ、かつ、打抜き加工後の寸法精度に優れた無方向性電磁鋼板、ロータコア、モータ、及び、無方向性電磁鋼板の製造方法を提供することである。
　本開示の無方向性電磁鋼板は、質量％で、Ｓｉ：３．１～４．５％、Ｃ：０．００２５％以下、Ｎ：０．００２５％以下、Ｏ：０．０４００％以下、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．００５０％以下、Ｔｉ：０．０１００％以下、Ｍｎ：２．０％以下、Ａｌ：１．５００％以下、Ｚｒ：０～０．０１００％、Ｎｂ：０～０．０１００％、Ｖ：０～０．０１００％、Ｍｏ：０～０．１００％、Ｃｒ：０～２．０００％、Ｌａ：０～０．０１００％、Ｃｅ：０～０．０１００％、Ｂ：０～０．００１０％、Ｚｎ：０～０．００５０％、Ｇａ：０～０．００５０％、Ｇｅ：０～０．００５０％、Ａｓ：０～０．０１００％、Ｎｉ：０～０．５００％、Ｃｕ：０～０．５００％、Ｓｎ：０～０．２００％、Ｓｂ：０～０．１００％、Ｃａ：０～０．００５０％、Ｎｄ：０～０．００１０％、Ｍｇ：０～０．００３０％、及び、残部はＦｅ及び不純物からなり、式（１）及び式（２）を満たす。
　Ｓｉ／２８＋Ｔｉ／４８＋Ｎｂ／９３＋Ｖ／５１＋Ｚｒ／９１＋Ｍｏ／９６＋Ｃｒ／５２＞Ｃ／１２×７５０　（１）
　Ｓｉ／２８＋Ａｌ／２７＋Ｔｉ／４８＋Ｚｒ／９１＋Ｌａ／１３９＋Ｃｅ／１４０＞Ｎ／１４×１０００　（２）
　ここで、式（１）及び式（２）中の元素記号には、対応する元素含有量が質量％で代入される。対応する元素が含有されていない場合、その元素記号には「０」が代入される。
　無方向性電磁鋼板ではさらに、引張強さＴＳが５７０ＭＰａよりも高い。
　無方向性電磁鋼板ではさらに、２．０％ひずみ時の応力をＹ２．０（ＭＰａ）とし、降伏応力をＹＳ（ＭＰａ）としたとき、式（３）で定義される加工硬化量ＷＨが１５ＭＰａ未満である。
　ＷＨ＝Ｙ２．０－ＹＳ　（３）
　無方向性電磁鋼板ではさらに、平均結晶粒径Ｄ（μｍ）が式（４）を満たし、降伏伸びが０．５％以上である。
　Ｄ＜８０－Ｓｉ×１０　（４）
　ここで、式（４）中の元素記号には、対応する元素含有量が質量％で代入される。対応する元素が含有されていない場合、その元素記号には「０」が代入される。
　本開示のロータコアは、互いに積層された複数のロータコア素材を備える。
　ロータコア素材は、質量％で、Ｓｉ：３．１～４．５％、Ｃ：０．００２５％以下、Ｎ：０．００２５％以下、Ｏ：０．０４００％以下、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．００５０％以下、Ｔｉ：０．０１００％以下、Ｍｎ：２．０％以下、Ａｌ：１．５００％以下、Ｚｒ：０～０．０１００％、Ｎｂ：０～０．０１００％、Ｖ：０～０．０１００％、Ｍｏ：０～０．１００％、Ｃｒ：０～２．０００％、Ｌａ：０～０．０１００％、Ｃｅ：０～０．０１００％、Ｂ：０～０．００１０％、Ｚｎ：０～０．００５０％、Ｇａ：０～０．００５０％、Ｇｅ：０～０．００５０％、Ａｓ：０～０．０１００％、Ｎｉ：０～０．５００％、Ｃｕ：０～０．５００％、Ｓｎ：０～０．２００％、Ｓｂ：０～０．１００％、Ｃａ：０～０．００５０％、Ｎｄ：０～０．００１０％、Ｍｇ：０～０．００３０％、及び、残部はＦｅ及び不純物からなり、式（１）及び式（２）を満たす。
　Ｓｉ／２８＋Ｔｉ／４８＋Ｎｂ／９３＋Ｖ／５１＋Ｚｒ／９１＋Ｍｏ／９６＋Ｃｒ／５２＞Ｃ／１２×７５０　（１）
　Ｓｉ／２８＋Ａｌ／２７＋Ｔｉ／４８＋Ｚｒ／９１＋Ｌａ／１３９＋Ｃｅ／１４０＞Ｎ／１４×１０００　（２）
　ここで、式（１）及び式（２）中の元素記号には、対応する元素含有量が質量％で代入される。対応する元素が含有されていない場合、その元素記号には「０」が代入される。
　ロータコア素材ではさらに、引張強さＴＳが５７０ＭＰａよりも高い。
　ロータコア素材ではさらに、２．０％ひずみ時の応力をＹ２．０（ＭＰａ）とし、降伏応力をＹＳ（ＭＰａ）としたとき、式（３）で定義される加工硬化量ＷＨが１５ＭＰａ未満である。
　ＷＨ＝Ｙ２．０－ＹＳ　（３）
　ロータコア素材ではさらに、平均結晶粒径Ｄ（μｍ）が式（４）を満たし、降伏伸びが０．５％以上である。
　Ｄ＜８０－Ｓｉ×１０　（４）
　ここで、式（４）中の元素記号には、対応する元素含有量が質量％で代入される。対応する元素が含有されていない場合、その元素記号には「０」が代入される。
　本開示のモータは、上述のロータコアを備える。
　本開示の無方向性電磁鋼板の製造方法は、熱間圧延工程と、冷間圧延工程と、仕上げ焼鈍工程とを備える。
　熱間圧延工程では、スラブに対して熱間圧延を実施して熱延鋼板を製造する。
　冷間圧延工程では、熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板を製造する。
　仕上げ焼鈍工程では、冷延鋼板に対して仕上げ焼鈍炉で仕上げ焼鈍を実施する。
　仕上げ焼鈍工程ではさらに、９５０℃以下の最高到達温度Ｔ１で冷延鋼板を焼鈍する。さらに、最高到達温度Ｔ１で冷延鋼板に付与する張力ＴＥを２．０～１０．０ＭＰａとする。さらに、仕上げ焼鈍炉の加熱帯、均熱帯及び冷却帯での焼鈍温度Ｔ１～７００℃の間の滞在時間ｔ０（秒）と、冷却帯での７００～５００℃の間の滞在時間ｔ１（秒）とが式（Ａ）及び式（Ｂ）を満たすようにする。
　ｔ１－ｔ０＞０　（Ａ）
　ｔ１／ｔ０≦３．０　（Ｂ）
　さらに、仕上げ焼鈍炉の炉内雰囲気での５００℃以上の温度域における加熱帯、均熱帯及び冷却帯から選択される１箇所以上において、水素分圧ＰＨ２（ａｔｍ）に対する水蒸気分圧ＰＨ２０（ａｔｍ）の比を０．０５よりも高くする、又は、酸素濃度を０．０１０％よりも高くする。
　さらに、冷却過程での冷延鋼板の長手方向での温度勾配ＣＧを２０℃／ｍ以下とする。
　本開示の無方向性電磁鋼板では、高強度及び優れた磁気特性が得られ、かつ、打抜き加工後の寸法精度に優れる。本開示のロータコア、及び、本開示のモータは、本開示の無方向性電磁鋼板を素材として製造される。本開示の無方向性電磁鋼板の製造方法は、上述の本開示の無方向性電磁鋼板を製造できる。
図１は、応力－ひずみ曲線の一例を示す模式図である。 図２は、図１と異なる応力－ひずみ曲線の一例を示す模式図である。 図３は、応力－ひずみ曲線において上降伏点が明瞭でない場合の降伏伸びの求め方を説明するための模式図である。 図４は、本実施形態のロータコアの一例を示す平面図である。 図５は、本実施形態のステータコアの一例を示す平面図である。 図６は、実施例の打抜き加工後の寸法精度評価試験における、打抜き平坦度の定義を説明するための模式図である。
　本発明者らは、高い強度及び優れた磁気特性を有する無方向性電磁鋼板を打抜き加工したときに、打抜き加工品（ロータコア素材等）の寸法精度が低下する原因及び磁気特性が劣化する原因について調査及び検討を行った。その結果、本発明者らは次の知見を得た。
　打抜き加工において、無方向性電磁鋼板が打抜きポンチによりダイに押し込まれるとき、鋼板のうち、ポンチによって押し込まれる鋼板表面付近の部分では、板厚方向に押し込まれて加工される。一方、鋼板のうち、ダイに接している部分では、切り屑側に引っ張られる。このように、打抜き加工時に鋼板に付与される応力方向は複雑に変化する。そのため、打抜き加工で鋼板が破断した後、応力が除荷されたときのスプリングバックの程度が、鋼板の板厚方向で異なる。その結果、打抜き加工品の端面（打抜き端面）に凹凸が発生し、打抜き加工品の寸法精度が低下する。このような寸法精度の低下は、鋼板の引張強さが５７０ＭＰａよりも高い場合に特に顕著となる。
　打抜き加工により鋼板が変形するとき、鋼板に複数の転位が導入される。変形により導入された転位同士が絡み合って加工硬化が進むと、打抜き加工で鋼板が破断した後に応力が除荷されたときのスプリングバックの量がさらに増加する。その結果、打抜き加工後の打抜き加工品の端面（打抜き端面）に凹凸が発生し、打抜き加工品の寸法精度が低下する。
　さらに、無方向性電磁鋼板では、打抜き加工時に付与されるせん断ひずみにより、転位が導入される。導入された転位により、磁気特性が劣化する。加工硬化が進むことは即ち転位同士が絡み合って鋼板に残存することを意味する。そのため、加工硬化に従って鋼板の鉄損がより劣化する。
　以上のメカニズムを考慮して、本発明者らは、加工硬化量を低減できれば、打抜き加工後の打抜き加工品の寸法精度が高まり、さらに鉄損劣化を抑制できると考えた。さらに検討した結果、本発明者らは式（３）で定義される加工硬化量ＷＨを１５ＭＰａ未満とすれば、打抜き加工後の優れた寸法精度と優れた磁気特性とが得られることを知見した。
　ＷＨ＝Ｙ２．０－ＹＳ　（３）
　本発明者らはさらに、加工硬化量ＷＨを１５ＭＰａ未満とする手段を検討した。その結果、本発明者らは、次の知見を得た。
　シリコン（Ｓｉ）は転位が移動可能なすべり系を制限する。鋼板中のＳｉ含有量を高めれば、転位が移動可能なすべり系が制限される。そのため、交差すべりの発生による転位の絡み合いが抑制される。その結果、転位密度の増加が抑制される。
　さらに、鋼板中の固溶Ｃ及び固溶Ｎは、転位に固着しやすい。固溶Ｃ又は固溶Ｎが固着した転位は動きにくい。そのため、固溶Ｃ又は固溶Ｎが固着した転位は、移動中の転位と絡み合いやすくなる。その結果、鋼板内で転位密度のばらつきが生じる。このような固溶Ｃ又は固溶Ｎが固着した転位を減少させるためには、鋼板中の固溶Ｃ及び固溶Ｎを低減することが有効である。
　鋼板中の固溶Ｃ及び固溶Ｎを低減するためには、Ｃ及び／又はＮと親和力の高い元素を鋼板に含有し、析出物としてＣ及びＮを固定すればよい。Ｓｉ、Ｔｉ及びＺｒは、Ｃ及びＮとの親和力が高い。Ｎｂ、Ｖ、Ｍｏ及びＣｒは、Ｃとの親和力が高い。Ａｌ、Ｌａ及びＣｅは、Ｎとの親和力が高い。したがって、これらの元素群のいずれか１種以上を含有すれば、鋼板中の固溶Ｃ及び固溶Ｎを低減することができる。
　以上の考察に基づいて、本発明者らは、化学組成の観点から検討を行った。その結果、本発明者らは、質量％で、Ｓｉ：３．１～４．５％、Ｃ：０．００２５％以下、Ｎ：０．００２５％以下、Ｏ：０．０４００％以下、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．００５０％以下、Ｔｉ：０．０１００％以下、Ｍｎ：２．０％以下、Ａｌ：１．５００％以下、Ｚｒ：０～０．０１００％、Ｎｂ：０～０．０１００％、Ｖ：０～０．０１００％、Ｍｏ：０～０．１００％、Ｃｒ：０～２．０００％、Ｌａ：０～０．０１００％、Ｃｅ：０～０．０１００％、Ｂ：０～０．００１０％、Ｚｎ：０～０．００５０％、Ｇａ：０～０．００５０％、Ｇｅ：０～０．００５０％、Ａｓ：０～０．０１００％、Ｎｉ：０～０．５００％、Ｃｕ：０～０．５００％、Ｓｎ：０～０．２００％、Ｓｂ：０～０．１００％、Ｃａ：０～０．００５０％、Ｎｄ：０～０．００１０％、Ｍｇ：０～０．００３０％、及び、残部はＦｅ及び不純物からなり、さらに、式（１）及び式（２）を満たす化学組成を有する無方向性電磁鋼板であれば、５７０ＭＰａよりも高い引張強さＴＳを実現しつつ、優れた磁気特性が得られ、打抜き加工後の寸法精度も高まると考えた。
　Ｓｉ／２８＋Ｔｉ／４８＋Ｎｂ／９３＋Ｖ／５１＋Ｚｒ／９１＋Ｍｏ／９６＋Ｃｒ／５２＞Ｃ／１２×７５０　（１）
　Ｓｉ／２８＋Ａｌ／２７＋Ｔｉ／４８＋Ｚｒ／９１＋Ｌａ／１３９＋Ｃｅ／１４０＞Ｎ／１４×１０００　（２）
　ここで、式（１）及び式（２）中の元素記号には、対応する元素含有量が質量％で代入される。対応する元素が含有されていない場合、その元素記号には「０」が代入される。
　しかしながら、上述の特徴を満たす無方向性電磁鋼板であっても、高い強度及び優れた磁気特性を有するものの、依然として、打抜き加工後に十分な寸法精度が得られない場合があった。そこで、本発明者らはさらに検討を行い、次の知見を得た。
　打抜き加工において、加工硬化が進むとスプリングバックの量が増える。しかしながら、加工硬化せずに変形が進む降伏伸びの割合を増やせば、板厚方向での変形の不均一性が低減し、その結果、寸法精度が向上する。降伏伸びが０．５％以上であれば、打抜き加工後の寸法精度がさらに高まる。
　一方で、Ｓｉ含有量を増加すれば、降伏伸びが減少する傾向が見られた。この原因は次のとおりと考えられる。上述のとおり、Ｓｉは転位の絡み合いを抑制して加工硬化の抑制に寄与すると考えられる。しかしながら、加工硬化は転位のパイルアップによっても生じる。Ｓｉ含有量を増加すれば、すべり系が制限されるため、転位発生源が限定される。その結果、降伏伸びが減少すると考えられる。
　以上の知見に基づいて、本発明者らは、降伏伸びを増やすには、転位発生源を増やして転位発生源を分散させることが有効と考えた。そして、さらに検討した結果、転位発生源である結晶粒界を増やすために結晶粒径を小さくすれば、降伏伸びが増えることが判明した。具体的には、平均結晶粒径Ｄが式（４）を満たせば、降伏伸びが０．５％以上となりやすくなり、打抜き加工後の打抜き加工品の寸法精度が向上することを本発明者らは見出した。
　Ｄ＜８０－Ｓｉ×１０　（４）
　ここで、式（４）中のＳｉには、無方向性電磁鋼板の質量％でのＳｉ含有量が代入される。
　本実施形態の無方向性電磁鋼板は、以上の技術思想により完成したものであり、その要旨は、次のとおりである。
