JP2006045641A - 圧延方向から４５°方向の磁気特性が優れた無方向性電磁鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】 特に圧延方向から４５°方向の磁気特性が優れおり、磁気特性の板面内平均が高く板面内異方性が極めて小さい無方向性電磁鋼板とその製造方法を提供する。
【解決手段】 Ｃ：０．０４０％以下、Ｓｉ：０．０５〜３．５％、Ｍｎ：３．０％以下、Ａｌ：３．５％以下、Ｓ：０．０５５％以下、Ｐ：０．２５％以下、Ｎ：０．０４０％以下を含み、（Ｂ₀＋Ｂ₉₀）／２−Ｂ₄₅≦０．０４０ を満たす無方向性電磁鋼板。ここで各変数は誘起電流密度を５０００Ａ／ｍとした時の圧延方向から０°、４５°、９０°方向の磁束密度／ＴをＢ₀、Ｂ₄₅、Ｂ₉₀とする。その製法は、溶鋼を鋳造で厚さ５０ｍｍ以上の鋼片に凝固させ、圧延温度５００℃以上８５０℃以下の熱間温度域で剪断歪を付与し、この圧延組織を残存させたまま冷間圧延を行った後、再結晶焼鈍を行う。
【選択図】 図１

Description

本発明は、モーターやトランス用の鉄芯材料として用いられる、鉄損および磁束密度ともに優れ、磁気特性の板面内平均が優れるばかりでなく、特に圧延方向から４５°方向の磁気特性が優れた無方向性電磁鋼板およびその製造方法に関するものである。

無方向性電磁鋼板は、重電機器、家電用など各種モーター、変圧器、安定器等の鉄芯材料として広く用いられている。一般的にはエネルギー節減の観点から低鉄損化が、また、電気機器の小型化の観点から一層の高磁束密度化が要求されており、これまでに鉄損や磁束密度の改善を目的とした多くの技術が開示され、成分の最適化、特殊元素の添加、熱延板焼鈍の付与、仕上焼鈍の高温化などが実用化されている。一方、特に回転機に用いられる場合には回転の滑らかさ、モーター効率、モーター部材として組み込まれる際の応力の影響等の観点から鋼板面内の磁気特性の異方性が小さい鋼板の開発が強く要望されているが、この点での技術開発は十分とは言えない面がある。と、言うのは、無方向性電磁鋼板の磁気特性は一般に鋼板の圧延方向（コイル長手方向、Ｌ方向）およびその垂直方向（コイル幅方向、Ｃ方向）の平均値で評価されることが多いためである。Ｌ方向とＣ方向の特性を用いる理由は一つには鋼板の板面内異方性を考慮するためではあるが、鋼板の特性はこの二方向に比べ圧延方向と４５°の方向（コイル斜め方向、Ｄ方向）の特性値が特異で、他の方向に比べ著しく劣ったものになる場合が多い。

また、磁気特性の板面内平均値としてリングと呼ばれる円状に切り抜いた試験片で鋼板の磁気特性が評価される場合があるが、この評価においてはモーターとして使用された場合の回転の滑らかさや、部材として受ける応力の影響を見積もることができないため、異方性を含めた評価には不適当で、この特性が高くても板面内の異方性が大きくて実用上の不都合を生じることが指摘されている。厳密にはコイル圧延方向から２２．５°や６７．５°方向の特性も考慮される場合があるが、一般的にはこれらの方位の特性がＬ、ＣまたはＤ方向と比べ大きな差を示すことは少なく、Ｌ，Ｄ，Ｃ方向の評価がほぼ必要十分な条件と考えられ、面内異方性も含めた鋼板の評価には従来のＬ、Ｃ方向に加え特にＤ方向の特性を考慮することが必須となっており、特にＤ方向の特性が高い材料の開発が望まれている。

このような面内異方性は主として鋼板の結晶方位の異方性、集合組織に起因するものであることはよく知られている。このため鋼板の集合組織制御を行う試みが多くなされてきた。基本的には結晶の方位を板面内の各方向に対してランダムとなるように配向させる努力がなされてきた。

特に、板面内の異方性を小さくするには、結晶方位として｛１１０｝方位に集積させるよりも｛１００｝方位への集積を高めることが有利になることはよく知られており、このための技術開発が行われている。特に、熱間圧延温度を低くし、変態点を有する材料ではＡｒ３温度以下とし、α域で熱間圧延を行うことで｛１００｝方位への集積が高まる点に注目した開発が多くなされている。

例えば、特許文献１は、α域熱延による歪の蓄積を利用して冷延による歪と合算することで非常に高い冷延率に相当する結晶回転を起こさせ｛１００｝方位を発達させる技術が開示されている。しかし、この技術では有効な効果を得るための熱延温度が狭い範囲に限定されるため、熱延が困難となるばかりでなく、Ｓｉ、Ａｌといった電磁鋼板において欠くことができない重要な元素の含有量が高い材料では効果が消失してしまい用途が限定され実用化に支障がある。さらには、変態点を有しないＳｉ、Ａｌが高い非変態鋼、一般的な高級電磁鋼板への適用はリジングが発生してしまう問題点も指摘されている。またこの技術では板面内平均特性はそれなりに向上するものの板面内異方性の低減、特にＤ方向の特性の改善は不十分である。

特許文献２は、技術的には特許文献１と同様の技術と考えられるが、α域熱延前の結晶粒径を粗大にすることや熱延圧下量、潤滑の効果を明確にすることで｛１００｝方位をさらに発達させ、熱延温度の適用可能範囲を広げる技術が開示されている。しかし、この技術でもＳｉ、Ｍｎ、Ａｌの含有量が高い材料では効果が消失してしまうばかりか、特許文献１で指摘されている高Ｓｉ、Ａｌ鋼でのリジング発生の問題も解決されておらず、さらにはα域熱延前の結晶粒径を粗大にしたことで低Ｓｉ鋼においてもリジングまたは結晶模様と呼ばれる鋼板の表面欠陥が発生してしまう場合もあり安定した効果が得にくくなっている。またこの技術でもＤ方向の特性も考慮すると特許文献１と同様に板面内異方性の低減は不十分で実用におけるメリットが明確にはなり難く実用化が進行していない。

特許文献３は、熱延で大きな歪を付与することで熱延板の集合組織を改善し、結果として冷延・焼鈍後の磁気特性の改善を図るものであるが、熱延で大きな歪を付与するための圧延能力に関する設備的な制約や面内異方性の改善効果は小さく実用上のメリットも限られたものであることが実用化の障害となっている。

特許文献４は、熱延板厚を１ｍｍ以下にすることでの｛１００｝方位への集積技術が開示されているが、特許文献３と同様に｛１００｝方位を消失させてしまう熱延での過剰な歪、特に鋼板表層での剪断変形に起因する歪を回避するため熱延での高潤滑が必要で、極薄熱延と相俟った熱延コスト、酸洗コストの大幅な上昇がネックとなり実用化されていない。