　第１の構成の無方向性電磁鋼板は、質量％で、Ｓｉ：３．１～４．５％、Ｃ：０．００２５％以下、Ｎ：０．００２５％以下、Ｏ：０．０４００％以下、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．００５０％以下、Ｔｉ：０．０１００％以下、Ｍｎ：２．０％以下、Ａｌ：１．５００％以下、Ｚｒ：０～０．０１００％、Ｎｂ：０～０．０１００％、Ｖ：０～０．０１００％、Ｍｏ：０～０．１００％、Ｃｒ：０～２．０００％、Ｌａ：０～０．０１００％、Ｃｅ：０～０．０１００％、Ｂ：０～０．００１０％、Ｚｎ：０～０．００５０％、Ｇａ：０～０．００５０％、Ｇｅ：０～０．００５０％、Ａｓ：０～０．０１００％、Ｎｉ：０～０．５００％、Ｃｕ：０～０．５００％、Ｓｎ：０～０．２００％、Ｓｂ：０～０．１００％、Ｃａ：０～０．００５０％、Ｎｄ：０～０．００１０％、Ｍｇ：０～０．００３０％、及び、残部はＦｅ及び不純物からなり、式（１）及び式（２）を満たす。
　Ｓｉ／２８＋Ｔｉ／４８＋Ｎｂ／９３＋Ｖ／５１＋Ｚｒ／９１＋Ｍｏ／９６＋Ｃｒ／５２＞Ｃ／１２×７５０　（１）
　Ｓｉ／２８＋Ａｌ／２７＋Ｔｉ／４８＋Ｚｒ／９１＋Ｌａ／１３９＋Ｃｅ／１４０＞Ｎ／１４×１０００　（２）
　ここで、式（１）及び式（２）中の元素記号には、対応する元素含有量が質量％で代入される。対応する元素が含有されていない場合、その元素記号には「０」が代入される。
　無方向性電磁鋼板ではさらに、引張強さＴＳが５７０ＭＰａよりも高い。
　無方向性電磁鋼板ではさらに、２．０％ひずみ時の応力をＹ２．０（ＭＰａ）とし、降伏応力をＹＳ（ＭＰａ）としたとき、式（３）で定義される加工硬化量ＷＨが１５ＭＰａ未満である。
　ＷＨ＝Ｙ２．０－ＹＳ　（３）
　第１の構成の無方向性電磁鋼板ではさらに、平均結晶粒径Ｄ（μｍ）が式（４）を満たし、降伏伸びが０．５％以上である。
　Ｄ＜８０－Ｓｉ×１０　（４）
　ここで、式（４）中の元素記号には、対応する元素含有量が質量％で代入される。対応する元素が含有されていない場合、その元素記号には「０」が代入される。
　第２の構成の無方向性電磁鋼板は、第１の構成の無方向性電磁鋼板であって、質量％で、Ｚｒ：０．０００１～０．０１００％、Ｎｂ：０．０００１～０．０１００％、Ｖ：０．０００１～０．０１００％、Ｍｏ：０．００１～０．１００％、Ｃｒ：０．００１～２．０００％、Ｌａ：０．０００１～０．０１００％、Ｃｅ：０．０００１～０．０１００％、Ｂ：０．０００１～０．００１０％、Ｚｎ：０．０００１～０．００５０％、Ｇａ：０．０００１～０．００５０％、Ｇｅ：０．０００１～０．００５０％、Ａｓ：０．０００１～０．０１００％、Ｎｉ：０．００１～０．５００％、Ｃｕ：０．００１～０．５００％、Ｓｎ：０．００１～０．２００％、Ｓｂ：０．００１～０．１００％、Ｃａ：０．０００１～０．００５０％、Ｎｄ：０．０００１～０．００１０％、及び、Ｍｇ：０．０００１～０．００３０％、からなる群から選択される１種以上を含有する。
　第１の構成のロータコアは、互いに積層された複数のロータコア素材を備える。
　ロータコア素材は、質量％で、Ｓｉ：３．１～４．５％、Ｃ：０．００２５％以下、Ｎ：０．００２５％以下、Ｏ：０．０４００％以下、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．００５０％以下、Ｔｉ：０．０１００％以下、Ｍｎ：２．０％以下、Ａｌ：１．５００％以下、Ｚｒ：０～０．０１００％、Ｎｂ：０～０．０１００％、Ｖ：０～０．０１００％、Ｍｏ：０～０．１００％、Ｃｒ：０～２．０００％、Ｌａ：０～０．０１００％、Ｃｅ：０～０．０１００％、Ｂ：０～０．００１０％、Ｚｎ：０～０．００５０％、Ｇａ：０～０．００５０％、Ｇｅ：０～０．００５０％、Ａｓ：０～０．０１００％、Ｎｉ：０～０．５００％、Ｃｕ：０～０．５００％、Ｓｎ：０～０．２００％、Ｓｂ：０～０．１００％、Ｃａ：０～０．００５０％、Ｎｄ：０～０．００１０％、Ｍｇ：０～０．００３０％、及び、残部はＦｅ及び不純物からなり、式（１）及び式（２）を満たす。
　Ｓｉ／２８＋Ｔｉ／４８＋Ｎｂ／９３＋Ｖ／５１＋Ｚｒ／９１＋Ｍｏ／９６＋Ｃｒ／５２＞Ｃ／１２×７５０　（１）
　Ｓｉ／２８＋Ａｌ／２７＋Ｔｉ／４８＋Ｚｒ／９１＋Ｌａ／１３９＋Ｃｅ／１４０＞Ｎ／１４×１０００　（２）
　ここで、式（１）及び式（２）中の元素記号には、対応する元素含有量が質量％で代入される。対応する元素が含有されていない場合、その元素記号には「０」が代入される。
　ロータコア素材ではさらに、引張強さＴＳが５７０ＭＰａよりも高い。
　ロータコア素材ではさらに、２．０％ひずみ時の応力をＹ２．０（ＭＰａ）とし、降伏応力をＹＳ（ＭＰａ）としたとき、式（３）で定義される加工硬化量ＷＨが１５ＭＰａ未満である。
　ＷＨ＝Ｙ２．０－ＹＳ　（３）
　ロータコア素材ではさらに、平均結晶粒径Ｄ（μｍ）が式（４）を満たし、降伏伸びが０．５％以上である。
　Ｄ＜８０－Ｓｉ×１０　（４）
　ここで、式（４）中の元素記号には、対応する元素含有量が質量％で代入される。対応する元素が含有されていない場合、その元素記号には「０」が代入される。
　第２の構成のロータコアは、第１の構成のロータコアであって、ロータコア素材は、質量％で、Ｚｒ：０．０００１～０．０１００％、Ｎｂ：０．０００１～０．０１００％、Ｖ：０．０００１～０．０１００％、Ｍｏ：０．００１～０．１００％、Ｃｒ：０．００１～２．０００％、Ｌａ：０．０００１～０．０１００％、Ｃｅ：０．０００１～０．０１００％、Ｂ：０．０００１～０．００１０％、Ｚｎ：０．０００１～０．００５０％、Ｇａ：０．０００１～０．００５０％、Ｇｅ：０．０００１～０．００５０％、Ａｓ：０．０００１～０．０１００％、Ｎｉ：０．００１～０．５００％、Ｃｕ：０．００１～０．５００％、Ｓｎ：０．００１～０．２００％、Ｓｂ：０．００１～０．１００％、Ｃａ：０．０００１～０．００５０％、Ｎｄ：０．０００１～０．００１０％、及び、Ｍｇ：０．０００１～０．００３０％、からなる群から選択される１種以上を含有する。
　本実施形態のモータは、第１又は第２の構成のロータコアを備える。
　本実施形態の無方向性電磁鋼板の製造方法は、第１又は第２の構成の無方向性電磁鋼板の製造方法であって、熱間圧延工程と、冷間圧延工程と、仕上げ焼鈍工程とを備える。
　熱間圧延工程では、スラブに対して熱間圧延を実施して熱延鋼板を製造する。
　冷間圧延工程では、熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板を製造する。
　仕上げ焼鈍工程では、冷延鋼板に対して仕上げ焼鈍炉で仕上げ焼鈍を実施する。
　仕上げ焼鈍工程ではさらに、９５０℃以下の最高到達温度Ｔ１で冷延鋼板を焼鈍する。さらに、最高到達温度Ｔ１で冷延鋼板に付与する張力ＴＥを２．０～１０．０ＭＰａとする。さらに、仕上げ焼鈍炉の加熱帯、均熱帯及び冷却帯での焼鈍温度Ｔ１～７００℃の間の滞在時間ｔ０（秒）と、冷却帯での７００～５００℃の間の滞在時間ｔ１（秒）とが式（Ａ）及び式（Ｂ）を満たすようにする。
　ｔ１－ｔ０＞０　（Ａ）
　ｔ１／ｔ０≦３．０　（Ｂ）
　さらに、仕上げ焼鈍炉の炉内雰囲気での５００℃以上の温度域における加熱帯、均熱帯及び冷却帯から選択される１箇所以上において、水素分圧ＰＨ２（ａｔｍ）に対する水蒸気分圧ＰＨ２０（ａｔｍ）の比を０．０５よりも高くする、又は、酸素濃度を０．０１０％よりも高くする。
　さらに、冷却過程での冷延鋼板の長手方向での温度勾配ＣＧを２０℃／ｍ以下とする。　
　以下、本実施形態の無方向性電磁鋼板について詳述する。
　［本実施形態の無方向性電磁鋼板の特徴］
　本実施形態の無方向性電磁鋼板は、次の特徴１～特徴５を満たす。
　（特徴１）
　化学組成が、質量％で、Ｓｉ：３．１～４．５％、Ｃ：０．００２５％以下、Ｎ：０．００２５％以下、Ｏ：０．０４００％以下、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．００５０％以下、Ｔｉ：０．０１００％以下、Ｍｎ：２．０％以下、Ａｌ：１．５００％以下、Ｚｒ：０～０．０１００％、Ｎｂ：０～０．０１００％、Ｖ：０～０．０１００％、Ｍｏ：０～０．１００％、Ｃｒ：０～２．０００％、Ｌａ：０～０．０１００％、Ｃｅ：０～０．０１００％、Ｂ：０～０．００１０％、Ｚｎ：０～０．００５０％、Ｇａ：０～０．００５０％、Ｇｅ：０～０．００５０％、Ａｓ：０～０．０１００％、Ｎｉ：０～０．５００％、Ｃｕ：０～０．５００％、Ｓｎ：０～０．２００％、Ｓｂ：０～０．１００％、Ｃａ：０～０．００５０％、Ｎｄ：０～０．００１０％、Ｍｇ：０～０．００３０％、及び、残部はＦｅ及び不純物からなる。
　（特徴２）
　上記化学組成がさらに、式（１）及び式（２）を満たす。
　Ｓｉ／２８＋Ｔｉ／４８＋Ｎｂ／９３＋Ｖ／５１＋Ｚｒ／９１＋Ｍｏ／９６＋Ｃｒ／５２＞Ｃ／１２×７５０　（１）
　Ｓｉ／２８＋Ａｌ／２７＋Ｔｉ／４８＋Ｚｒ／９１＋Ｌａ／１３９＋Ｃｅ／１４０＞Ｎ／１４×１０００　（２）
　ここで、式（１）及び式（２）中の元素記号には、対応する元素含有量が質量％で代入される。対応する元素が含有されていない場合、その元素記号には「０」が代入される。
　（特徴３）
　引張強さＴＳが５７０ＭＰａよりも高い。
　（特徴４）
　２．０％ひずみ時の応力をＹ２．０（ＭＰａ）とし、降伏応力をＹＳ（ＭＰａ）としたとき、式（３）で定義される加工硬化量ＷＨが１５ＭＰａ未満である。
　ＷＨ＝Ｙ２．０－ＹＳ　（３）
　（特徴５）
　平均結晶粒径Ｄ（μｍ）が式（４）を満たし、降伏伸びが０．５％以上である。
　Ｄ＜８０－Ｓｉ×１０　（４）
　ここで、式（４）中の元素記号には、対応する元素含有量が質量％で代入される。
　以下、特徴１～特徴５について説明する。
　［（特徴１）化学組成について］
　本実施形態の無方向性電磁鋼板の化学組成は、次の元素を含有する。なお、無方向性電磁鋼板及びロータコア素材の化学組成中の元素含有量に関する「％」は、特に断りがない限り、質量％を意味する。また、無方向性電磁鋼板を単に「鋼板」ともいう。
　Ｓｉ：３．１～４．５％
　シリコン（Ｓｉ）は、鋼板の固有抵抗を高め、渦電流損を低減する。Ｓｉはさらに、鋼板に固溶して無方向性電磁鋼板の強度を高める。Ｓｉはさらに、転位が移動できるすべり系を制限する。これにより、転位の絡み合いを抑制でき、転位密度の増加を抑制できる。そのため、打抜き加工後の寸法精度を高めることができる。Ｓｉ含有量が３．１％未満であれば、上記効果が十分に得られない。
　一方、Ｓｉ含有量が４．５％を超えれば、無方向性電磁鋼板の打抜き加工性が低下する。
　したがって、Ｓｉ含有量は３．１～４．５％である。
　Ｓｉ含有量の好ましい下限は３．２％であり、さらに好ましくは３．３％であり、さらに好ましくは３．４％である。
　Ｓｉ含有量の好ましい上限は４．４％であり、さらに好ましくは４．３％であり、さらに好ましくは４．２％である。
　Ｃ：０．００２５％以下
　炭素（Ｃ）は不可避に含有される。つまり、Ｃ含有量は０％超である。Ｃは、鋼板の強度を高める。
　しかしながら、Ｃ含有量が０．００２５％を超えれば、鋼板中の固溶Ｃが過剰に多くなる。この場合、打抜き加工時において転位に固着し、転位の移動を制限する。固溶Ｃが固着した転位が多ければ、互いに絡み合う転位の密度も増加する。その結果、打抜き加工後の打抜き加工品に凹凸が生じやすくなり、打抜き加工後の寸法精度が低下する。Ｃ含有量が０．００２５％を超えればさらに、炭化物及び／又は炭窒化物が過剰に多く生成する。その結果、鉄損が劣化する。
　したがって、Ｃ含有量は０．００２５％以下である。
　Ｃ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００５％であり、さらに好ましくは０．００１０％であり、さらに好ましくは０．００１２％であり、さらに好ましくは０．００１４％であり、さらに好ましくは０．００１６％である。
　Ｃ含有量の好ましい上限は０．００２４％であり、さらに好ましくは０．００２３％であり、さらに好ましくは０．００２２％であり、さらに好ましくは０．００２１％である。
　Ｎ：０．００２５％以下
　窒素（Ｎ）は不可避に含有される。つまり、Ｎ含有量は０％超である。Ｎは鋼板の強度を高める。Ｎが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。
　しかしながら、Ｎ含有量が０．００２５％を超えれば、鋼板中の固溶Ｎが過剰に多くなる。この場合、打抜き加工時において固溶Ｎが転位に固着し、転位の移動を制限する。固溶Ｎが固着した転位が多ければ、互いに絡み合う転位の密度も増加する。その結果、打抜き加工後の打抜き加工品に凹凸が生じやすくなり、打抜き加工後の寸法精度が低下する。Ｎ含有量が０．００２５％を超えればさらに、窒化物及び／又は炭窒化物が過剰に多く生成する。その結果、鉄損が劣化する。
　したがって、Ｎ含有量は０．００２５％以下である。
　Ｎ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００５％であり、さらに好ましくは０．００１０％であり、さらに好ましくは０．００１２％であり、さらに好ましくは０．００１４％であり、さらに好ましくは０．００１６％である。
　Ｎ含有量の好ましい上限は０．００２４％であり、さらに好ましくは０．００２３％であり、さらに好ましくは０．００２２％であり、さらに好ましくは０．００２１％である。
　Ｏ：０．０４００％以下
　酸素（Ｏ）は不可避に含有される。つまり、Ｏ含有量は０％超である。Ｏは酸化物を形成して鋼板の磁気特性を低下させる。
　したがって、Ｏ含有量は０．０４００％以下である。
　Ｏ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｏ含有量の過度の低減は、製造コストを高める。したがって、工業生産性の観点から、Ｏ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、さらに好ましくは０．００１０％であり、さらに好ましくは０．００２０％である。