特開昭６０−１２５３２５号公報 特開平２−１０４６１９号公報 特開平１１−８０８３４号公報 特開平１１−１８９８５０号公報

本発明はこのような状況に鑑みなされたもので、特に特許文献１および特許文献２等に開示された従来技術で考慮されている熱延温度制御の効果、および特許文献３および特許文献４等に開示された従来技術で考慮されている熱延パススケジュール制御の効果を見つめなおし、さらに発展させることで、鋳造工程の生産性を阻害する熱延スラブの極薄化、熱延工程の生産性を阻害する潤滑熱延や、酸洗工程の生産性をも阻害する極薄熱延等を行うことなく、高Ｓｉ、Ａｌ鋼を含めた通常の電磁鋼板すべてに適用可能な技術を提供するもので、板面内平均の特性としては優れた磁気特性を持ちながら、従来の技術では達し得なかった極めて良好なＤ方向の磁気特性を達成することで特徴的な磁気特性の板面内異方性を有する無方向性電磁鋼板を製造する方法を安定して提供するものである。

本発明者らは、磁気特性の板面内異方性が小さい無方向性電磁鋼板の製造方法を見出すべく最適製造条件（特に熱延条件）について検討を行い、低温大圧下熱延技術を適用することによる磁気特性の改善には特に熱延時の剪断変形が重要な役割を有しており、特に熱延板表層での剪断変形が原因となり磁気特性の板面内平均特性が大幅に向上するだけでなく、特にＤ方向の磁気特性が顕著に改善されることに加え、特に従来、低温大圧下熱延技術において一つの壁となっていた高Ｓｉ、Ａｌ鋼に適用しても非常に好ましい効果を得られるようになり、非変態鋼においてもリジング等の欠陥を抑制できることを知見し、この熱延板表層での剪断変形およびそれを付与する際の条件を明確にして本発明を完成したものである。

本発明は、熱延温度を単に低くして低温で大圧下を付与するだけでなく、各パスで付与される剪断歪量および圧縮歪との比、さらに必要な剪断歪が多パスで付与される際のパス間時間等を圧延による歪の蓄積および結晶回転を考慮して最適化することに特徴があり、次の１）〜７）にその技術的特徴がある。

１）質量％で、Ｃ：０．０４０％以下、Ｓｉ：０．０５〜３．５％、Ｍｎ：３．０％以下、Ａｌ：３．５％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｐ：０．２５％以下、Ｎ：０．０４０％以下を含む鋼板で、圧延方向から４５°方向の特性が０°および９０°方向の特性との比較において非常に良好である。

２）鋳造により製造される鋼片の厚さを５０ｍｍ以上にする。

３）８５０℃以下の低温域での圧延おける剪断歪または剪断歪／（板厚方向圧縮歪）を特に板厚方向への歪分布を考慮し制御する。

４）複数回にわたり（３）の歪を付与する場合のパス間隔を短くするように制御する。

５）８５０℃以上の高温域での圧延について付与する歪量を低歪量、歪速度を低歪速度、複数回にわたり歪を付与する場合の間隔を長くするように制御する。

６）上記の高温域での圧延の終了後、低温域での圧延を開始するまでの時間を一定時間以上とする。

７）熱間圧延のスラブ加熱温度を１１００℃以下とする。

本発明の要旨は次のとおりである。
（１）質量％で、Ｃ：０．０４０％以下、Ｓｉ：０．０５〜４．０％、Ｍｎ：３．０％以下、Ａｌ：３．５％以下、Ｓ：０．０５５％以下、Ｐ：０．２５％以下、Ｎ：０．０４０％以下を含む無方向性電磁鋼板のうち、（Ｂ₀＋Ｂ₉₀）／２−Ｂ₄₅≦０．０４０ を満たすことを特徴とする圧延方向から４５°方向の磁気特性が優れた無方向性電磁鋼板。
ここで、各変数は誘起電流密度を５０００Ａ／ｍとした時の圧延方向から０°、４５°、９０°方向の磁束密度／ＴをＢ₀、Ｂ₄₅、Ｂ₉₀とする。
（２）質量％で、Ｃ：０．０４０％以下、Ｓｉ：０．０５〜４．０％、Ｍｎ：３．０％以下、Ａｌ：３．５％以下、Ｓ：０．０５５％以下、Ｐ：０．２５％以下、Ｎ：０．０４０％以下を含む無方向性電磁鋼板のうち、Ｂ_min≠Ｂ₄₅ を満たすことを特徴とする圧延方向から４５°方向の磁気特性が優れた無方向性電磁鋼板。
ここで、各変数は誘起電流密度を５０００Ａ／ｍとした時の圧延方向から０°、４５°、９０°方向の磁束密度／ＴがＢ₀、Ｂ₄₅、Ｂ₉₀であり、これらのうち最低値をＢ_minとする。
（３）質量％で、Ｃ：０．０４０％以下、Ｓｉ：０．０５〜４．０％、Ｍｎ：３．０％以下、Ａｌ：３．５％以下、Ｓ：０．０５５％以下、Ｐ：０．２５％以下、Ｎ：０．０４０％以下を含む無方向性電磁鋼板のうち、Ｂ_max＝Ｂ₄₅ を満たすことを特徴とする圧延方向から４５°方向の磁気特性が優れた無方向性電磁鋼板。
ここで、各変数は誘起電流密度を５０００Ａ／ｍとした時の圧延方向から０°、４５°、９０°方向の磁束密度／ＴがＢ₀、Ｂ₄₅、Ｂ₉₀であり、これらのうち最高値をＢ_maxとする。
（４）（１）〜（３）のいずれかの項に記載の無方向性電磁鋼板において、鋼板成分が実質的に同じで、かつ熱延の全圧延パスが８５０℃以上で行われた鋼板との比較において、Ｂ₄₅−Ｂ’₄₅≧０．０３０を満たすことを特徴とする圧延方向から４５°方向の磁気特性が優れた無方向性電磁鋼板。
ここで、各変数は誘起電流密度を５０００Ａ／ｍとした時の圧延方向から４５°方向の磁束密度／ＴをＢ₄₅とする。Ｂは発明鋼、Ｂ’は比較鋼についての特性を示す。
（５）（１）〜（４）のいずれかの項に記載の無方向性電磁鋼板において、鋼板成分が実質的に同じで、かつ熱延の全圧延パスが８５０℃以上で行われた鋼板との比較において、Δ₀＝Ｂ₀−Ｂ’₀、Δ₄₅＝Ｂ₄₅−Ｂ’₄₅、Δ₉₀＝Ｂ₉₀−Ｂ’₉₀ とした時、Δ₄₅＞０、Δ₀＞０かつΔ₉₀＞０であることを特徴とする圧延方向から４５°方向の磁気特性が優れた無方向性電磁鋼板。
ここで、各変数は誘起電流密度を５０００Ａ／ｍとした時の圧延方向から０°、４５°、９０°方向の磁束密度／ＴがＢ₀、Ｂ₄₅、Ｂ₉₀であり、Ｂは発明鋼、Ｂ’は比較鋼についての特性を示す。
（６）（１）〜（５）のいずれかの項に記載の無方向性電磁鋼板において、製品板の表層１／４を取り除き板厚中心層１／２厚さで測定するとＢ₄₅が０．０２Ｔ以上低下することを特徴とする圧延方向から４５°方向の磁気特性が優れた無方向性電磁鋼板。
（７）質量％で、Ｃ：０．０４０％以下、Ｓｉ：０．０５〜４．０％、Ｍｎ：３．０％以下、Ａｌ：３．５％以下、Ｓ：０．０５５％以下、Ｐ：０．２５％以下、Ｎ：０．０４０％以下を含む溶鋼を鋳造で厚さ５０ｍｍ以上の鋼片に凝固させ、熱間圧延工程において５００℃以上８５０℃以下の温度域で圧延が行われ、そのうちの少なくとも一回の圧延パスについて圧延時の鋼板表層での剪断歪が０．２以上であり、熱延板時点で未再結晶組織を残存させ、さらに酸洗後、圧下率５０％以上の冷間圧延を行うことを特徴とする圧延方向から４５°方向の磁気特性が優れた無方向性電磁鋼板の製造方法。
（８）（７）記載の無方向性電磁鋼板の製造方法において、熱間圧延における８５０℃以下の温度域での圧延時の鋼板表層での剪断歪が０．２以上である圧延パスについて、剪断歪が０．２以上である領域が圧延時の板厚で全板厚の１０％以上に及ぶことを特徴とする圧延方向から４５°方向の磁気特性が優れた無方向性電磁鋼板の製造方法。
（９）（７）または（８）記載の無方向性電磁鋼板の製造方法において、熱間圧延における８５０℃以下の温度域での圧延時の鋼板表層での剪断歪が０．２以上である圧延パスが、そのパスでの圧下歪が対数歪で０．４以上、またはそのパスでの摩擦係数が０．１０以上、またはそのパスでの圧延ワークロールの直径が７００ｍｍ以下のいずれか一つまたは２つ以上の条件を満たして行われることを特徴とする圧延方向から４５°方向の磁気特性が優れた無方向性電磁鋼板の製造方法。
（１０）（７）〜（９）のいずれかの項に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法において、熱間圧延における８５０℃以下の温度域での圧延時の鋼板表層での剪断歪が０．２以上である圧延パスについて、剪断歪が０．２以上である部位の剪断歪速度が１０／ｓ以上であることを特徴とする圧延方向から４５°方向の磁気特性が優れた無方向性電磁鋼板の製造方法。
（１１）（７）〜（１０）のいずれかの項に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法において、熱間圧延における８５０℃以下の温度域での圧延時の鋼板表層での剪断歪が０．２以上である圧延パスを複数回行い、その剪断歪が０．２以上である部位の剪断歪の累計が０．４以上であることを特徴とする圧延方向から４５°方向の磁気特性が優れた無方向性電磁鋼板の製造方法。
（１２）（７）〜（１１）のいずれかの項に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法において、熱間圧延における８５０℃以下の温度域での圧延時の鋼板表層での剪断歪が０．２以上である圧延パスを複数回かつ連続して行うに際し、各圧延パス間時間が４．０秒以下であることを特徴とする圧延方向から４５°方向の磁気特性が優れた無方向性電磁鋼板の製造方法。
（１３）（７）〜（１２）のいずれかの項に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法において、熱間圧延時の剪断歪みが０．２以上であることに代えて、剪断歪／（板厚方向圧縮歪）が０．２以上であることを特徴とする圧延方向から４５°方向の磁気特性が優れた無方向性電磁鋼板の製造方法。
（１４）（７）〜（１３）のいずれかの項に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法において、熱間圧延における８５０℃を超える温度域での圧延についての圧延歪が対数歪で０．１〜３．０であることを特徴とする圧延方向から４５°方向の磁気特性が優れた無方向性電磁鋼板の製造方法。
（１５）（７）〜（１４）のいずれかの項に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法において、熱間圧延における８５０℃を超える温度域での圧延について各圧延パスの対数歪の平均が０．６以下であることを特徴とする圧延方向から４５°方向の磁気特性が優れた無方向性電磁鋼板の製造方法。
（１６）（７）〜（１５）のいずれかの項に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法において、熱間圧延における８５０℃を超える温度域での圧延について各圧延パス間の時間が４．０秒以上であることを特徴とする圧延方向から４５°方向の磁気特性が優れた無方向性電磁鋼板の製造方法。
（１７）（７）〜（１６）のいずれかの項に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法において、熱間圧延における８５０℃を超える温度域での圧延が終了後、８５０℃以下の温度域での圧延を開始するまでの時間が１０．０秒以上であることを特徴とする圧延方向から４５°方向の磁気特性が優れた無方向性電磁鋼板の製造方法。
（１８）（７）〜（１７）のいずれかの項に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法において、熱間圧延のスラブ加熱温度が１１００℃以下であることを特徴とする圧延方向から４５°方向の磁気特性が優れた無方向性電磁鋼板の製造方法。

本発明によれば圧延方向から４５°方向の磁気特性が優れた無方向性電磁鋼板が製造できる。

以下に本発明の詳細をその限定理由とともに説明する。含有量はすべて質量％である。
Ｃは、本発明のように熱間圧延温度が低い材料では特に結晶方位を好ましく制御し磁束密度を向上させる効果が強く現れるので通常の無方向性電磁鋼板より高めに制御した特性向上が期待できる。また、固溶Ｃとして残存するＣは単なる材料の高強度化効果ばかりでなくクリープ変形を抑制することで高回転モーター等で問題となるローターの耐変形性を向上させる効果も有するが、過度なＣ含有は磁気特性を劣化させるので０．０４０％以下とする。好ましくは０．０３０〜０．０００１％、さらに好ましくは０．０２０〜０．０００５％、さらに好ましくは０．０１０〜０．００１０％、さらに好ましくは０．００８〜０．００１５％である。

Ｓｉは、鋼板の電気抵抗を高め鉄損を低減することがよく知られており、電磁鋼板では当然のごとく添加される元素である。従来の熱延低温大圧下を適用した技術ではＳｉ含有量の上限が非常に低く抑えられていたが本発明における最適化された熱延条件を適用すればこの制限は無用となり、現状の一般的なＳｉ含有量のすべての電磁鋼板への適用が可能となる。磁気特性と通板性の兼ね合いから０．０５〜３．５％とする。０．０５％未満では良好な磁気特性が得られず、３．５％を超えると脆化のため製造工程での通板性が顕著に劣化する。好ましくは０．３〜３．２％、さらに好ましくは０．５〜３．０％、さらに好ましくは０．８〜２．５％である。

Ｍｎは、Ｓと反応し硫化物を形成するため本発明では重要な元素である。通常Ｍｎが中途半端に少ない場合には熱間圧延中に微細なＭｎＳが析出し鉄損および磁束密度を著しく劣化させる場合がある。しかし、本発明においては熱間圧延条件を特定の範囲で制御することで、この悪影響を回避する効果も現れることから、Ｍｎの下限は特に設けない。一方、Ｍｎは固溶Ｍｎとして鋼板の電気抵抗を上昇させ鉄損を低減させる効果を有するが、あまりに多量に含有させると材料本来の飽和磁束密度を低下させてしまうため上限を３．０％とする。

Ａｌは、Ｓｉと同様、鋼板の電気抵抗を高め鉄損を低減する目的で積極的に添加される。ＡｌもＳｉと同様に従来技術では上限が低い範囲に制限されていたが、本発明ではこの点での制限は不要である。Ａｌが高くなると鋳造性が顕著に劣化するため３．５％以下とする。下限は特に設ける必要はなく、Ａｌ＝０％でもよいが、０．０１〜０．０５％程度の量では微細なＡｌＮを形成し磁気特性、特に鉄損を劣化させる場合があるので注意が必要である。好ましくは０．００５％以下および０．１〜３．０％、さらに好ましくは０．００３％以下および０．３〜２．５％、さらに好ましくは０．００２％以下および０．５〜２．０％、さらに好ましくは０．００１％以下および０．７〜１．５％である。