　Ｏ含有量の好ましい上限は０．０３７０％であり、さらに好ましくは０．０３５０％であり、さらに好ましくは０．０３００％であり、さらに好ましくは０．０２００％である。
　Ｐ：０．１００％以下
　リン（Ｐ）は不可避に含有される。つまり、Ｐ含有量は０％超である。Ｐは鋼板の強度を高める。Ｐが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。
　しかしながら、Ｐ含有量が０．１００％を超えれば、鋼板が脆化して加工性が低下し、冷間圧延時に鋼板に割れが発生する場合がある。
　したがって、Ｐ含有量は０．１００％以下である。
　Ｐ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００５％であり、さらに好ましくは０．００７％である。
　Ｐ含有量の好ましい上限は０．０９０％であり、さらに好ましくは０．０８０％であり、さらに好ましくは０．０７０％である。
　Ｓ：０．００５０％以下
　硫黄（Ｓ）は不可避に含有される不純物である。つまり、Ｓ含有量は０％超である。Ｓは、ＭｎＳを生成して鉄損を劣化させる。
　したがって、Ｓ含有量は０．００５０％以下である。
　Ｓ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｓ含有量の過度の低減は、製造コストを高める。したがって、工業生産性の観点から、Ｓ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００３％であり、さらに好ましくは０．０００５％である。
　Ｓ含有量の好ましい上限は０．００４７％であり、さらに好ましくは０．００４５％であり、さらに好ましくは０．００４０％であり、さらに好ましくは０．００３０％であり、さらに好ましくは０．００２５％であり、さらに好ましくは０．００２０％である。
　［固溶Ｃ及び／又は固溶Ｎを低減する元素について］
　本実施形態の無方向性電磁鋼板の化学組成はさらに、Ｔｉ：０．０１００％以下、Ｍｎ：２．０％以下、Ａｌ：１．５００％以下、Ｚｒ：０～０．０１００％、Ｎｂ：０～０．０１００％、Ｖ：０～０．０１００％、Ｍｏ：０～０．１００％、Ｃｒ：０～２．０００％、Ｌａ：０～０．０１００％、及び、Ｃｅ：０～０．０１００％、を含有する。これらの元素はいずれも、鋼板中の固溶Ｃ及び／又は固溶Ｎを固定して、炭化物、炭窒化物又は窒化物等の析出物を形成する。その結果、これらの元素は、打抜き加工後における寸法精度の低下の要因となる固溶Ｃ及び固溶Ｎを低減する。
　Ｔｉ：０．０１００％以下
　チタン（Ｔｉ）は不可避に含有される。つまり、Ｔｉ含有量は０％超である。ＴｉはＣ及び／又はＮと結合して析出物を形成し、固溶Ｃ及び固溶Ｎを低減する。これにより、打抜き加工後の寸法精度を高める。Ｔｉはさらに、析出物の生成により、鋼板の強度を高める。Ｔｉが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。
　しかしながら、Ｔｉ含有量が０．０１００％を超えれば、析出物が過剰に生成して、磁気特性が劣化する。
　したがって、Ｔｉ含有量は０．０１００％以下である。
　Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００５％であり、さらに好ましくは０．００１０％である。
　Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．００９０％であり、さらに好ましくは０．００８０％であり、さらに好ましくは０．００７０％であリ、さらに好ましくは０．００６０％であり、さらに好ましくは０．００５５％である。
　Ｍｎ：２．０％以下
　マンガン（Ｍｎ）は不可避に含有される。つまり、Ｍｎ含有量は０％超である。ＭｎはＣと結合して炭化物を形成し、固溶Ｃを低減する。Ｍｎはさらに、鋼板の固有抵抗を高め、渦電流損を低減する。Ｍｎが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。
　しかしながら、Ｍｎ含有量が２．０％を超えれば、鋼板の磁束密度が低下する。
　したがって、Ｍｎ含有量は２．０％以下である。
　Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．１％であり、さらに好ましくは０．２％であり、さらに好ましくは０．５％である。
　Ｍｎ含有量の好ましい上限は１．８％であり、さらに好ましくは１．６％であり、さらに好ましくは１．４％である。
　Ａｌ：１．５００％以下
　アルミニウム（Ａｌ）は不可避に含有される。つまり、Ａｌ含有量は０％超である。ＡｌはＮと結合して窒化物を形成し、固溶Ｎを低減する。これにより、打抜き加工後の寸法精度が高まる。Ａｌはさらに、窒化物の生成により、鋼板の強度を高める。Ａｌが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。
　しかしながら、Ａｌ含有量が１．５００％を超えれば、鋼板中に酸化物が過剰に生成して、磁気特性が劣化する。
　したがって、Ａｌ含有量は１．５００％以下である。
　Ａｌ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００４％であり、さらに好ましくは０．００５％であり、さらに好ましくは０．０１０％であり、さらに好ましくは０．０５０％であり、さらに好ましくは０．１００％である。
　Ａｌ含有量の好ましい上限は１．４５０％であり、さらに好ましくは１．４００％であり、さらに好ましくは１．３００％であり、さらに好ましくは１．１００％であり、さらに好ましくは０．９００％である。
　なお、本明細書において、Ａｌ含有量は、ｓｏｌ．Ａｌ（酸可溶Ａｌ）の含有量を意味する。
　Ｚｒ：０～０．０１００％
　ジルコニウム（Ｚｒ）は含有されなくてもよい。つまり、Ｚｒ含有量は０％であってもよい。
　含有される場合、つまり、Ｚｒ含有量が０％超である場合、ＺｒはＣ及び／又はＮと結合して析出物を形成し、固溶Ｃ及び固溶Ｎを低減する。これにより、Ｚｒは、打抜き加工後の寸法精度を高める。Ｚｒはさらに、析出物の生成により、鋼板の強度を高める。Ｚｒが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。
　しかしながら、Ｚｒ含有量が０．０１００％を超えれば、析出物が過剰に生成する。この場合、磁気特性が劣化する。
　したがって、Ｚｒ含有量は０～０．０１００％である。
　Ｚｒ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００５％であり、さらに好ましくは０．００１０％である。
　Ｚｒ含有量の好ましい上限は０．００９５％であり、さらに好ましくは０．００９０％であり、さらに好ましくは０．００８０％であり、さらに好ましくは０．００７０％である。
　Ｎｂ：０～０．０１００％
　ニオブ（Ｎｂ）は含有されなくてもよい。つまり、Ｎｂ含有量は０％であってもよい。
　含有される場合、ＮｂはＣと結合して炭化物を形成し、固溶Ｃを低減する。これにより、Ｎｂは、打抜き加工後の寸法精度を高める。Ｎｂはさらに、炭化物の生成により、鋼板の強度を高める。Ｎｂが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。
　しかしながら、Ｎｂ含有量が０．０１００％を超えれば、炭化物が過剰に生成する。この場合、磁気特性が劣化する。
　したがって、Ｎｂ含有量は０～０．０１００％である。
　Ｎｂ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００５％であり、さらに好ましくは０．００１０％である。
　Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．００９０％であり、さらに好ましくは０．００８０％であり、さらに好ましくは０．００７０％であり、さらに好ましくは０．００５０％であり、さらに好ましくは０．００４０％であり、さらに好ましくは０．００３０％であり、さらに好ましくは０．００２５％である。
　Ｖ：０～０．０１００％
　バナジウム（Ｖ）は含有されなくてもよい。つまり、Ｖ含有量は０％であってもよい。
　含有される場合、つまり、Ｖ含有量が０％超である場合、ＶはＣと結合して炭化物を形成し、固溶Ｃを低減する。これにより、Ｖは、打抜き加工後の寸法精度を高める。Ｖはさらに、炭化物の生成により、鋼板の強度を高める。Ｖが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。
　しかしながら、Ｖ含有量が０．０１００％を超えれば、炭化物が過剰に生成する。この場合、磁気特性が劣化する。
　したがって、Ｖ含有量は０～０．０１００％である。
　Ｖ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００５％であり、さらに好ましくは０．００１０％である。
　Ｖ含有量の好ましい上限は０．００９０％であり、さらに好ましくは０．００８０％であり、さらに好ましくは０．００７０％であり、さらに好ましくは０．００５０％であり、さらに好ましくは０．００４０％であり、さらに好ましくは０．００３０％であり、さらに好ましくは０．００２５％である。
　Ｍｏ：０～０．１００％
　モリブデン（Ｍｏ）は含有されなくてもよい。つまり、Ｍｏ含有量は０％であってもよい。
　含有される場合、つまり、Ｍｏ含有量が０％超である場合、ＭｏはＣと結合して炭化物を形成し、固溶Ｃを低減する。これにより、Ｍｏは、打抜き加工後の寸法精度を高める。Ｍｏはさらに、炭化物の生成により、鋼板の強度を高める。Ｍｏが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。
　しかしながら、Ｍｏ含有量が０．１００％を超えれば、炭化物が過剰に生成する。この場合、磁気特性が劣化する。
　したがって、Ｍｏ含有量は０～０．１００％である。
　Ｍｏ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００５％であり、さらに好ましくは０．０１０％であり、さらに好ましくは０．０３０％である。
　Ｍｏ含有量の好ましい上限は０．０９０％であり、さらに好ましくは０．０８０％であり、さらに好ましくは０．０７０％である。
　Ｃｒ：０～２．０００％
　クロム（Ｃｒ）は含有されなくてもよい。つまり、Ｃｒ含有量は０％であってもよい。
　含有される場合、つまり、Ｃｒ含有量が０％超である場合、ＣｒはＣと結合して炭化物を形成し、固溶Ｃを低減する。これにより、Ｃｒは、打抜き加工後の寸法精度を高める。Ｃｒはさらに、鋼板の強度を高める。Ｃｒが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。
　しかしながら、Ｃｒ含有量が２．０００％を超えれば、炭化物が過剰に生成する。この場合、磁気特性が劣化する。
　したがって、Ｃｒ含有量は０～２．０００％である。
　Ｃｒ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００５％であり、さらに好ましくは０．０１０％であり、さらに好ましくは０．０５０％である。
　Ｃｒ含有量の好ましい上限は１．８００％であり、さらに好ましくは１．５００％であり、さらに好ましくは１．４００％であり、さらに好ましくは１．０００％である。
　Ｌａ：０～０．０１００％
　ランタン（Ｌａ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｌａ含有量は０％であってもよい。
　含有される場合、つまり、Ｌａ含有量が０％超である場合、ＬａはＮと結合して窒化物を形成し、固溶Ｎを低減する。これにより、Ｌａは、打抜き加工後の寸法精度を高める。Ｌａはさらに、窒化物の生成により、鋼板の強度を高める。Ｌａが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。
　しかしながら、Ｌａ含有量が０．０１００％を超えれば、鋼板中に窒化物が過剰に生成する。この場合、磁気特性が劣化する。
　したがって、Ｌａ含有量は０～０．０１００％である。
　Ｌａ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００５％であり、さらに好ましくは０．００１０％であり、さらに好ましくは０．００２０％である。
　Ｌａ含有量の好ましい上限は０．００９０％であり、さらに好ましくは０．００８０％であり、さらに好ましくは０．００７５％であり、さらに好ましくは０．００７０％である。
　Ｃｅ：０～０．０１００％
　セリウム（Ｃｅ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｃｅ含有量は０％であってもよい。
　含有される場合、つまり、Ｃｅ含有量が０％超である場合、ＣｅはＮと結合して窒化物を形成し、固溶Ｎを低減する。これにより、Ｃｅは、打抜き加工後の寸法精度を高める。Ｃｅはさらに、窒化物の生成により、鋼板の強度を高める。Ｃｅが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。
　しかしながら、Ｃｅ含有量が０．０１００％を超えれば、鋼板中に窒化物が過剰に生成して、磁気特性が劣化する。
　したがって、Ｃｅ含有量は０～０．０１００％である。
　Ｃｅ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００５％であり、さらに好ましくは０．００１０％であり、さらに好ましくは０．００１５％である。
　Ｃｅ含有量の好ましい上限は０．００９０％であり、さらに好ましくは０．００８０％であり、さらに好ましくは０．００７０％である。