Ｓは硫化物量に直接関係する。含有Ｓ量が多いと熱延条件を適当に制御したとしても析出量が多くなり粒成長性を阻害し特に鉄損を劣化させるため、上限は０．０１５％とする。なお、鋼板の磁気特性をより高めるためには、０．００５％以下とすることが好しく、さらに好ましくは０．００３％以下、さらに好ましくは０．００２％以下、さらに好ましくは０．００１％以下であり、０％でもよい。

Ｐは、磁気特性にとって好ましくない比較的低温で析出するＣｕまたはＭｎの硫化物の析出温度を上昇させる効果を有するので積極的に添加することが可能である。一方、鋼板の硬度を高め、打ち抜き性に強く影響するので、所望の打ち抜き硬度によりその添加量は制限される。また、過剰に含有すると冷延性などが顕著に劣化し鋼板の製造に支障をきたす場合があるので上限を０．２５％とする。

Ｎは、Ａｌを含有する鋼においては含有量が多いと窒化物が多くなり結晶粒成長性を阻害するため０．００４％程度以下に低く制御されている。しかし、Ａｌ含有量を０．００５％程度以下に抑えればこの悪影響は全く考慮する必要はない。むしろＣと同様に鋼中に固溶することで結晶方位を好ましくする効果やモーターコアの耐変形性を高める効果があるため積極的に添加することも可能である。ただし、過剰な添加は磁気時効性の問題や溶鋼からの凝固時に生成するミクロボイドに起因する鋼板欠陥が多発するため上限を０．０４０％とする。生産性を考慮し好ましくは０．０２０％以下、さらに好ましくは０．０１５％以下とする。結晶方位制御の観点からは０．０００２％以上とすることが好ましく、さらに好ましくは０．０００５％以上、さらに好ましくは０．００１％以上、さらに好ましくは０．００１５％以上、さらに好ましくは０．００３％以上、さらに好ましくは０．００５％以上である。

この他にＮｉ，Ｃｒ，Ｃｕ，Ｃａ，Ｍｇ，ＲＥＭ，Ｓｎ，Ｓｂ、Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖ，Ｍｏ等、従来の無方向性電磁鋼板において添加が検討されている元素を想定されている量程度まで添加することは本発明にとって何ら影響を及ぼすものではない。また、不可避的に含有されたこれら元素、さらには他の各種の微量元素が含まれる場合も本発明の効果になんら影響を与えるものではない。言い換えればこれらの元素の影響にあえて言及するまでもなく、本発明で開示している製造工程において何ら問題なく製品を得ることができる。

次に本発明鋼の特性上の特徴を説明する。

本発明鋼の特徴は従来の鋼板と比較し圧延方向から４５°の方向の特性が優れることである。以下、単に０°特性、４５°特性または９０°特性などの記述はそれぞれ鋼板製造時の圧延方向から０°、４５°または９０°の方向の特性を示すものとする。また以下で各変数に関し、Ｂ₀、Ｂ₄₅、Ｂ₉₀は誘起電流密度を５０００（Ａ／ｍ）とした時の圧延方向から０°、４５°、９０°方向の磁束密度（Ｔ）であり、これらの最高値をＢ_max、最低値をＢ_min、さらにＢは発明鋼、Ｂ’は比較鋼についての特性を示すものとする。４５°特性の特異性は次の３点で記述できる。つまり、（Ｂ₀＋Ｂ₉₀）／２−Ｂ₄₅≦０．０４０、Ｂ_min≠Ｂ₄₅、Ｂ_max＝Ｂ₄₅のうち、少なくとも一つの条件を満足することである。通常の鋼板でこれらの特性を満足することはほとんどない。好ましくは（Ｂ₀＋Ｂ₉₀）／２−Ｂ₄₅の値は０．０３０以下、さらに好ましくは０．０２０以下、さらに好ましくは０．０１０以下である。これらの条件を満足しない鋼板は本発明が目的とする良好なモーター特性を得ることができない。

また、４５°特性は鋼成分が実質的に同じでかつ熱延の全圧延パスが８５０℃以上で行われた鋼板との比較において、Ｂ₄₅−Ｂ’₄₅≧０．０３０を満たすという点で非常に特異なものである。好ましくは０．０４０以上、後述の最適な製造条件を適用することにより０．０５０以上とすれば非常に良好なモーター特性を得ることができる。また、４５°特性が良好であってもそれ以外の方向の特性が不良である場合、目的とするモーター特性が大きく劣化するので、好ましくは鋼成分が実質的に同じでかつ熱延の全圧延パスが８５０℃以上で行われた鋼板との比較において、Δ₀＝Ｂ₀−Ｂ’₀、Δ₄₅＝Ｂ₄₅−Ｂ’₄₅、Δ₉₀＝Ｂ₉₀−Ｂ’₉₀ とした時、Δ₄₅＞０、Δ₀＞０かつΔ₉₀＞０、さらに好ましくはΔ₄₅＞Δ₀＞０かつΔ₄₅＞Δ₉₀＞０であるものとする。

なお、上記の鋼成分が実質的に同じでかつ熱延の全圧延パスが８５０℃以上で行われた鋼板との比較においては、冷延率や焼鈍温度等の、磁気特性に大きな影響を及ぼす条件が大きく異なると、本請求項が目的とする比較が意味をなさなくなるので、これらの条件は磁気特性に大きな差を生じない範囲で同一にすることが必要である。特性の向上が一般的に知られている要因によるものであるか、本発明の効果であるかは、通常業務として特性向上を目的に製造条件の影響を検討している当業者であれば容易に判別が可能なものである。

また、本発明による無方向性電磁鋼板の特徴は上述の特異な４５°特性が鋼板表層の特性に依存していることである。このため製品板の表層を研削等により取り除くと本発明の効果は消失する。特性の劣化代は表層の研削量によるが、本発明では後述の製造方法とも関連して表層の１／４を取り除くと発明鋼の特徴である高いＢ₄₅が大きく低下する。つまり鋼板の表と裏から１／４厚さを取り除き中心層１／２厚さのみの板のＢ₄₅は元のＢ₄₅より０．０２Ｔ以上低くなり、これを本発明鋼の特徴の一つとして限定する。ここで注意が必要なのは、本発明条件を十分に満足した極めて良好な発明鋼では板厚の全体が本発明での特性の請求範囲を満足することになるため、両表層を１／４またはそれ以上取り除いた中心層のみでもＢ₄₅の低下が小さくなり、低下代が０．０２Ｔ以下になる。これは従来鋼のようにＢ₄₅が低い材料で表層を除去してもＢ₄₅の劣化が小さいこととは本質的に異なるものであり、このようなきわめて良好なＢ₄₅を有する鋼板が本発明に含まれることは当然である。

次に本発明の重要な制限要因である製造条件について説明する。

本発明の無方向性電磁鋼板は、上述した成分からなる溶鋼を鋳造して鋼片とし、熱間圧延し、酸洗し、冷間圧延し、再結晶焼鈍することで得られる。工程の概略は通常の工程と大きく異なるものではないが、熱延条件は通常の条件とは大きく異なる。