　本実施形態の無方向性電磁鋼板の化学組成の残部は、Ｆｅ及び不純物からなる。ここで、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、または製造環境などから混入されるものである。これらの不純物の含有量は、本実施形態の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。
　本実施形態の無方向性電磁鋼板はさらに、Ｂ：０～０．００１０％、Ｚｎ：０～０．００５０％、Ｇａ：０～０．００５０％、Ｇｅ：０～０．００５０％、Ａｓ：０～０．０１００％、Ｎｉ：０～０．５００％、Ｃｕ：０～０．５００％、Ｓｎ：０～０．２００％、Ｓｂ：０～０．１００％、Ｃａ：０～０．００５０％、Ｎｄ：０～０．００１０％、及び、Ｍｇ：０～０．００３０％、を含有してもよい。これらの元素はいずれも任意元素であり、含有されなくてもよい。以下、各元素について説明する。
　［Ｂ、Ｚｎ、Ｇａ、Ｇｅ及びＡｓ］
　Ｂ、Ｚｎ、Ｇａ、Ｇｅ及びＡｓは本実施形態の無方向性電磁鋼板において不純物である。
　Ｂ：０～０．００１０％
　ボロン（Ｂ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｂ含有量は０％であってもよい。
　含有される場合、つまり、Ｂ含有量が０％超である場合、Ｂは窒化物を生成する。Ｂ窒化物は、仕上げ焼鈍時において、再結晶を阻害する。
　したがって、Ｂ含有量は０～０．００１０％である。
　Ｂ含有量の過剰な低減は製造コストを高める。したがって、工業生産性の観点から、Ｂ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００２％であり、さらに好ましくは０．０００３％である。
　Ｂ含有量の好ましい上限は０．０００９％であり、さらに好ましくは０．０００８％であり、さらに好ましくは０．０００７％である。
　Ｚｎ：０～０．００５０％
　亜鉛（Ｚｎ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｚｎ含有量は０％であってもよい。
　含有される場合、つまり、Ｚｎ含有量が０％超である場合、Ｚｎ含有量は０．００５０％以下であれば特段の問題が生じない。
　したがって、Ｚｎ含有量は０～０．００５０％である。
　Ｚｎ含有量の過剰な低減は製造コストを高める。したがって、工業生産性の観点から、Ｚｎ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００２％であり、さらに好ましくは０．０００３％である。
　Ｚｎ含有量の好ましい上限は０．００２０％であり、さらに好ましくは０．００１０％であり、さらに好ましくは０．０００５％である。
　Ｇａ：０～０．００５０％
　ガリウム（Ｇａ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｇａ含有量は０％であってもよい。
　含有される場合、つまり、Ｇａ含有量が０％超である場合、Ｇａ含有量は０．００５０％以下であれば特段の問題が生じない。
　したがって、Ｇａ含有量は０～０．００５０％である。
　Ｇａ含有量の過剰な低減は製造コストを高める。したがって、工業生産性の観点から、Ｇａ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００２％であり、さらに好ましくは０．０００３％である。
　Ｇａ含有量の好ましい上限は０．００４０％であり、さらに好ましくは０．００３５％であり、さらに好ましくは０．００３０％であり、さらに好ましくは０．００２０％であり、さらに好ましくは０．００１０％であり、さらに好ましくは０．０００５％である。
　Ｇｅ：０～０．００５０％
　ゲルマニウム（Ｇｅ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｇｅ含有量は０％であってもよい。
　含有される場合、つまり、Ｇｅ含有量が０％超である場合、Ｇｅ含有量は０．００５０％以下であれば特段の問題が生じない。
　したがって、Ｇｅ含有量は０～０．００５０％である。
　Ｇｅ含有量の過剰な低減は製造コストを高める。したがって、工業生産性の観点から、Ｇｅ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００２％であり、さらに好ましくは０．０００３％である。
　Ｇｅ含有量の好ましい上限は０．００４０％であり、さらに好ましくは０．００３５％であり、さらに好ましくは０．００３０％であり、さらに好ましくは０．００２０％であり、さらに好ましくは０．００１０％であり、さらに好ましくは０．０００５％である。
　Ａｓ：０～０．０１００％
　ヒ素（Ａｓ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ａｓ含有量は０％であってもよい。
　含有される場合、つまり、Ａｓ含有量が０％超である場合、Ａｓ含有量は０．０１００％以下であれば特段の問題が生じない。
　したがって、Ａｓ含有量は０～０．０１００％である。
　Ａｓ含有量の過剰な低減は製造コストを高める。したがって、工業生産性の観点から、Ａｓ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００２％であり、さらに好ましくは０．０００３％であり、さらに好ましくは０．０００５％であり、さらに好ましくは０．００１０％である。
　Ａｓ含有量の好ましい上限は０．００７０％であり、さらに好ましくは０．００６０％であり、さらに好ましくは０．００５０％であり、さらに好ましくは０．００３０％である。
　［Ｎｉ及びＣｕ］
　Ｎｉ及びＣｕは任意元素である。Ｎｉ及びＣｕはいずれも、無方向性電磁鋼板の強度を高める。
　Ｎｉ：０～０．５００％
　ニッケル（Ｎｉ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｎｉ含有量は０％であってもよい。
　含有される場合、つまり、Ｎｉ含有量が０％超である場合、Ｎｉは、無方向性電磁鋼板の強度を高める。Ｎｉが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。
　しかしながら、Ｎｉ含有量が０．５００％を超えれば、鋼板が脆化して加工性が低下する。
　したがって、Ｎｉ含有量は０～０．５００％である。
　Ｎｉ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００５％であり、さらに好ましくは０．０１０％であり、さらに好ましくは０．０２０％であり、さらに好ましくは０．０５０％であり、さらに好ましくは０．１００％である。
　Ｎｉ含有量の好ましい上限は０．４５０％であり、さらに好ましくは０．４００％であり、さらに好ましくは０．３５０％であり、さらに好ましくは０．３００％であり、さらに好ましくは０．２５０％である。
　Ｃｕ：０～０．５００％
　銅（Ｃｕ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｃｕ含有量は０％であってもよい。
　含有される場合、つまり、Ｃｕ含有量が０％超である場合、Ｃｕは、無方向性電磁鋼板の強度を高める。Ｃｕが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。
　しかしながら、Ｃｕ含有量が０．５００％を超えれば、鋼板が脆化して加工性が低下する。
　したがって、Ｃｕ含有量は０～０．５００％である。
　Ｃｕ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００５％であり、さらに好ましくは０．０１０％であり、さらに好ましくは０．０３０％であり、さらに好ましくは０．０５０％であり、さらに好ましくは０．１００％である。
　Ｃｕ含有量の好ましい上限は０．４５０％であり、さらに好ましくは０．４００％であり、さらに好ましくは０．３５０％であり、さらに好ましくは０．２５０％であり、さらに好ましくは０．１５０％である。
　［Ｓｎ及びＳｂ］
　Ｓｎ及びＳｂは任意元素である。Ｓｎ及びＳｂはいずれも、無方向性電磁鋼板の鉄損を低下する。
　Ｓｎ：０～０．２００％
　すず（Ｓｎ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｓｎ含有量は０％であってもよい。
　含有される場合、つまり、Ｓｎ含有量が０％超である場合、Ｓｎは、鋼板の表面に偏析して仕上げ焼鈍中の酸化及び窒化を抑制する。Ｓｎはさらに、鋼板の集合組織を改善して磁束密度を高める。これにより、無方向性電磁鋼板の鉄損が低下する。Ｓｎが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。
　しかしながら、Ｓｎ含有量が０．２００％を超えれば、鋼板が脆化して加工性が低下する。
　したがって、Ｓｎ含有量は０～０．２００％である。
　Ｓｎ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００３％であり、さらに好ましくは０．００５％であり、さらに好ましくは０．０１０％であり、さらに好ましくは０．０３０％であり、さらに好ましくは０．０５０％である。
　Ｓｎ含有量の好ましい上限は０．１８０％であり、さらに好ましくは０．１６０％であり、さらに好ましくは０．１５０％であり、さらに好ましくは０．１２０％である。
　Ｓｂ：０～０．１００％
　アンチモン（Ｓｂ）任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｓｂ含有量は０％であってもよい。
　含有される場合、つまり、Ｓｂ含有量が０％超である場合、Ｓｂは、Ｓｎ同様に鋼板の表面に偏析して仕上げ焼鈍中の酸化及び窒化を抑制する。Ｓｂはさらに、鋼板の集合組織を改善して磁束密度を高める。これにより、無方向性電磁鋼板の鉄損が低下する。Ｓｂが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。
　しかしながら、Ｓｂ含有量が０．１００％を超えれば、鋼板が脆化して加工性が低下する。
　したがって、Ｓｂ含有量は０～０．１００％である。
　Ｓｂ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００５％であり、さらに好ましくは０．０１０％であり、さらに好ましくは０．０３０％である。
　Ｓｂ含有量の好ましい上限は０．０８０％であり、さらに好ましくは０．０７０％であり、さらに好ましくは０．０６０％であり、さらに好ましくは０．０５０％である。
　［Ｃａ、Ｎｄ及びＭｇ］
　Ｃａ、Ｎｄ及びＭｇは任意元素である。Ｃａ、Ｎｄ及びＭｇはいずれも、仕上げ焼鈍時の結晶粒の成長を促進して、無方向性電磁鋼板の磁気特性を高める。
　Ｃａ：０～０．００５０％
　カルシウム（Ｃａ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｃａ含有量は０％であってもよい。
　含有される場合、つまり、Ｃａ含有量が０％超である場合、Ｃａは溶鋼の鋳造時にＳと結合して粗大硫化物及び／又は粗大酸硫化物である粗大析出物を生成する。粗大析出物の粒径は１～２μｍ程度である。粗大析出物は、鋳造工程以降の製造工程で鋼板に生成する粒径が１００ｎｍ程度の微細なＭｎＳ、ＴｉＮ、ＡｌＮ等のインヒビターを吸着する。これにより、仕上げ焼鈍時において、インヒビターによる結晶粒の成長阻害を抑制する。そのため、仕上げ焼鈍時において、結晶粒の成長を促進する。その結果、無方向性電磁鋼板の磁気特性が高まる。Ｃａが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。
　しかしながら、Ｃａ含有量が０．００５０％を超えれば、粗大析出物が過剰に生成する。この場合、仕上げ焼鈍工程での再結晶及び結晶粒の成長が阻害される。
　したがって、Ｃａ含有量は０～０．００５０％である。
　Ｃａ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００５％であり、さらに好ましくは０．００１０％である。
　Ｃａ含有量の好ましい上限は０．００４５％であり、さらに好ましくは０．００４０％であり、さらに好ましくは０．００３５％である。
　Ｎｄ：０～０．００１０％
　ネオジム（Ｎｄ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｎｄ含有量は０％であってもよい。
　含有される場合、つまり、Ｎｄ含有量が０％超である場合、ＮｄはＣａと同様に粗大析出物を生成し、仕上げ焼鈍時において、インヒビターによる結晶粒の成長阻害を抑制する。そのため、仕上げ焼鈍時において、結晶粒の成長が促進する。その結果、無方向性電磁鋼板の磁気特性が高まる。Ｎｄが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。
　しかしながら、Ｎｄ含有量が０．００１０％を超えれば、粗大析出物が過剰に生成する。この場合、仕上げ焼鈍工程での再結晶及び結晶粒の成長が阻害される。
　したがって、Ｎｄ含有量は０～０．００１０％である。
　Ｎｄ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００２％であり、さらに好ましくは０．０００３％である。
　Ｎｄ含有量の好ましい上限は０．０００８％であり、さらに好ましくは０．０００６％であり、さらに好ましくは０．０００４％である。
　Ｍｇ：０～０．００３０％
　マグネシウム（Ｍｇ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｍｇ含有量は０％であってもよい。
　含有される場合、つまり、Ｍｇ含有量が０％超である場合、ＭｇはＣａと同様に粗大析出物を生成し、仕上げ焼鈍時において、インヒビターによる結晶粒の成長阻害を抑制する。そのため、仕上げ焼鈍時において、結晶粒の成長が促進する。その結果、無方向性電磁鋼板の磁気特性が高まる。Ｍｇが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。
　しかしながら、Ｍｇ含有量が０．００３０％を超えれば、粗大析出物が過剰に生成する。この場合、仕上げ焼鈍工程での再結晶及び結晶粒の成長が阻害される。
　したがって、Ｍｇ含有量は０～０．００３０％である。
　Ｍｇ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００２％であり、さらに好ましくは０．０００３％である。
　Ｍｇ含有量の好ましい上限は０．００２５％であり、さらに好ましくは０．００２０％であり、さらに好ましくは０．００１５％であり、さらに好ましくは０．００１０％である。
　［無方向性電磁鋼板の化学組成の測定方法］
　本実施形態の無方向性電磁鋼板の化学組成は、ＪＩＳ　Ｇ０３２１：２０１７に準拠した周知の成分分析法で測定できる。具体的には、ドリルを用いて、鋼板から切粉を採取する。採取された切粉を酸に溶解させて溶液を得る。溶液に対して、ＩＣＰ－ＡＥＳ（Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ　Ｃｏｕｐｌｅｄ　Ｐｌａｓｍａ　Ａｔｏｍｉｃ　Ｅｍｉｓｓｉｏｎ　Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）を実施して、化学組成の元素分析を実施する。Ｃ含有量及びＳ含有量については、周知の高周波燃焼法（燃焼－赤外線吸収法）により求める。Ｎ含有量については、周知の不活性ガス溶融－熱伝導度法を用いて求める。Ｏ含有量については、周知の不活性ガス溶融－赤外線吸収法を用いて求める。
　なお、各元素含有量は、本実施形態で規定された有効数字に基づいて、測定された数値の端数を四捨五入して、本実施形態で規定された各元素含有量の最小桁までの数値とする。例えば、本実施形態の鋼板のＳｉ含有量は小数第一位までの数値で規定される。したがって、Ｓｉ含有量は、測定された数値の小数第二位を四捨五入して得られた小数第一位までの数値とする。
　本実施形態の鋼板のＳｉ含有量以外の他の元素含有量も同様に、測定された値に対して、本実施形態で規定された最小桁までの数値の端数を四捨五入して得られた値を、当該元素含有量とする。
　なお、四捨五入とは、端数が５未満であれば切り捨て、端数が５以上であれば切り上げることを意味する。
　［（特徴２）式（１）及び式（２）について］
　本実施形態の無方向性電磁鋼板はさらに、式（１）及び式（２）を満たす。
　Ｓｉ／２８＋Ｔｉ／４８＋Ｎｂ／９３＋Ｖ／５１＋Ｚｒ／９１＋Ｍｏ／９６＋Ｃｒ／５２＞Ｃ／１２×７５０　（１）
　Ｓｉ／２８＋Ａｌ／２７＋Ｔｉ／４８＋Ｚｒ／９１＋Ｌａ／１３９＋Ｃｅ／１４０＞Ｎ／１４×１０００　（２）
　ここで、式（１）及び式（２）中の元素記号には、対応する元素含有量が質量％で代入される。対応する元素が含有されていない場合、その元素記号には「０」が代入される。
　［式（１）について］
　式（１）は、炭化物又は炭窒化物を形成することにより、鋼板中の固溶Ｃを十分に低減するための式である。式（１）中の左辺は、Ｃと結合して炭化物又は炭窒化物を形成する元素で構成される。式（１）を満たす場合、炭化物又は炭窒化物が十分に形成されることにより、固溶Ｃが十分に低減する。
　［式（２）について］
　式（２）は、窒化物又は炭窒化物を形成することにより、固溶Ｎを十分に低減するための式である。式（２）中の左辺は、Ｎと結合して窒化物又は炭窒化物を形成する元素で構成される。式（２）を満たす場合、窒化物又は炭窒化物が十分に形成されることにより、固溶Ｎが十分に低減する。
　［（特徴３）引張強さＴＳ］
　本実施形態の無方向性電磁鋼板では、引張強さＴＳが５７０ＭＰａよりも高い。つまり、本実施形態の無方向性電磁鋼板は高強度を有する。
　本実施形態の無方向性電磁鋼板の引張強さＴＳの好ましい下限は５７５ＭＰａであり、さらに好ましくは５８０ＭＰａである。
　引張強さのＴＳの上限は特に限定されない。しかしながら、特徴１及び特徴２を満たす場合、引張強さＴＳの上限は例えば７５０ＭＰａである。
　［応力－ひずみ曲線測定方法］
　本実施形態の無方向性電磁鋼板の引張強さＴＳは次の方法で測定する。無方向性電磁鋼板から、ＪＩＳ　Ｚ２２４１：２０１１に規定されたＪＩＳ５号引張試験片を採取する。採取した引張試験片を用いて、ＪＩＳ　Ｚ２２４１：２０１１に準拠して、常温、大気中で引張試験を実施して、応力－ひずみ曲線を得る。得られた応力－ひずみ曲線から、引張強さＴＳ（ＭＰａ）を求める。
　［（特徴４）加工硬化量ＷＨについて］
　本実施形態の無方向性電磁鋼板ではさらに、２．０％ひずみ時の応力をＹ２．０（ＭＰａ）とし、降伏応力をＹＳ（ＭＰａ）としたとき、式（３）で定義される加工硬化量ＷＨが１５ＭＰａ未満である。
　ＷＨ＝Ｙ２．０－ＹＳ　（３）
　打抜き加工時に転位が過剰に増殖すれば、固溶Ｃ又は固溶Ｎが固着する転位が増加する可能性が高まる。固溶Ｃ又は固溶Ｎが固着した転位が増加すれば、互いに絡み合う転位の密度が高い領域が局所的に形成される。この場合、打抜き加工後の打抜き加工品に凹凸が生じやすくなり、十分な寸法精度が得られない。
　加工硬化量ＷＨは、転位密度と相関する。加工硬化量ＷＨが１５ＭＰａ未満であれば、打抜き加工時において転位密度が十分に抑えられている。そのため、固溶Ｃ又は固溶Ｎが固着した転位の発生を十分に抑制できる。そのため、打抜き加工後の打抜き加工品において打抜き加工に起因した凹凸の発生が抑制され、十分な寸法精度が得られる。
　加工硬化量ＷＨの好ましい上限は１４ＭＰａであり、さらに好ましくは１３ＭＰａであり、さらに好ましくは１２ＭＰａであり、さらに好ましくは１１ＭＰａであり、さらに好ましくは１０ＭＰａである。
　加工硬化量ＷＨはなるべく低い方が好ましい。工業生産性を考慮すれば、加工硬化量ＷＨの好ましい下限は２ＭＰａであり、さらに好ましくは１ＭＰａであり、最も好ましくは０ＭＰａである。
　［加工硬化量ＷＨ評価試験］
　加工硬化量ＷＨは次の方法で求めることができる。上述の［応力－ひずみ曲線測定方法］に記載の引張試験を実施して、応力－ひずみ曲線を得る。
　図１は、応力－ひずみ曲線の一例の模式図である。図１を参照して、ひずみが０から０．２％塑性ひずみまでの範囲内において、応力の最大値を、「降伏強度ＹＳ」（ＭＰａ）と定義する。
　図１では、ひずみが０から０．２％塑性ひずみの範囲内Ｌ０において、応力－ひずみ曲線に上降伏点Ｐ０が発生している。したがって、応力－ひずみ曲線が図１のような上降伏点を有する曲線である場合、上降伏点Ｐ０の応力を、降伏強度ＹＳ（ＭＰａ）とする。
　一方、図２に示す応力－ひずみ曲線のように、上降伏点Ｐ０が発生しない応力－ひずみ曲線である場合、ひずみが０から０．２％塑性ひずみの範囲内Ｌ０では、０．２％塑性ひずみの位置での応力が最大値となる。そこで、この場合は、０．２％耐力を降伏強度ＹＳ（ＭＰａ）とする。
　また、図１及び図２を参照して、応力－ひずみ曲線において、２．０％ひずみ時の応力を、Ｙ２．０（ＭＰａ）とする。
　得られた降伏強度ＹＳ（ＭＰａ）及び応力Ｙ２．０（ＭＰａ）を用いて、式（３）により、加工硬化量ＷＨ（ＭＰａ）を求める。なお、ＹＳ＞Ｙ２．０の場合、ＷＨは０（ＭＰａ）と定義する。
　［（特徴５）平均結晶粒径Ｄについて］
　本実施形態の無方向性電磁鋼板ではさらに、平均結晶粒径Ｄ（μｍ）が式（４）を満たし、降伏伸びが０．５％以上である。
　Ｄ＜８０－Ｓｉ×１０　（４）
　ここで、式（４）中のＳｉには、無方向性電磁鋼板の化学組成における、質量％でのＳｉ含有量が代入される。
　Ｆｎを次のとおり定義する。
　Ｆｎ＝８０－Ｓｉ×１０
　平均結晶粒径Ｄ（μｍ）がＦｎ未満であれば、変形時の転位発生源を増やして転位発生源を分散させることができる。この場合、打抜き加工での鋼板の変形時に転位が局所的に発生せずに、分散して発生する。そのため、転位の絡み合いが抑制される。そのため、降伏伸びが０．５％以上となりやすく、打抜き加工時に板厚方向での変形の不均一性を低減できる。その結果、打抜き加工後の寸法精度を高めることができる。
　平均結晶粒径Ｄの好ましい下限は１０μｍであり、さらに好ましくは１５μｍであり、さらに好ましくは２０μｍである。
　平均結晶粒径Ｄの好ましい上限は７５－Ｓｉ×１０（μｍ）であり、さらに好ましくは７０－Ｓｉ×１０（μｍ）であり、さらに好ましくは６５－Ｓｉ×１０（μｍ）である。
　降伏伸びの好ましい下限は０．６％であり、さらに好ましくは０．７％であり、さらに好ましくは１．０％であり、さらに好ましくは１．５％である。
　降伏伸びの上限は特に限定されないが、７．０％程度が上限である。
　［平均結晶粒径Ｄの測定方法］
　平均結晶粒径Ｄは次の方法で求める。無方向性電磁鋼板の圧延方向に平行な断面（Ｌ断面）を観察面とする。観察面を鏡面研磨した後、鏡面研磨された観察面に対して、ナイタル液を用いてエッチングを実施する。エッチングされた観察面を、光学顕微鏡を用いて倍率１００倍で観察し、観察視野の写真画像を生成する。写真画像を用いて、ＪＩＳ　Ｇ０５５１：２０１３「鋼－結晶粒度の顕微鏡試験方法」に準拠して、後述する矩形領域内の結晶粒数を算出する方法で平均結晶粒径Ｄ（μｍ）を求める。
　具体的には、Ｌ断面において、未再結晶領域を除く再結晶粒のみからなる領域で板厚方向と板面方向（圧延方向）に平行な線分で囲まれた矩形領域を描く。当該矩形領域を観察視野とする。矩形領域の面積Ａを０．５ｍｍ２以上する。１つの矩形の面積で０．５ｍｍ２以上を確保できない場合、複数の矩形領域を描いて、矩形領域の合計面積Ａを０．５ｍｍ２以上となるようにする。
　矩形領域の結晶粒数をカウントする。具体的には、矩形領域の内部に存在し、矩形領域の各辺に接しない結晶粒数をＮ１とする。矩形領域の各辺の四隅（矩形の４つの頂点）を除く４辺のいずれかと交差する結晶粒数をＮ２とする。０．５ｍｍ２以上の面積を確保のために描画した全ての矩形領域の数をＮ３とする。矩形領域の合計面積Ａ（ｍｍ２）、及び、結晶粒数Ｎ１～Ｎ３を用いて、式（Ｉ）により平均結晶粒径Ｄ（μｍ）を求める。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000001
　［降伏伸びの測定方法］
　降伏伸びは次の方法で求める。無方向性電磁鋼板から引張試験片を採取する。ＪＩＳ　Ｚ２２４１：２０１１に準拠して、常温、大気中で引張試験を実施し、降伏伸び（％）を求める。引張試験片はＪＩＳ５号引張試験片を用いる。
　なお、上降伏点が明瞭に表れない場合、次の方法で降伏伸び（％）を求める。図３を参照して、引張試験により得られた応力－ひずみ曲線において、上述の［加工硬化量ＷＨ評価試験］に記載の方法に基づいて、降伏強度ＹＳ（ＭＰａ）を決定する。決定した降伏強度ＹＳでのひずみ値をε１とする。ひずみ値ε１以降の応力－ひずみ曲線において、ひずみの増加に伴い応力が降伏応力ＹＳ±１．０％の範囲内で維持されている領域での最大のひずみ値ε２を特定する。ε１及びε２を用いて、次式により降伏伸びを求める。
　降伏伸び（％）＝ε２－ε１
　［本実施形態の無方向性電磁鋼板の効果について］
　本実施形態の無方向性電磁鋼板は特徴１～特徴５を満たす。そのため、本実施形態の無方向性電磁鋼板では、高強度であり、十分な磁気特性が得られるにも関わらず、打抜き加工後に優れた寸法精度が得られる。
　［無方向性電磁鋼板の製造方法］
　本実施形態の無方向性電磁鋼板の製造方法の一例を説明する。本実施形態の無方向性電磁鋼板の製造方法は、次の工程を含む。
　（工程１）熱間圧延工程
　（工程２）熱延板焼鈍工程
　（工程３）冷間圧延工程
　（工程４）仕上げ焼鈍工程
　上記工程１～工程４のうち、工程２は任意の工程である。つまり、工程２は実施しなくてもよい。以下、各工程について説明する。
　［（工程１）熱間圧延工程］
　熱間圧延工程では、スラブに対して熱間圧延を実施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。例えば、連続鋳造法によりスラブを製造する。
　準備されたスラブに対して、熱間圧延を実施する。熱間圧延における各種条件は、特に限定されない。スラブ加熱温度は例えば、１１００～１２００℃である。仕上げ圧延温度は例えば、８００～１１００℃である。巻取温度は例えば、７００～８００℃である。以上の工程により、熱延鋼板を製造する。
　［（工程２）熱延板焼鈍工程］
　熱延板焼鈍工程は任意の工程である。つまり、熱延板焼鈍工程は実施してもよいし、実施しなくてもよい。実施する場合、熱延板焼鈍工程では、熱延鋼板に対して焼鈍を実施する。熱延板焼鈍は、箱焼鈍であってもよいし、連続焼鈍であってもよい。熱延板焼鈍工程での焼鈍条件は特に限定されない。箱焼鈍の場合、焼鈍温度は例えば、７５０℃～８５０℃であり、焼鈍温度での保持時間は例えば、１時間～３０時間である。連続焼鈍の場合、焼鈍温度は例えば、９００℃～１０００℃であり、焼鈍温度での保持時間は、１秒～１００秒である。なお、必要に応じて、熱延板焼鈍工程での焼鈍を実施する前の熱延鋼板、及び／又は、焼鈍を実施した後の熱延鋼板に対して、周知の酸洗処理を実施してもよい。
　［（工程３）冷間圧延工程］
　冷間圧延工程では、熱間圧延工程で製造された熱延鋼板、又は、熱延板焼鈍工程後の熱延鋼板に対して、冷間圧延を実施して冷延鋼板を製造する。冷間圧延は１回実施してもよいし、複数回実施してもよい。冷間圧延を複数回実施する場合、冷間圧延後、次の冷間圧延を実施する前に、中間焼鈍を実施してもよい。