特に、熱延で圧延による歪が付与される温度域と付与される歪の種類が本発明での重要な要件であって、これを発明範囲内に制御することで本発明の効果を得ることができる。

温度に関しては、熱間での圧延の大きな部分が、８５０℃以下の温度範囲で行われる必要がある。この温度域を以下では低温域と呼ぶ。温度範囲が低すぎると圧延が困難となるばかりでなく発明の効果も小さくなり、高すぎると本発明の効果が消失する。圧延性の観点から温度範囲の下限は好ましくは５００℃、さらに好ましくは５５０℃、さらに好ましくは６００℃、さらに好ましくは６５０℃である。同様に発明の効果の観点から温度範囲の上限は好ましくは８２０℃、さらに好ましくは８００℃、さらに好ましくは７８０℃である。７５０℃以下であれば本発明の効果を非常に顕著に得ることが可能となる。この温度域で圧延を行えば極端な低速、軽圧下パススケジュールでない限り加工発熱により好ましい温度域を保つことも可能となる。

このような低温域で付与する歪は剪断歪が大きいことが必要で、鋼板表層での剪断歪が０．２以上である必要がある。好ましくは０．３以上、さらに好ましくは０．４以上、さらに好ましくは０．６以上、さらに好ましくは０．８以上、さらに好ましくは１．０以上である。または剪断歪に代えて、剪断歪／（板厚方向圧縮歪）を０．２以上としても良い。

このように圧延温度と剪断歪を制御することで単に低温で圧延した場合や、圧延温度の考慮なしに大きな歪を付与した場合には得ることができなかった非常に特異な効果を得ることが可能となる。ここで述べた圧延温度及び圧延歪に関する条件を以下では「低温域での剪断歪条件」と呼ぶ。「低温域での剪断歪条件」に関し、特に歪に関する条件については熱延中にその歪が付与された際の熱延中の板の表層で満足している必要がある。これらは実測することも可能であるが、手間がかかるため、有限要素法等の一般的に認知されている数値計算によることも可能である。

一般的には温度や歪は板厚方向に分布を有しており、本発明が規定する剪断歪または剪断歪／（板厚方向圧縮歪）の値は板厚方向での位置により異なるものになることが通常である。この分布を考慮した場合、「低温域での剪断歪条件」を満足する領域が圧延時の板厚で全板厚の１０％以上に及ぶことが好ましい。さらに好ましくは２０％以上、さらに好ましくは２５％以上であり、特に限定されるものではないが、板の表面および裏面の歪または温度分布が板厚中心に関し対称となっている場合には、表層２５％以上は、全板厚では５０％以上を意味するものとなり、十分な効果を得ることが可能となる。さらに好ましくは３０％以上、さらに好ましくは４０％以上であり、全板厚がこの条件を満足することが好ましいことは言うまでもない。

このような「低温域での剪断歪条件」を満足する剪断歪を生ずる圧延パスはそのパスでの圧延の歪量、摩擦係数、ロール径等を変化させることで制御することが可能であるが、本発明では、圧下歪が対数歪で０．４以上、またはそのパスでの摩擦係数が０．１０以上、またはそのパスでの圧延ワークロールの直径が７００ｍｍ以下のいずれか一つまたは２つ以上の条件を満たして行われることが好ましい。

ここで、圧下歪は板厚方向圧縮歪および剪断歪等すべての歪を含めた歪で単純にそのパスでの板厚変化から求められる歪を指す。この圧下歪はさらに好ましくは０．５以上、さらに好ましくは０．６以上、、さらに好ましくは０．７以上、、さらに好ましくは０．８以上である。また摩擦係数はさらに好ましくは０．１０以上、さらに好ましくは０．１５以上、さらに好ましくは０．２０以上、さらに好ましくは０．２５以上、さらに好ましくは０．３０以上、さらに好ましくは０．４０以上、さらに好ましくは０．５０以上である。またそのパスでの圧延ワークロールの直径はさらに好ましくは６００ｍｍ以下、さらに好ましくは５００ｍｍ以下、さらに好ましくは４００ｍｍ以下、さらに好ましくは３００ｍｍ以下、さらに好ましくは２５０ｍｍ以下である。

基本的にはこれらの３条件を多く満たすことで好ましい効果を得ることができる。また本発明では条件は特に限定しないが、圧延時の上下ロールの回転速度に差をつける、いわゆる「異周速圧延」によって剪断歪を付与することも可能である。この場合にも本発明の効果を得るには温度や歪量などは本発明の範囲内にあることが必要であることは言うまでもない。このような異周速圧延は一般的な熱延操業では行われているものではないが、剪断歪を制御する技術としてその効果はよく知られているものであり、本発明で目的とする特性への影響としては上述のように本発明で条件を詳細に記述している熱延条件の制御と同様の変化、効果を及ぼすことが期待できる。異周速圧延においては原理的によく知られているように周速差を大きくするほど効果も大きくなることは言うまでもない。

本発明では「低温域での剪断歪条件」を満足する剪断歪の歪速度、複数回で付与する場合の積算値、時間的な間隔が重要な意味を有する。通常は連続的な多パスの圧延で歪が付与されるのでこれを想定して以下に記述する。

「低温域での剪断歪条件」を満足する圧延パスについて各圧延パスの歪速度が１０／ｓ以上であることが好ましい。さらに好ましくは２０／ｓ以上、さらに好ましくは４０／ｓ以上、さらに好ましくは８０／ｓ以上、さらに好ましくは１２０／ｓ以上、さらに好ましくは１８０／ｓ以上、さらに好ましくは２６０／ｓ以上である。

また、「低温域での剪断歪条件」を満足する圧延パスが複数回行われる場合、「低温域での剪断歪条件」を満足する剪断歪の累計が０．４以上となると発明の効果が特に著しい。さらに好ましくは０．６以上、さらに好ましくは１．０以上、さらに好ましくは１．５以上、さらに好ましくは２．０以上、さらに好ましくは２．５以上、さらに好ましくは３．０以上、さらに好ましくは３．３以上、さらに好ましくは３．５以上である。

さらに、「低温域での剪断歪条件」を満足する圧延パスが複数回かつ連続して行われる場合、各圧延パス間時間が４．０秒以下であることが好ましい。さらに好ましくは３．０秒以下、さらに好ましくは２．０秒以下、さらに好ましくは１．０秒以下、さらに好ましくは０．５秒以下である。

これらの歪を付与する条件が影響を及ぼす原因は明確ではないが、低温域とは言えこの温度域では圧延中または直後に回復、再結晶が少なからず進行するため本発明が目的とする歪の蓄積や結晶回転が効率的に起きなくなるためと考えられる。特に、近年の材料のように極低Ｃ、Ｎ、Ｓ化に加え、ＴｉやＣｕ等のトランプエレメントまでも含めて高純度化された材料では、回復、再結晶挙動が従来材以上に早く起きるようになるためこのような考慮が重要になる。

また、本発明の効果は高温度域での圧延歪を適当量付与することでより顕著となる場合がある。つまり８５０℃を超える温度域で軽圧下することが好ましい作用を有する場合がある。この温度域を以下では高温域と呼ぶ。この温度は好ましくは９５０℃以上であるが、後述のようにあまりに高温だと問題を生ずる場合があるので注意が必要である。好ましくは１１００℃以下、さらに好ましくは１０５０℃以下である。この高温域で付与される歪を３．０以下とする。

ただし、本発明の効果はあくまでも低温域での大きな歪によって発現するものであるから、高音域での歪が低温域での歪を上回らないことが好ましい。歪量は好ましくは２．０以下、さらに好ましくは１．５以下、さらに好ましくは１．０以下、さらに好ましくは０．５以下である。下限は最終製品の異方性をより小さくするとともに特に非変態鋼で問題となるリジングを抑制するため好ましくは０．１以上、さらに好ましくは０．２以上、さらに好ましくは０．３以上とする。

さらに、高温域での圧延を複数回のパスで行う場合は、１パスあたりの平均歪は０．６以下、好ましくは０．５以下、さらに好ましくは０．４以下とする。また、これらの好ましい範囲は高温域での圧延のパス間時間にも依存し、各パス間時間を４．０秒以上とすることが好ましい。

この高温域で付与する歪は鋳造時に形成される柱状組織に起因する集合組織を破壊し板面内異方性を小さくするとともに従来技術で問題とされていたリジング、結晶模様といった表面欠陥を回避する効果を有する。このメカニズムは明らかではないが、単に鋳造時の柱状組織を出発点にしたり、低温域での圧延開始前の結晶粒径を粗大化したのでは結晶の選択性が非常に狭くなってしまい｛１００｝方位の中でも特定の板面内方位を持つ方位が優先的に出現してしまうためと考えられる。

高温域で適当な歪を付与することで適度な結晶回転と組織の再生成が起き、最終的な方位選択性において磁気特性に好ましくない｛１１１｝方位が顕著に減少するとともに、ランダムな｛１００｝が多数成長し、リジングや板面内異方性の改善が図られるものと思われる。

ただし、この組織の破壊が過剰となると冷延後、焼鈍時の最終的な再結晶時に｛１００｝方位が生成するための核も消失することになる。このため過剰な歪の蓄積は避ける必要があり、上述のような範囲に制限する必要が生ずる。定性的には低温域での圧延とは逆に歪をゆっくりと付与することが好ましい。

注意を要するのは歪を付与する温度と歪速度、歪量との関係で圧延直後に急速な再結晶が起きる場合があることである。特に温度が高いと再結晶率が短時間に上昇し鋼板の結晶粒が新たな最結晶粒で埋め尽くされてしまうと最終的な冷延、焼鈍時に本発明が目的とする｛１００｝方位への集積が顕著に低下し本発明の効果が失われる場合がある。この現象は再結晶挙動に影響を及ぼす鋼成分等にも強く依存するため温度等を一義的に厳密に限定することは困難ではあるが、当業者であれば数回の試行の後に避けるべき条件を特定することは何ら困難なことではない。

さらに、上述の高温域と低温域での歪付与の間に１０．０秒以上の時間を経過させることが好ましい。条件によってはこれ以下の時間で冷却を完了できる場合も考えられるが、上述のように高温域で付与される歪と低温域で付与される歪の発明効果への違いを考慮するとこれが重畳することは好ましくなく、高温域で付与した歪が十分に消失した後に低温域での歪を付与することが好ましい。これに必要な時間として高温域での圧延が終了した後、低温域での圧延を開始するまでの時間を１０．０秒以上とするものである。

本発明の特徴の一つは熱延板に加工組織を残存させることである。これは本発明の効果が熱延での主として剪断変形により形成された特異な歪蓄積および結晶方位を有する組織により得られるためである。熱延板を断面組織観察した場合の面積率で１００％の加工組織とすることで本発明の効果が顕著に得られるものではあるが、以下のような理由で部分的に再結晶組織を含ませることも可能である。

つまり、鋼成分や熱延条件によっては完全な加工組織である熱延板を冷延、焼鈍して製品を製造した場合にリジングまたは結晶模様と呼ばれる表面品位の劣化が起きる場合があることや、析出物形態の制御により冷延後、焼鈍時の粒成長性を改善し磁気特性の向上が必要な場合がある場合にはこれを改善する目的で適当な熱処理により加工組織の一部を再結晶させることも可能である。

その条件は鋼成分等により異なるため一概には言えないが、通常の技術を有する当業者であれば、一般的に行っている熱延巻取温度の制御や熱延板焼鈍条件により適当な範囲に制御することは簡単なことである。

目安としては熱延後の巻取温度が７５０℃を越えると再結晶組織が現れるようになり、連続式の熱延板焼鈍を行う場合はＳｉ量が１％程度以下の材料であれば７００℃を超えると、Ｓｉ量が２％程度以上の材料であれば７５０℃を超えると、再結晶組織が現れるようになる。高温巻取、高温での熱延板焼鈍等を行って完全な再結晶組織としてしまうと発明の効果の多くの部分が失われる場合があるので、注意を要する。

また、上述したような現象の発現は付与される歪量に依存するため熱延前の鋼片の厚みがある程度以上必要となる。本発明では熱延前の鋼片の厚さを５０ｍｍ以上とする。好ましくは１００ｍｍ以上、さらに好ましくは１５０ｍｍ以上、さらに好ましくは２００ｍｍ以上である。鋼片の厚さが５０ｍｍ以下の場合は本発明範囲内の低温大圧下の熱延を行ったとしても、鋳造時の凝固に伴い形成される柱状組織に起因する｛１００｝集合組織が残存し、よく知られているように特定方位の磁束密度は向上するものの、板面内の異方性は非常に大きくなる。この原因は明確ではないが、柱状組織に起因する非常に強い面内異方性を有する｛１００｝方位を破壊するには本発明が特徴とする低温域での歪量が発明範囲内であったとしても十分なものとは言えず、熱延トータルでの大きな歪が必要なためと考えられる。

鋼片の製造工程は特に限定しないが、通常の溶製工程から連続鋳造で製造されることが現状ではコスト面から最良である。

また、熱間圧延時のスラブの加熱温度は１１００℃以下とすることが好ましい。これは析出物、特に硫化物、窒化物を粗大化させ無害化し鉄損を低減するのに効果的であるとともに、本発明の特徴である低温圧延に好ましい熱履歴となるからである。つまり、通常の熱延条件のように１１００℃以上でスラブを加熱してしまうと本発明で必要な圧延の大部分が低温域で行われるような熱履歴をとろうとすると、加熱炉からスラブを取り出した後、冷却を行う必要が生じ、コスト、生産性を阻害することになるためである。好ましくは１０５０℃以下、さらに好ましくは１０００℃以下とする。

酸洗以降の製造工程は何ら特殊なものである必要はなく、通常の無方向性電磁鋼板の製造方法と同様で本発明の効果を得ることができる。

冷間圧延条件は特に限定されるものではないが、通常の生産工程を考え５０％以上とする。メカニズムを考えると冷間圧延でも本発明の熱間圧延の代替になりうる可能性も考えられるが、冷間圧延で多くの剪断歪を付与することは圧延性等を考えると困難となるため、本発明のような熱間域で剪断歪を付与することが工業的には好ましいものと考えられる。

冷間圧延の後は通常の無方向性電磁鋼板と同様の工程で再結晶焼鈍、皮膜形成等が行われる。これらの条件は本発明の効果に関して特に限定されるものではない。

なお、本発明の製造方法により仕上焼鈍を経て得られた無方向性電磁鋼板は、その後に歪取焼鈍を行ってもその優れた鉄損値および磁束密度を保持する。

本発明の効果は上述の磁束密度の向上だけではなく、鉄損の低減や応力感受性も改善する。これらは基本的には本発明における集合組織の改善による効果と考えられる。例えば鉄損は本発明により主としてヒステリシス損が改善し、元の特性値を基準にして磁束密度が３％改善するとヒステリシス損が１０％低減する。この値は元の鉄損の絶対値にも依存するが、磁束密度０．０５Ｔの改善により約０．２Ｗ／ｋｇ低減する効果に相当する。