　［（工程４）仕上げ焼鈍工程］
　冷間圧延工程を実施して製造された冷延鋼板に対して、仕上げ焼鈍炉で仕上げ焼鈍を実施する。仕上げ焼鈍では、最終の板厚に仕上げられた冷延鋼板を焼鈍して再結晶させ、結晶粒を成長させる。仕上げ焼鈍工程では、次の条件１～条件５を満たす。
　（条件１）
　９５０℃以下の最高到達温度Ｔ１（℃）で焼鈍する。
　（条件２）
　最高到達温度Ｔ１（℃）で冷延鋼板に付与する張力ＴＥを２．０～１０．０ＭＰａとする。
　（条件３）
　仕上げ焼鈍炉の加熱帯、均熱帯及び冷却帯での焼鈍温度Ｔ１～７００℃の間の滞在時間ｔ０（秒）と、冷却帯での７００～５００℃の間の滞在時間ｔ１（秒）とが、式（Ａ）及び式（Ｂ）を満たす。
　ｔ１－ｔ０＞０　（Ａ）
　ｔ１／ｔ０≦３．０　（Ｂ）
　（条件４）
　仕上げ焼鈍炉の炉内雰囲気での５００℃以上の温度域における加熱帯、均熱帯、及び、冷却帯から選択される１箇所以上において、水素分圧ＰＨ２（ａｔｍ）に対する水蒸気分圧ＰＨ２０（ａｔｍ）の比を０．０５よりも高くする、又は、酸素濃度を体積％で０．０１０％よりも高くする。
　（条件５）
　冷却過程での冷延鋼板の長手方向での温度勾配ＣＧを２０℃／ｍ以下とする。
　以下、条件１～条件５について説明する。
　［（条件１）最高到達温度Ｔ１について］
　最高到達温度Ｔ１を９５０℃以下とする。最高到達温度Ｔ１が９５０℃を超えれば、鋼板内において、炭化物及び窒化物の溶体化が生じてしまう。その結果、式（３）で定義される加工硬化量ＷＨが１５ＭＰａ以上となる。したがって、最高到達温度Ｔ１は９５０℃以下である。最高到達温度Ｔ１の下限は周知の温度で足りる。最高到達温度Ｔ１の下限は例えば、８００℃である。
　［（条件２）最高到達温度Ｔ１での張力ＴＥについて］
　最高到達温度Ｔ１で冷延鋼板に付与する張力ＴＥを２．０～１０．０ＭＰａとする。具体的には、冷延鋼板の圧延方向（長手方向）に張力ＴＥを付与する。
　張力ＴＥが２．０ＭＰａ未満である場合、鋼板中に転位発生源が十分に得られない。この場合、無方向性電磁鋼板において式（４）を満たしても、降伏伸びが０．５％未満となる。
　一方、張力ＴＥが１０．０ＭＰａを超えれば、鋼板内に残留ひずみが発生する。この場合、加工硬化量ＷＨが１５ＭＰａ以上となる。
　［（条件３）滞在時間ｔ０及びｔ１について］
　仕上げ焼鈍では、仕上げ焼鈍炉の加熱帯、均熱帯及び冷却帯での焼鈍温度Ｔ１～７００℃の間の滞在時間ｔ０（秒）と、冷却帯での７００～５００℃の間の滞在時間ｔ１（秒）とが、式（Ａ）及び式（Ｂ）を満たす。
　ｔ１－ｔ０＞０　（Ａ）
　ｔ１／ｔ０≦３．０　（Ｂ）
　ここで、滞在時間ｔ０は、加熱帯、均熱帯及び冷却帯において、昇温過程で７００℃から最高到達温度Ｔ１に至るまでの時間、最高到達温度Ｔ１での保持時間、及び、冷却過程で最高到達温度Ｔ１から７００℃に至るまでの時間を含む。滞在時間ｔ１は、冷却帯での７００～５００℃の時間に相当し、昇温過程（加熱帯）での５００～７００℃に至るまでの時間は含まない。
　焼鈍温度Ｔ１～７００℃の温度域では、炭化物及び窒化物が固溶しやすく、固溶Ｃ及び固溶Ｎが形成されやすい。一方、７００～５００℃の温度域では、炭化物、炭窒化物及び窒化物が生成しやすい温度域である。固溶Ｃ及び固溶Ｎは転位に固着して、転位の移動を阻害する。移動が阻害された転位が増えれば、転位の絡み合いが増加する。そこで、本実施形態の無方向性電磁鋼板では、固溶Ｃ及び固溶Ｎをなるべく低減する。
　ＦＡを次のとおり定義する。
　ＦＡ＝ｔ１－ｔ０
　ＦＡは式（Ａ）の左辺に相当する。ＦＡが０よりも大きい場合、つまり、滞在時間ｔ１が滞在時間ｔ０よりも長い場合、仕上げ焼鈍前に生成していた炭化物及び窒化物が溶体化することを抑制しながら、固溶してしまった炭素及び窒素を、炭化物、炭窒化物及び窒化物として再び固定化することができる。そのため、鋼板中の固溶Ｃ及び固溶Ｎを低減することができる。その結果、加工硬化量ＷＨを１５ＭＰａ未満にすることができる。
　ＦＢを次のとおり定義する。
　ＦＢ＝ｔ１／ｔ０
　ＦＢは式（Ｂ）の左辺に相当する。ＦＢが３．０を超えれば、析出物として析出することなく鋼板中に残存する固溶Ｃ及び固溶Ｎが転位に固着する。この場合、転位がパイルアップしやすくなるため、加工硬化量ＷＨが増加する。ＦＢが３．０以下であれば、加工硬化量ＷＨを十分に抑制できる。
　［（条件４）酸素ポテンシャルについて］
　仕上げ焼鈍ではさらに、仕上げ焼鈍炉の炉内雰囲気での５００℃以上の温度域における加熱帯、均熱帯、及び、冷却帯から選択される１箇所以上において、水素分圧ＰＨ２（ａｔｍ）に対する水蒸気分圧ＰＨ２０（ａｔｍ）の比を０．０５よりも高くする、又は、酸素濃度を０．０１０％よりも高くする。
　仕上げ焼鈍炉の炉内雰囲気での水素分圧ＰＨ２（ａｔｍ）に対する水蒸気分圧ＰＨ２０（ａｔｍ）の比を酸素ポテンシャルと定義する。仕上げ焼鈍炉の炉内雰囲気での５００℃以上の温度域における加熱帯、均熱帯、及び、冷却帯から選択される１箇所以上において、酸素ポテンシャルが０．０５よりも高い場合、又は、酸素濃度が０．０１０％よりも高い場合、仕上げ焼鈍中の鋼板での脱炭が促進される。この場合、鋼板中の固溶Ｃを十分に低減することができる。その結果、加工硬化量ＷＨを１５ＭＰａ未満にすることができる。
　［（特徴５）冷却過程での冷延鋼板の長手方向での温度勾配ＣＧについて］
　冷却過程において、最高到達温度Ｔ１から５００℃に至るまでの冷延鋼板の長手方向（圧延方向）での温度勾配をＣＧ（℃／ｍ）と定義する。温度勾配ＣＧは、冷延鋼板の温度が最高到達温度Ｔ１から５００℃に至るまでの通板距離と、最高到達温度Ｔ１から５００℃を差し引いた温度差とに基づいて求める。
　冷却過程での温度勾配ＣＧが２０℃／ｍを超えれば、熱ひずみにより鋼板内に残留ひずみが発生する。この場合、加工硬化量ＷＨが１５ＭＰａ以上となる。したがって、温度勾配ＣＧを２０℃／ｍ以下とする。
　［その他の工程］
　上述の製造方法において、仕上げ焼鈍工程後にコーティング工程を実施してもよい。コーティング工程では、仕上げ焼鈍後の無方向性電磁鋼板の表面に、絶縁コーティングを施す。絶縁コーティングの種類は特に限定されない。絶縁コーティングは有機成分であってもよいし、無機成分であってもよい。
　以上の製造方法により、本実施形態の無方向性電磁鋼板が製造できる。なお、本実施形態の無方向性電磁鋼板は、特徴１～特徴５を満たせば、製造方法は特に限定されない。
　［ロータコアについて］
　本実施形態のロータコアは、本実施形態の無方向性電磁鋼板を素材として製造される。
　図４は、ロータコア１の一例を示す平面図である。図４を参照して、ロータコア１は、複数のロータコア素材２を備える。ロータコア素材２は板状である。より具体的には、ロータコア素材２は円板状である。ロータコア１は、複数のロータコア素材２が積層されて構成されている。
　ロータコア素材２の形状は、板状であれば特に限定されない。図４では一例として、永久磁石同期モータのロータコア素材２を示す。しかしながらロータコア素材２は、板状であれば、他の形状であってもよい。例えば、モータがリラクタンスモータである場合、ロータコア素材２は複数の突極を有する板状であってもよいし、フラックスバリアとなる複数の貫通孔を有する板状であってもよい。また、モータが誘電モータである場合、ロータコア素材２は銅又はアルミダイカスト等による誘導電流経路が設置される複数の貫通孔を有してもよい。
　上述のとおり、ロータコア素材２は、本実施形態の無方向性電磁鋼板を打抜き加工して製造される、打抜き加工品である。したがって、ロータコア素材２は、上述の特徴１～特徴５を満たす。
　具体的には、ロータコア素材２は、質量％で、Ｓｉ：３．１～４．５％、Ｃ：０．００２５％以下、Ｎ：０．００２５％以下、Ｏ：０．０４００％以下、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．００５０％以下、Ｔｉ：０．０１００％以下、Ｍｎ：２．０％以下、Ａｌ：１．５００％以下、Ｚｒ：０～０．０１００％、Ｎｂ：０～０．０１００％、Ｖ：０～０．０１００％、Ｍｏ：０～０．１００％、Ｃｒ：０～２．０００％、Ｌａ：０～０．０１００％、Ｃｅ：０～０．０１００％、Ｂ：０～０．００１０％、Ｚｎ：０～０．００５０％、Ｇａ：０～０．００５０％、Ｇｅ：０～０．００５０％、Ａｓ：０～０．０１００％、Ｎｉ：０～０．５００％、Ｃｕ：０～０．５００％、Ｓｎ：０～０．２００％、Ｓｂ：０～０．１００％、Ｃａ：０～０．００５０％、Ｎｄ：０～０．００１０％、Ｍｇ：０～０．００３０％、及び、残部はＦｅ及び不純物からなり、式（１）及び式（２）を満たす。
　Ｓｉ／２８＋Ｔｉ／４８＋Ｎｂ／９３＋Ｖ／５１＋Ｚｒ／９１＋Ｍｏ／９６＋Ｃｒ／５２＞Ｃ／１２×７５０　（１）
　Ｓｉ／２８＋Ａｌ／２７＋Ｔｉ／４８＋Ｚｒ／９１＋Ｌａ／１３９＋Ｃｅ／１４０＞Ｎ／１４×１０００　（２）
　ここで、式（１）及び式（２）中の元素記号には、対応する元素含有量が質量％で代入される。対応する元素が含有されていない場合、その元素記号には「０」が代入される。
　ロータコア素材２ではさらに、引張強さＴＳが５７０ＭＰａよりも高い。
　ロータコア素材２ではさらに、２．０％ひずみ時の応力をＹ２．０（ＭＰａ）とし、降伏応力をＹＳ（ＭＰａ）としたとき、式（３）で定義される加工硬化量ＷＨが１５ＭＰａ未満である。
　ＷＨ＝Ｙ２．０－ＹＳ　（３）
　ロータコア素材２ではさらに、平均結晶粒径Ｄ（μｍ）が式（４）を満たし、降伏伸びが０．５％以上である。
　Ｄ＜８０－Ｓｉ×１０　（４）
　ここで、式（４）中の元素記号には、対応する元素含有量が質量％で代入される。対応する元素が含有されていない場合、その元素記号には「０」が代入される。
　［ステータコアについて］
　なお、本実施形態の無方向性電磁鋼板を素材として、ステータコアを製造してもよい。図５は、ステータコア３の平面図である。図５を参照して、ステータコア３は、複数のステータコア素材４を備える。ステータコア素材４は、円環の板状である。ステータコア３は、複数のステータコア素材４が積層されて構成されている。
　ステータコア素材４は、複数のティース部４１を含む。複数のティース部４１は、各々がステータコア素材４の周方向に隙間を設けて配列されている。各ティース部４１は、ステータコア素材４の径方向に延びている。
　ステータコア素材４は、本実施形態の無方向性電磁鋼板を打抜き加工した後、ひずみ取り焼鈍を実施して製造される。そのため、ステータコア素材４は、上述の特徴１及び特徴２を満たす。
　具体的には、ステータコア素材４は、質量％で、Ｓｉ：３．１～４．５％、Ｃ：０．００２５％以下、Ｎ：０．００２５％以下、Ｏ：０．０４００％以下、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．００５０％以下、Ｔｉ：０．０１００％以下、Ｍｎ：２．０％以下、Ａｌ：１．５００％以下、Ｚｒ：０～０．０１００％、Ｎｂ：０～０．０１００％、Ｖ：０～０．０１００％、Ｍｏ：０～０．１００％、Ｃｒ：０～２．０００％、Ｌａ：０～０．０１００％、Ｃｅ：０～０．０１００％、Ｂ：０～０．００１０％、Ｚｎ：０～０．００５０％、Ｇａ：０～０．００５０％、Ｇｅ：０～０．００５０％、Ａｓ：０～０．０１００％、Ｎｉ：０～０．５００％、Ｃｕ：０～０．５００％、Ｓｎ：０～０．２００％、Ｓｂ：０～０．１００％、Ｃａ：０～０．００５０％、Ｎｄ：０～０．００１０％、Ｍｇ：０～０．００３０％、及び、残部はＦｅ及び不純物からなり、式（１）及び式（２）を満たす。
　Ｓｉ／２８＋Ｔｉ／４８＋Ｎｂ／９３＋Ｖ／５１＋Ｚｒ／９１＋Ｍｏ／９６＋Ｃｒ／５２＞Ｃ／１２×７５０　（１）
　Ｓｉ／２８＋Ａｌ／２７＋Ｔｉ／４８＋Ｚｒ／９１＋Ｌａ／１３９＋Ｃｅ／１４０＞Ｎ／１４×１０００　（２）
　ここで、式（１）及び式（２）中の元素記号には、対応する元素含有量が質量％で代入される。対応する元素が含有されていない場合、その元素記号には「０」が代入される。
　［ロータコア素材２及びステータコア素材４での化学組成の測定方法］
　上述の［無方向性電磁鋼板の化学組成の測定方法］に記載の方法に基づいて、ロータコア素材２及びステータコア素材４の化学組成を測定できる。具体的には、ドリルを用いて、ロータコア素材２又はステータコア素材４から切粉を採取する。採取された切粉を酸に溶解させて溶液を得る。溶液に対して、ＩＣＰ－ＡＥＳを実施して、化学組成の元素分析を実施する。Ｃ含有量及びＳ含有量については、周知の高周波燃焼法（燃焼－赤外線吸収法）により求める。Ｎ含有量については、周知の不活性ガス溶融－熱伝導度法を用いて求める。Ｏ含有量については、周知の不活性ガス溶融－赤外線吸収法を用いて求める。
　［ロータコア素材２の応力－ひずみ曲線測定方法］
　ロータコア素材２の引張強さＴＳは次の方法で測定する。ロータコア素材２から、ＪＩＳ　Ｚ２２４１：２０１１に規定されたＪＩＳ５号引張試験片を採取する。ロータコア素材２のサイズが小さいために、ＪＩＳ５号引張試験片を採取できない場合、ロータコア素材２から、ＪＩＳ５号引張試験片の縮尺試験片を採取する。
　採取した引張試験片を用いて、ＪＩＳ　Ｚ２２４１：２０１１に準拠して、常温、大気中で引張試験を実施して、応力－ひずみ曲線を得る。得られた応力－ひずみ曲線から、引張強さＴＳ（ＭＰａ）を求める。なお、縮尺試験片を用いて引張試験を実施する場合、上記規格の付属書ＪＢに規定のひずみ速度に基づいて試験を実施する。
　［ロータコア素材２の加工硬化量ＷＨ評価試験］
　ロータコア素材２の加工硬化量ＷＨは、上述の［加工硬化量ＷＨ評価試験］に記載の方法により求める。このとき、応力－ひずみ曲線は、上述の［ロータコア素材２の応力－ひずみ曲線測定方法］で得られた応力－ひずみ曲線を用いる。