また、本発明の効果は焼鈍後の歪の導入を抑えてモーターとして使用される、いわゆるフルプロセス無方向電磁鋼板は勿論、焼鈍後にスキンパス圧延を行いモーター等に組み立て後の熱処理工程での歪誘起粒成長現象を用いて特性の改善を行ういわゆるセミプロセス無方向電磁鋼板にも適用可能である。

さらに、磁気特性の更なる向上、強度、耐食性や疲労特性等の部材としての付加機能、また鋳造成や焼鈍通板性、スクラップ使用など製造工程上の生産等を向上させる目的でＳｎ、Ｂ、Ｗ、Ｍｏ、Ｓｂ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｏ等の微量元素を添加または不可避的に混入することは本発明の効果を何ら損なうものではない。これらの元素についてはその存在に応じ公知の技術で知られているような様々な効果を有するものであるがこれらを含有することで本発明の効果は損なわれるものではなく、むしろ相乗効果として好ましい効果を発揮するものである。

また、本発明では材料の特徴を「誘起電流密度を５０００Ａ／ｍとした時の圧延方向から０°、４５°、９０°方向の磁束密度」すなわちＢ₀、Ｂ₄₅、Ｂ₉₀で行っているが、これ以外の特性での記述も可能なものである。例えば誘起電流密度が異なる場合の磁束密度で規定することも可能で、この場合、当然のことながら規定する値の絶対値等も異なることになる。また圧延方向からの角度についても異なる方向で規定することも可能である。特に成分や製造条件によっては面内で極値を示す方向が０°、４５°、９０°ではないこともあり、これらの方向だけでは厳密な意味で異方性や最高、最低値を表していないことも考えられるが、それによって発明の効果が全く得られなくなったり逆になるようなものではなく影響は小さい。

さらに、磁束密度ではなく鉄損や磁歪などによっても発明の効果を評価することも可能である。磁束密度が最高の方向が鉄損では最低値を示すなど、対象とする特性によっては絶対値の高低が逆になる場合もある。これらの特性は互いに密接に関連し定性的な関連は公知であり、一般的な知識を有する当業者であれば容易に想定できる程度のもので、誘起電流密度を５０００Ａ／ｍとした時の圧延方向から０°、４５°、９０°方向の磁束密度、で評価した本発明と本質的に同様のものに過ぎないものである。

０．００２％Ｃ−０．５％Ｓｉ−０．５％Ｍｎ−０．００２％Ｓ−０．０６％Ｐ−０％Ａｌ−０．００２％Ｎ鋼を溶製し、これを連続鋳造で鋼片となし、熱延時の剪断歪量および熱延温度を変えて熱間圧延し、板厚２．２ｍｍの熱延板を得た。熱延板を酸洗した後、０．５０ｍｍに冷延し、次いで７５０℃３０秒の連続焼鈍を実施し製品とした。この板より測定用サンプルを切り出し、歪取り焼鈍として７５０℃２時間の熱処理を行い、得られたサンプルの磁気特性を図１に示す。なお磁気特性は、５５ｍｍ×５５ｍｍの大きさのサンプルでコイルの圧延方向から０°、４５°、９０°の特性を測定し、評価した。

図１において黒丸は熱延温度を７００〜８００℃としたもの、白丸は熱延温度を９００〜１０００℃としたものである。圧延温度以外で本発明で考慮している条件、すなわちロール径、パス毎の圧下量、潤滑、パス間時間、圧延速度等は制御可能な範囲で同じになるようにした。低温域での剪断歪量の増加による特に４５°方向特性の改善が明確であり、本発明熱延条件材で製造された鋼は顕著な平均特性の向上および４５°特性の改善に加え面内異方性も大幅に改善されている。また、熱延温度の違いによる代表的な熱延組織を図２に示す。図２（ａ）は熱延温度を９００〜１０００℃とした時の熱延組織を示し、図２（ｂ）は熱延温度を７００〜８００℃とした時の熱延組織を示す図である。９００℃以上の温度で熱延された材料は通常見られる再結晶組織であるのに対し、発明範囲である低温域で圧延を行ったものは完全な圧延組織となっている。

表１に示す成分の鋼を溶製し、これを表２、表３（表２のつづき）に示す条件で連鋳スラブとなし、さらに熱間圧延、酸洗、冷延、連続焼鈍し製品とし、磁気特性を評価した結果を表４に示す。ここで磁気特性は、５５ｍｍ×５５ｍｍの大きさのサンプルでコイルの圧延方向から０°、４５°、９０°の特性を測定し、評価した。

表２、表３中の条件の一部、例えば歪量などは多パスで圧延を行った本実施例ではパス毎で異なる値となる場合もあるが、表中に示したものはこれらの各パスについての値の中から本発明条件に最も適合した最大値または最小値を代表値として示した。すなわち発明条件が「〜以上」である項目については最大値を、「〜以下」となったものについては最小値を示した。

応力感受性は鋼板の鉄損を測定している板面内の方向に弾性変形内の圧縮応力を負荷し、この時の鉄損の増加を測定することで評価した。低温域での圧延を行っていない比較材の鉄損増加量と比較して評価した。

この結果から、本発明範囲内にある鋼板は磁束密度の板面平均が良好でかつ４５°特性が良好なため板面内異方性が極めて小さく、各種特性も良好である。特に鉄損は磁束密度の向上、すなわち集合組織の改善に応じて低下し、また応力感受性も｛１００｝集合組織の発達に対応すると思われる材質の面内異方性の低減に伴い良好になっている。

本発明鋼と比較鋼におけるトータル剪断歪と製品の磁束密度の関係を示すグラフである。 （ａ），（ｂ）は本発明鋼と比較鋼の熱延温度条件による熱延組織の顕微鏡写真である。

Claims (18)