　［ロータコア素材２の平均結晶粒径Ｄの測定方法］
　ロータコア素材２の平均結晶粒径Ｄは、上述の［平均結晶粒径Ｄの測定方法］に記載の方法により求める。なお、ロータコア素材２における、圧延方向に平行な断面（Ｌ断面）を観察面とする。
　［ロータコア素材２の降伏伸びの測定方法］
　ロータコア素材２の降伏伸びは、次の方法で求める。具体的には、ロータコア素材２からＪＩＳ５号引張試験片を採取する。ＪＩＳ　Ｚ２２４１：２０１１に準拠して、常温、大気中で引張試験を実施し、降伏伸び（％）を求める。なお、ロータコア素材２のサイズが小さいために、ＪＩＳ５号引張試験片を採取できない場合、ロータコア素材２から、ＪＩＳ５号引張試験片の縮尺試験片を採取する。縮尺試験片を用いて引張試験を実施する場合、上記規格の付属書ＪＢに規定のひずみ速度に基づいて試験を実施する。
　なお、上降伏点が明瞭に表れない場合、次の方法で降伏伸び（％）を求める。図３を参照して、引張試験により得られた応力－ひずみ曲線において、上述の［ロータコア素材２の加工硬化量ＷＨ評価試験］に記載の方法に基づいて、降伏強度ＹＳ（ＭＰａ）を決定する。決定した降伏強度ＹＳでのひずみ値をε１とする。ひずみ値ε１以降の応力－ひずみ曲線において、ひずみの増加に伴い応力が降伏応力ＹＳ±１．０％の範囲内で維持されている領域での最大のひずみ値ε２を特定する。ε１及びε２を用いて、次式により降伏伸びを求める。
　降伏伸び（％）＝ε２－ε１
　［ロータコア１の製造方法］
　ロータコア１は次の方法で製造する。
　本実施形態の無方向性電磁鋼板から、ロータコア素材２を打抜き加工で製造する。具体的には、打抜き加工によりロータコア素材２を打ち抜く。打ち抜かれたロータコア素材２を積層して、ロータコア１を製造する。
　［モータについて］
　本実施形態のモータは、上述のロータコア１を備える。モータはさらに、周知のステータコアを備える。本実施形態のモータは、本実施形態のロータコアを備えるため、ロータコアにおいて高い強度と十分な磁気特性とが得られる。
　なお、モータコアに含まれるステータコアとして、上述のステータコア３を採用してもよい。ステータコア３は次の方法で製造される。本実施形態の無方向性電磁鋼板を素材として、打抜き加工によりステータコア素材４を製造する。複数のステータコア素材４を積層して、ステータコア３を製造する。
　本実施形態の無方向性電磁鋼板を素材として打抜き加工により製造されるステータコア素材４の寸法精度は高い。そのため、従前の引張強さが５７０ＭＰａを超える無方向性電磁鋼板を素材として製造されるステータコアと比較して、寸法精度の点で優位である。本実施形態の無方向性電磁鋼板を素材として製造されるステータコア３は、ステータコア素材４を積層した後、ひずみ取り焼鈍を実施する。これにより、ステータコア３を組み込んだモータが、より高効率となる。
　表１（表１Ａ～表１Ｃ）に示す化学組成を有する無方向性電磁鋼板を、次の方法で製造した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　なお、表１Ｃ中の「式（１）」欄の「Ｔ」は、式（１）を満たすことを意味し、「Ｆ」は、式（１）を満たさないことを意味する。「式（２）」欄の「Ｔ」は、式（２）を満たすことを意味し、「Ｆ」は、式（２）を満たさないことを意味する。
　スラブ（鋼片）に対して熱間圧延を実施して、板厚２．０ｍｍの熱延鋼板を製造した。スラブ加熱温度は１１００～１２００℃であった。仕上げ圧延温度は８００～１１００℃であった。巻取り温度は７００～８００℃であった。熱延鋼板に対して、連続焼鈍により１０００℃で６０秒均熱する熱延板焼鈍を実施した。熱延板焼鈍後の鋼板に対して、冷間圧延を実施して、板厚０．２５ｍｍの冷延鋼板を製造した。
　製造された冷延鋼板に対して、仕上げ焼鈍を実施した。仕上げ焼鈍での最高到達温度Ｔ１（℃）、張力ＴＥ（ＭＰａ）、滞在時間ｔ０（秒）及び滞在時間ｔ１（秒）、ＦＡ、ＦＢ、酸素ポテンシャルＰＨ２０／ＰＨ２、酸素濃度（％）及び、温度勾配ＣＧ（℃／ｍ）を表２に示す。以上の製造工程により、各試験番号の無方向性電磁鋼板を製造した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　［評価試験］
　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。
　（試験１）化学組成測定試験
　（試験２）引張強さＴＳ測定試験
　（試験３）加工硬化量ＷＨ評価試験
　（試験４）平均結晶粒径Ｄの測定試験
　（試験５）降伏伸び測定試験
　（試験６）磁気特性評価試験
　（試験７）打抜き加工後の寸法精度評価試験
　以下、試験１～試験７について説明する。
　［（試験１）化学組成測定試験］
　上述の［無方向性電磁鋼板の化学組成の測定方法］に記載の方法に準拠して、各試験番号の無方向性電磁鋼板の化学組成を求めた。その結果、各試験番号の無方向性電磁鋼板の化学組成は、表１（表１Ａ～表１Ｃ）に示すとおりであった。
　［（試験２）引張強さＴＳ測定試験］
　上述の［応力－ひずみ曲線測定方法］に記載の方法に準拠して、各試験番号の無方向性電磁鋼板の引張強さＴＳ（ＭＰａ）を求めた。得られた引張強さＴＳ（ＭＰａ）を表３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
　［（試験３）加工硬化量ＷＨ評価試験］
　上述の［加工硬化量ＷＨ評価試験］に記載の方法に準拠して、各試験番号の無方向性電磁鋼板の加工硬化量ＷＨ（ＭＰａ）を求めた。得られた加工硬化量ＷＨ（ＭＰａ）を表３に示す。
　［（試験４）平均結晶粒径Ｄの測定試験］
　上述の［平均結晶粒径Ｄの測定方法］に記載の方法に準拠して、各試験番号の無方向性電磁鋼板の平均結晶粒径Ｄ（μｍ）を求めた。得られた平均結晶粒径Ｄを表３に示す。
　［（試験５）降伏伸び測定試験］
　上述の「降伏伸びの測定方法」に記載の方法に準拠して、各試験番号の無方向性電磁鋼板の降伏伸び（％）を求めた。得られた降伏伸び（％）を表３に示す。なお、表３中の「８０－Ｓｉ×１０」にはＦｎ値を示す。また、表３中の「式（４）」欄の「Ｔ」は式（４）を満たしていることを意味し、「Ｆ」は式（４）を満たしていないことを示す。
　［（試験６）磁気特性評価試験］
　次の方法により、磁束密度Ｂ５０（Ｔ）及び鉄損Ｗ５／１０００（Ｗ／ｋｇ）を求めた。
　［磁束密度Ｂ５０評価試験］
　各試験番号の無方向性電磁鋼板において、圧延方向（Ｌ方向）の磁束密度Ｂ５０（Ｌ）、及び、圧延方向に直交する方向（Ｃ方向）の磁束密度Ｂ５０（Ｃ）を測定した。具体的には、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、Ｌ方向及びＣ方向にエプスタイン試験片を切り出した。切り出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、Ｌ方向及びＣ方向の５０００Ａ／ｍにおける磁束密度Ｂ５０（Ｌ）（Ｔ）及びＢ５０（Ｃ）（Ｔ）を測定した。Ｌ方向の磁束密度Ｂ５０（Ｌ）（Ｔ）及びＣ方向の磁束密度Ｂ５０（Ｃ）の算術平均値を、磁束密度Ｂ５０（Ｔ）とした。得られた磁束密度Ｂ５０（Ｔ）を表３に示す。
　［鉄損Ｗ５／１０００評価試験］
　上述の磁束密度Ｂ５０評価試験と同様に、エプスタイン試験片を準備した。なお、エプスタイン試験片の切り出しはクリアランスを２０μｍに設定したシャー切断と、放電加工との２通りで準備した。つまり、打抜き加工を想定したシャー切断により切り出したエプスタイン試験片と、放電加工により切り出したエプスタイン試験片の２種類の試験片を、各試験番号ごとに準備した。各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、Ｌ方向（圧延方向）及びＣ方向（圧延方向に直交する方向）の、１０００Ｈｚ、０．５Ｔにおける鉄損Ｗ５／１０００（Ｌ）（Ｗ／ｋｇ）及び鉄損Ｗ５／１０００（Ｃ）（Ｗ／ｋｇ）を測定した。Ｌ方向（圧延方向）の鉄損Ｗ５／１０００（Ｌ）及びＣ方向（圧延方向に直交する方向）の鉄損Ｗ５／１０００（Ｃ）（Ｗ／ｋｇ）の算術平均値を鉄損Ｗ５／１０００（Ｗ／ｋｇ）とした。シャー切断によるエプスタイン試験片での鉄損Ｗ５／１０００（Ｗ／ｋｇ）を、表３中の「鉄損Ｗ５／１０００（Ｗ／ｋｇ）」の「シャー切断」欄に示す。放電加工によるエプスタイン試験片での鉄損Ｗ５／１０００（Ｗ／ｋｇ）を、表３中の「鉄損Ｗ５／１０００（Ｗ／ｋｇ）」の「放電加工」欄に示す。シャー切断での鉄損Ｗ５／１０００（Ｗ／ｋｇ）から放電加工での鉄損Ｗ５／１０００（Ｗ／ｋｇ）を差し引いた値を、鉄損劣化量ΔＷ５／１０００（Ｗ／ｋｇ）とした。鉄損劣化量Δ鉄損Ｗ５／１０００（Ｗ／ｋｇ）を表３に示す。
　［（試験７）打抜き加工後の寸法精度評価試験］
　各試験番号の無方向性電磁鋼板の打抜き加工後の寸法精度評価試験を、次の試験で評価した。各試験番号の無方向性電磁鋼板から、内径９０ｍｍ、外径１００ｍｍのリング状サンプル（打抜き加工品）を、クリアランスを板厚の８％とした金型で打ち抜いて作製した。さらに、作製したリング状サンプルを、無方向性電磁鋼板の圧延方向から無方向性電磁鋼板の法線周りに４５°刻みで切断して、８個の試験片とした。各試験片を樹脂埋めし、切断時の変形影響を取り除くために、切断面を１ｍｍ以上研磨した。研磨後、倍率１００倍の光学顕微鏡により、内周面側の打抜き端面近傍の切断面及び外周面側の打抜き端面近傍の切断面を観察した。図６に示すとおり、ダレ面１０から打抜き端面１１に切り替わる点Ｐ１と、打抜き端面１１のカエリ先端Ｐ２とを結ぶ線分２０を引く。線分２０と平行であって、線分２０からはみ出た打抜き端面１１と接する線分２１を引く。線分２０と線分２１との間の距離ｄを求める。８個の試験片において求めた距離ｄ（内周面側の打抜き端面近傍の切断面にて８個、外周面側の打抜き端面近傍の切断面で８個、内周面側及び外周面側の合計１６個）の算術平均値を、打抜き平坦度（μｍ）と定義した。得られた打抜き平坦度を、表３中の「打抜き平坦度（μｍ）」に示す。
　［評価結果］
　表１～表３を参照して、試験番号１～３０では、特徴１～特徴５を満たした。そのため、これらの試験番号の無方向性電磁鋼板では、磁束密度Ｂ５０が１．６０Ｔ以上であり、かつ、放電加工での鉄損Ｗ５／１０００からシャー切断での鉄損Ｗ５／１０００を差し引いた鉄損劣化量ΔＷ５／１０００が２．０以下であり、優れた磁気特性（磁束密度及び鉄損）が得られた。さらに、打抜き平坦度が２５μｍ以下であり、打抜き加工後の寸法精度に優れた。
　一方、試験番号３１～３４では、式（１）又は式（２）を満たさなかった。そのため、打抜き平坦度が２５μｍを超え、打抜き加工時に十分な寸法精度が得られなかった。さらに、鉄損劣化量ΔＷ５／１０００が２．０超であり、優れた磁気特性が得られなかった。
　試験番号３５及び３６では、Ｓｉ含有量が低すぎた。そのため、引張強さＴＳが低すぎた。さらに、加工硬化量ＷＨが１５ＭＰａ以上となった。その結果、鉄損劣化量ΔＷ５／１０００が２．０超であり、優れた磁気特性が得られなかった。
　試験番号３７及び３８では、Ｓｉ含有量が低すぎた。そのため、加工硬化量ＷＨが１５ＭＰａ以上となった。その結果、打抜き平坦度が２５μｍを超え、打抜き加工時に十分な寸法精度が得られなかった。さらに、鉄損劣化量ΔＷ５／１０００が２．０超であり、優れた磁気特性が得られなかった。
　試験番号３９及び４０では、仕上げ焼鈍工程での条件１を満たさなかった。そのため、加工硬化量ＷＨが１５ＭＰａ以上となった。さらに、式（４）を満たさず、降伏伸びも０．５％未満であった。その結果、打抜き平坦度が２５μｍを超え、打抜き加工時に十分な寸法精度が得られなかった。さらに、鉄損劣化量ΔＷ５／１０００が２．０超であり、優れた磁気特性が得られなかった。
　試験番号４１及び４２では、最高到達温度Ｔ１での張力ＴＥが低すぎた。そのため、降伏伸びが０．５％未満であった。その結果、打抜き平坦度が２５μｍを超え、打抜き加工時に十分な寸法精度が得られなかった。さらに、鉄損劣化量ΔＷ５／１０００が２．０超であり、優れた磁気特性が得られなかった。
　試験番号４３及び４４では、最高到達温度Ｔ１での張力ＴＥが高すぎた。そのため、加工硬化量ＷＨが１５ＭＰａ以上となった。その結果、打抜き平坦度が２５μｍを超え、打抜き加工時に十分な寸法精度が得られなかった。さらに、鉄損劣化量ΔＷ５／１０００が２．０超であり、優れた磁気特性が得られなかった。
　試験番号４５及び４６では、仕上げ焼鈍工程でＦＡが式（Ａ）を満たさなかった。そのため、加工硬化量ＷＨが１５ＭＰａ以上となった。その結果、打抜き平坦度が２５μｍを超え、打抜き加工時に十分な寸法精度が得られなかった。さらに、鉄損劣化量ΔＷ５／１０００が２．０超であり、優れた磁気特性が得られなかった。
　試験番号４７及び４８では、ＦＢが式（Ｂ）を満たさなかった。そのため、加工硬化量ＷＨが１５ＭＰａ以上となった。その結果、打抜き平坦度が２５μｍを超え、打抜き加工時に十分な寸法精度が得られなかった。さらに、鉄損劣化量ΔＷ５／１０００が２．０超であり、優れた磁気特性が得られなかった。
　試験番号４９及び５０では、仕上げ焼鈍工程での条件４を満たさなかった。そのため、加工硬化量ＷＨが１５ＭＰａ以上となった。その結果、打抜き平坦度が２５μｍを超え、打抜き加工時に十分な寸法精度が得られなかった。さらに、鉄損劣化量ΔＷ５／１０００が２．０超であり、優れた磁気特性が得られなかった。
　試験番号５１及び５２では、温度勾配ＣＧが大きすぎた。そのため、加工硬化量ＷＨが１５ＭＰａ以上となった。その結果、打抜き平坦度が２５μｍを超え、打抜き加工後に十分な寸法精度が得られなかった。さらに、鉄損劣化量ΔＷ５／１０００が２．０超であり、優れた磁気特性が得られなかった。