1. 質量％で、Ｃ：０．０４０％以下、Ｓｉ：０．０５〜４．０％、Ｍｎ：３．０％以下、Ａｌ：３．５％以下、Ｓ：０．０５５％以下、Ｐ：０．２５％以下、Ｎ：０．０４０％以下を含む無方向性電磁鋼板のうち、（Ｂ₀＋Ｂ₉₀）／２−Ｂ₄₅≦０．０４０ を満たすことを特徴とする圧延方向から４５°方向の磁気特性が優れた無方向性電磁鋼板。
   ここで、各変数は誘起電流密度を５０００Ａ／ｍとした時の圧延方向から０°、４５°、９０°方向の磁束密度／ＴをＢ₀、Ｂ₄₅、Ｂ₉₀とする。
2. 質量％で、Ｃ：０．０４０％以下、Ｓｉ：０．０５〜４．０％、Ｍｎ：３．０％以下、Ａｌ：３．５％以下、Ｓ：０．０５５％以下、Ｐ：０．２５％以下、Ｎ：０．０４０％以下を含む無方向性電磁鋼板のうち、Ｂ_min≠Ｂ₄₅ を満たすことを特徴とする圧延方向から４５°方向の磁気特性が優れた無方向性電磁鋼板。
   ここで、各変数は誘起電流密度を５０００Ａ／ｍとした時の圧延方向から０°、４５°、９０°方向の磁束密度／ＴがＢ₀、Ｂ₄₅、Ｂ₉₀であり、これらのうち最低値をＢ_minとする。
3. 質量％で、Ｃ：０．０４０％以下、Ｓｉ：０．０５〜４．０％、Ｍｎ：３．０％以下、Ａｌ：３．５％以下、Ｓ：０．０５５％以下、Ｐ：０．２５％以下、Ｎ：０．０４０％以下を含む無方向性電磁鋼板のうち、Ｂ_max＝Ｂ₄₅ を満たすことを特徴とする圧延方向から４５°方向の磁気特性が優れた無方向性電磁鋼板。
   ここで、各変数は誘起電流密度を５０００Ａ／ｍとした時の圧延方向から０°、４５°、９０°方向の磁束密度／ＴがＢ₀、Ｂ₄₅、Ｂ₉₀であり、これらのうち最高値をＢ_maxとする。
4. 請求項１〜３のいずれかの項に記載の無方向性電磁鋼板において、鋼板成分が実質的に同じで、かつ熱延の全圧延パスが８５０℃以上で行われた鋼板との比較において、Ｂ₄₅−Ｂ’₄₅≧０．０３０を満たすことを特徴とする圧延方向から４５°方向の磁気特性が優れた無方向性電磁鋼板。
   ここで、各変数は誘起電流密度を５０００Ａ／ｍとした時の圧延方向から４５°方向の磁束密度／ＴをＢ₄₅とする。Ｂは発明鋼、Ｂ’は比較鋼についての特性を示す。
5. 請求項１〜４のいずれかの項に記載の無方向性電磁鋼板において、鋼板成分が実質的に同じで、かつ熱延の全圧延パスが８５０℃以上で行われた鋼板との比較において、Δ₀＝Ｂ₀−Ｂ’₀、Δ₄₅＝Ｂ₄₅−Ｂ’₄₅、Δ₉₀＝Ｂ₉₀−Ｂ’₉₀ とした時、Δ₄₅＞０、Δ₀＞０かつΔ₉₀＞０であることを特徴とする圧延方向から４５°方向の磁気特性が優れた無方向性電磁鋼板。
   ここで、各変数は誘起電流密度を５０００Ａ／ｍとした時の圧延方向から０°、４５°、９０°方向の磁束密度／ＴがＢ₀、Ｂ₄₅、Ｂ₉₀であり、Ｂは発明鋼、Ｂ’は比較鋼についての特性を示す。
6. 請求項１〜５のいずれかの項に記載の無方向性電磁鋼板において、製品板の表層１／４を取り除き板厚中心層１／２厚さで測定するとＢ₄₅が０．０２Ｔ以上低下することを特徴とする圧延方向から４５°方向の磁気特性が優れた無方向性電磁鋼板。
7. 質量％で、Ｃ：０．０４０％以下、Ｓｉ：０．０５〜４．０％、Ｍｎ：３．０％以下、Ａｌ：３．５％以下、Ｓ：０．０５５％以下、Ｐ：０．２５％以下、Ｎ：０．０４０％以下を含む溶鋼を鋳造で厚さ５０ｍｍ以上の鋼片に凝固させ、熱間圧延工程において５００℃以上８５０℃以下の温度域で圧延が行われ、そのうちの少なくとも一回の圧延パスについて圧延時の鋼板表層での剪断歪が０．２以上であり、熱延板時点で未再結晶組織を残存させ、さらに酸洗後、圧下率５０％以上の冷間圧延を行うことを特徴とする圧延方向から４５°方向の磁気特性が優れた無方向性電磁鋼板の製造方法。
8. 請求項７記載の無方向性電磁鋼板の製造方法において、熱間圧延における８５０℃以下の温度域での圧延時の鋼板表層での剪断歪が０．２以上である圧延パスについて、剪断歪が０．２以上である領域が圧延時の板厚で全板厚の１０％以上に及ぶことを特徴とする圧延方向から４５°方向の磁気特性が優れた無方向性電磁鋼板の製造方法。
9. 請求項７または８記載の無方向性電磁鋼板の製造方法において、熱間圧延における８５０℃以下の温度域での圧延時の鋼板表層での剪断歪が０．２以上である圧延パスが、そのパスでの圧下歪が対数歪で０．４以上、またはそのパスでの摩擦係数が０．１０以上、またはそのパスでの圧延ワークロールの直径が７００ｍｍ以下のいずれか一つまたは２つ以上の条件を満たして行われることを特徴とする圧延方向から４５°方向の磁気特性が優れた無方向性電磁鋼板の製造方法。
10. 請求項７〜９のいずれかの項に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法において、熱間圧延における８５０℃以下の温度域での圧延時の鋼板表層での剪断歪が０．２以上である圧延パスについて、剪断歪が０．２以上である部位の剪断歪速度が１０／ｓ以上であることを特徴とする圧延方向から４５°方向の磁気特性が優れた無方向性電磁鋼板の製造方法。
11. 請求項７〜１０のいずれかの項に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法において、熱間圧延における８５０℃以下の温度域での圧延時の鋼板表層での剪断歪が０．２以上である圧延パスを複数回行い、その剪断歪が０．２以上である部位の剪断歪の累計が０．４以上であることを特徴とする圧延方向から４５°方向の磁気特性が優れた無方向性電磁鋼板の製造方法。
12. 請求項７〜１１のいずれかの項に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法において、熱間圧延における８５０℃以下の温度域での圧延時の鋼板表層での剪断歪が０．２以上である圧延パスを複数回かつ連続して行うに際し、各圧延パス間時間が４．０秒以下であることを特徴とする圧延方向から４５°方向の磁気特性が優れた無方向性電磁鋼板の製造方法。
13. 請求項７〜１２のいずれかの項に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法において、熱間圧延時の剪断歪みが０．２以上であることに代えて、剪断歪／（板厚方向圧縮歪）が０．２以上であることを特徴とする圧延方向から４５°方向の磁気特性が優れた無方向性電磁鋼板の製造方法。
14. 請求項７〜１３のいずれかの項に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法において、熱間圧延における８５０℃を超える温度域での圧延についての圧延歪が対数歪で０．１〜３．０であることを特徴とする圧延方向から４５°方向の磁気特性が優れた無方向性電磁鋼板の製造方法。
15. 請求項７〜１４のいずれかの項に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法において、熱間圧延における８５０℃を超える温度域での圧延について各圧延パスの対数歪の平均が０．６以下であることを特徴とする圧延方向から４５°方向の磁気特性が優れた無方向性電磁鋼板の製造方法。
16. 請求項７〜１５のいずれかの項に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法において、熱間圧延における８５０℃を超える温度域での圧延について各圧延パス間の時間が４．０秒以上であることを特徴とする圧延方向から４５°方向の磁気特性が優れた無方向性電磁鋼板の製造方法。
17. 請求項７〜１６のいずれかの項に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法において、熱間圧延における８５０℃を超える温度域での圧延が終了後、８５０℃以下の温度域での圧延を開始するまでの時間が１０．０秒以上であることを特徴とする圧延方向から４５°方向の磁気特性が優れた無方向性電磁鋼板の製造方法。
18. 請求項７〜１７のいずれかの項に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法において、熱間圧延のスラブ加熱温度が１１００℃以下であることを特徴とする圧延方向から４５°方向の磁気特性が優れた無方向性電磁鋼板の製造方法。

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