　実施例１の試験番号１～３０の無方向性電磁鋼板を用いて、図４に示す形状のロータコアを製造した。
　具体的には、各試験番号の無方向性電磁鋼板に対して、打抜き加工を実施した。打抜き加工では、クリアランスを板厚の８％とした金型で打ち抜いてロータコア素材を作製した。複数のロータコア素材を積層してロータコアとした。ロータコア素材の直径は７０ｍｍであった。
　各試験番号のロータコアに対して、次の評価試験を実施した。
　（試験１）引張強さＴＳ測定試験
　（試験２）加工硬化量ＷＨ評価試験
　（試験３）平均結晶粒径Ｄの測定試験
　（試験４）降伏伸び測定試験
　（試験５）磁気特性評価試験
　（試験６）打抜き加工後の寸法精度評価試験
　以下、試験１～試験６について説明する。
　［（試験１）引張強さＴＳ測定試験］
　ロータコアからロータコア素材を分離した。上述の［ロータコア素材２の応力－ひずみ曲線測定方法］に記載の方法に準拠して、ロータコア素材の引張強さＴＳ（ＭＰａ）を求めた。なお、ロータコア素材から採取した引張試験片のサイズは、平行部幅が２．５０ｍｍ、標点距離が５．００ｍｍ、厚さが０．２５ｍｍ、全長が２５ｍｍであった。ロータコア素材の引張強さＴＳ（ＭＰａ）を表４に示す。
　［（試験２）加工硬化量ＷＨ評価試験］
　上述の［ロータコア素材２の加工硬化量ＷＨ評価試験］に記載の方法に準拠して、ロータコア素材の加工硬化量ＷＨを求めた。得られたロータコア素材の加工硬化量ＷＨ（ＭＰａ）を表４に示す。
　［（試験３）平均結晶粒径Ｄの測定試験］
　ロータコアからロータコア素材を分離した。上述の［ロータコア素材２の平均結晶粒径Ｄの測定方法］に記載の方法に準拠して、ロータコア素材の平均結晶粒径Ｄ（μｍ）を求めた。得られたロータコア素材の平均結晶粒径Ｄ（μｍ）を表４に示す。
　［（試験４）降伏伸び測定試験］
　ロータコアからロータコア素材を分離した。上述の［ロータコア素材２の降伏伸びの測定方法］に記載の方法に準拠して、ロータコア素材の降伏伸び（％）を求めた。なお、ロータコア素材から採取した引張試験片のサイズは、平行部幅が２．５０ｍｍ、標点距離が５．００ｍｍ、厚さが０．２５ｍｍ、全長が２５ｍｍであった。ロータコア素材の降伏伸び（％）を表４に示す。
　［（試験５）磁気特性評価試験］
　ロータコアからロータコア素材を分離した。分離したロータコア素材から、採取可能な寸法の単板磁気測定用の小型試験片を放電加工により作製した。小型試験片のサイズは１０ｍｍ×２０ｍｍ×板厚であった。
　小型試験片及び単板試験器を用いて、ＪＩＳ　Ｃ　２５５６：２０１５に記載の単板磁気特性試験法（Ｓｉｎｇｌｅ　Ｓｈｅｅｔ　Ｔｅｓｔｅｒ：ＳＳＴ）に準拠して、ロータコア素材の磁束密度Ｂ５０（Ｔ）及び鉄損Ｗ５／１０００（Ｗ／ｋｇ）を求めた。
　得られたロータコア素材の磁束密度Ｂ５０（Ｔ）及び鉄損Ｗ５／１０００（Ｗ／ｋｇ）を表４に示す。
　［（試験６）打抜き加工後の寸法精度評価試験］
　打抜き加工後のロータコア素材を、ロータコア素材の中心軸周りに４５°刻みで切断して、打抜き加工時のロータコア素材の外周面側を含む８個の試験片とした。各試験片を樹脂埋めし、切断時の変形影響を取り除くために、切断面を１ｍｍ以上研磨した。研磨後、倍率１００倍の光学顕微鏡により、ロータコア素材の外周面近傍部分の切断面を観察した。図６に示すとおり、ダレ面１０から打抜き端面１１に切り替わる点Ｐ１と、打抜き端面１１のカエリ先端Ｐ２とを結ぶ線分２０を引く。線分２０と平行であって、線分２０からはみ出た打抜き端面１１と接する線分２１を引く。線分２０と線分２１との間の距離ｄを求める。８個の試験片において求めた距離ｄ（合計８個）の算術平均値を、打抜き平坦度（μｍ）とした。得られたロータコア素材の打抜き平坦度（μｍ）を表４に示す。なお、ロータコア素材の内周面側については、シャフト挿入時の加工等により打抜き加工時の打抜き端面が維持されていない場合もある。そこで、上述のとおり、ロータコア素材の外周面近傍部分の打抜き端面で寸法精度を評価した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
　［評価結果］
　表４に示すとおり、ロータコアにおいて、試験番号１～３０のロータコア素材では、特徴１～特徴５を満たした。そのため、これらの試験番号のロータコア素材では、打抜き平坦度が２５μｍ以下であり、打抜き加工後の寸法精度に優れた。なお、ロータコア素材では、磁束密度Ｂ５０が１．６０Ｔ以上であり、かつ、鉄損Ｗ５／１０００が１６．９Ｗ／ｋｇ以下であり、高強度及び優れた磁気特性が得られた。
　以上、本開示の無方向性電磁鋼板の好適な実施例について説明したが、本開示の無方向性電磁鋼板はかかる例に限定されない。当業者であれば、特許請求の範囲に記載された思想の範疇内において、各種の変更例または修正例に想到し得ることは明らかであり、それらについても当然に本開示の無方向性電磁鋼板の技術的範囲に属するものと了解される。

Claims (6)

  1. 　無方向性電磁鋼板であって、
    　質量％で、
    　Ｓｉ：３．１～４．５％、
    　Ｃ：０．００２５％以下、
    　Ｎ：０．００２５％以下、
    　Ｏ：０．０４００％以下、
    　Ｐ：０．１００％以下、
    　Ｓ：０．００５０％以下、
    　Ｔｉ：０．０１００％以下、
    　Ｍｎ：２．０％以下、
    　Ａｌ：１．５００％以下、
    　Ｚｒ：０～０．０１００％、
    　Ｎｂ：０～０．０１００％、
    　Ｖ：０～０．０１００％、
    　Ｍｏ：０～０．１００％、
    　Ｃｒ：０～２．０００％、
    　Ｌａ：０～０．０１００％、
    　Ｃｅ：０～０．０１００％、
    　Ｂ：０～０．００１０％、
    　Ｚｎ：０～０．００５０％、
    　Ｇａ：０～０．００５０％、
    　Ｇｅ：０～０．００５０％、
    　Ａｓ：０～０．０１００％、
    　Ｎｉ：０～０．５００％、
    　Ｃｕ：０～０．５００％、
    　Ｓｎ：０～０．２００％、
    　Ｓｂ：０～０．１００％、
    　Ｃａ：０～０．００５０％、
    　Ｎｄ：０～０．００１０％、
    　Ｍｇ：０～０．００３０％、及び、
    　残部はＦｅ及び不純物からなり、式（１）及び式（２）を満たし、
    　引張強さＴＳが５７０ＭＰａよりも高く、
    　２．０％ひずみ時の応力をＹ２．０（ＭＰａ）とし、降伏応力をＹＳ（ＭＰａ）としたとき、式（３）で定義される加工硬化量ＷＨが１５ＭＰａ未満であり、
    　平均結晶粒径Ｄ（μｍ）が式（４）を満たし、降伏伸びが０．５％以上である、
    　無方向性電磁鋼板。
    　Ｓｉ／２８＋Ｔｉ／４８＋Ｎｂ／９３＋Ｖ／５１＋Ｚｒ／９１＋Ｍｏ／９６＋Ｃｒ／５２＞Ｃ／１２×７５０　（１）
    　Ｓｉ／２８＋Ａｌ／２７＋Ｔｉ／４８＋Ｚｒ／９１＋Ｌａ／１３９＋Ｃｅ／１４０＞Ｎ／１４×１０００　（２）
    　ＷＨ＝Ｙ２．０－ＹＳ　（３）
    　Ｄ＜８０－Ｓｉ×１０　（４）
    　ここで、式（１）、式（２）及び式（４）中の元素記号には、対応する元素含有量が質量％で代入される。対応する元素が含有されていない場合、その元素記号には「０」が代入される。
  2. 　請求項１に記載の無方向性電磁鋼板であって、
    　質量％で、
    　Ｚｒ：０．０００１～０．０１００％、
    　Ｎｂ：０．０００１～０．０１００％、
    　Ｖ：０．０００１～０．０１００％、
    　Ｍｏ：０．００１～０．１００％、
    　Ｃｒ：０．００１～２．０００％、
    　Ｌａ：０．０００１～０．０１００％、
    　Ｃｅ：０．０００１～０．０１００％、
    　Ｂ：０．０００１～０．００１０％、
    　Ｚｎ：０．０００１～０．００５０％、
    　Ｇａ：０．０００１～０．００５０％、
    　Ｇｅ：０．０００１～０．００５０％、
    　Ａｓ：０．０００１～０．０１００％、
    　Ｎｉ：０．００１～０．５００％、
    　Ｃｕ：０．００１～０．５００％、
    　Ｓｎ：０．００１～０．２００％、
    　Ｓｂ：０．００１～０．１００％、
    　Ｃａ：０．０００１～０．００５０％、
    　Ｎｄ：０．０００１～０．００１０％、及び、
    　Ｍｇ：０．０００１～０．００３０％、からなる群から選択される１種以上を含有する、
    　無方向性電磁鋼板。
  3. 　互いに積層された複数のロータコア素材を備え、
    　前記ロータコア素材は、
    　質量％で、
    　Ｓｉ：３．１～４．５％、
    　Ｃ：０．００２５％以下、
    　Ｎ：０．００２５％以下、
    　Ｏ：０．０４００％以下、
    　Ｐ：０．１００％以下、
    　Ｓ：０．００５０％以下、
    　Ｔｉ：０．０１００％以下、
    　Ｍｎ：２．０％以下、
    　Ａｌ：１．５００％以下、
    　Ｚｒ：０～０．０１００％、
    　Ｎｂ：０～０．０１００％、
    　Ｖ：０～０．０１００％、
    　Ｍｏ：０～０．１００％、
    　Ｃｒ：０～２．０００％、
    　Ｌａ：０～０．０１００％、
    　Ｃｅ：０～０．０１００％、
    　Ｂ：０～０．００１０％、
    　Ｚｎ：０～０．００５０％、
    　Ｇａ：０～０．００５０％、
    　Ｇｅ：０～０．００５０％、
    　Ａｓ：０～０．０１００％、
    　Ｎｉ：０～０．５００％、
    　Ｃｕ：０～０．５００％、
    　Ｓｎ：０～０．２００％、
    　Ｓｂ：０～０．１００％、
    　Ｃａ：０～０．００５０％、
    　Ｎｄ：０～０．００１０％、
    　Ｍｇ：０～０．００３０％、及び、
    　残部はＦｅ及び不純物からなり、式（１）及び式（２）を満たし、
    　引張強さＴＳが５７０ＭＰａよりも高く、
    　２．０％ひずみ時の応力をＹ２．０（ＭＰａ）とし、降伏応力をＹＳ（ＭＰａ）としたとき、式（３）で定義される加工硬化量ＷＨが１５ＭＰａ未満であり、
    　平均結晶粒径Ｄ（μｍ）が式（４）を満たし、降伏伸びが０．５％以上である、
    　ロータコア。
    　Ｓｉ／２８＋Ｔｉ／４８＋Ｎｂ／９３＋Ｖ／５１＋Ｚｒ／９１＋Ｍｏ／９６＋Ｃｒ／５２＞Ｃ／１２×７５０　（１）
    　Ｓｉ／２８＋Ａｌ／２７＋Ｔｉ／４８＋Ｚｒ／９１＋Ｌａ／１３９＋Ｃｅ／１４０＞Ｎ／１４×１０００　（２）
    　ＷＨ＝Ｙ２．０－ＹＳ　（３）
    　Ｄ＜８０－Ｓｉ×１０　（４）
    　ここで、式（１）、式（２）及び式（４）中の元素記号には、対応する元素含有量が質量％で代入される。対応する元素が含有されていない場合、その元素記号には「０」が代入される。
  4. 　請求項３に記載のロータコアであって、
    　前記ロータコア素材は、
    　質量％で、
    　Ｚｒ：０．０００１～０．０１００％、
    　Ｎｂ：０．０００１～０．０１００％、
    　Ｖ：０．０００１～０．０１００％、
    　Ｍｏ：０．００１～０．１００％、
    　Ｃｒ：０．００１～２．０００％、
    　Ｌａ：０．０００１～０．０１００％、
    　Ｃｅ：０．０００１～０．０１００％、
    　Ｂ：０．０００１～０．００１０％、
    　Ｚｎ：０．０００１～０．００５０％、
    　Ｇａ：０．０００１～０．００５０％、
    　Ｇｅ：０．０００１～０．００５０％、
    　Ａｓ：０．０００１～０．０１００％、
    　Ｎｉ：０．００１～０．５００％、
    　Ｃｕ：０．００１～０．５００％、
    　Ｓｎ：０．００１～０．２００％、
    　Ｓｂ：０．００１～０．１００％、
    　Ｃａ：０．０００１～０．００５０％、
    　Ｎｄ：０．０００１～０．００１０％、及び、
    　Ｍｇ：０．０００１～０．００３０％、からなる群から選択される１種以上を含有する、
    　ロータコア。
  5. 　請求項３又は請求項４に記載のロータコアを備える、
    　モータ。
  6. 　請求項１又は請求項２に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法であって、
    　スラブに対して熱間圧延を実施して熱延鋼板を製造する熱間圧延工程と、
    　前記熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板を製造する冷間圧延工程と、
    　前記冷延鋼板に対して仕上げ焼鈍炉で仕上げ焼鈍を実施する仕上げ焼鈍工程とを備え、
    　前記仕上げ焼鈍工程では、
    　９５０℃以下の最高到達温度Ｔ１で前記冷延鋼板を焼鈍し、
    　前記最高到達温度Ｔ１で前記冷延鋼板に付与する張力ＴＥを２．０～１０．０ＭＰａとし、
    　前記仕上げ焼鈍炉の加熱帯、均熱帯及び冷却帯での焼鈍温度Ｔ１～７００℃の間の滞在時間ｔ０（秒）と、前記冷却帯での７００～５００℃の間の滞在時間ｔ１（秒）とが式（Ａ）及び式（Ｂ）を満たすようにし、
    　前記仕上げ焼鈍炉の炉内雰囲気での５００℃以上の温度域における前記加熱帯、前記均熱帯及び前記冷却帯から選択される１箇所以上において、水素分圧ＰＨ２（ａｔｍ）に対する水蒸気分圧ＰＨ２０（ａｔｍ）の比を０．０５よりも高くする、又は、酸素濃度を０．０１０％よりも高くし、
    　冷却過程での前記冷延鋼板の長手方向での温度勾配ＣＧを２０℃／ｍ以下とする、
    　無方向性電磁鋼板の製造方法。
    　ｔ１－ｔ０＞０　（Ａ）
    　ｔ１／ｔ０≦３．０　（Ｂ）
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