JP2021080498A - 無方向性電磁鋼板及びその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】全周平均（全方向平均）で優れた磁気特性を得ることができる無方向性電磁鋼板を提供する。【解決手段】α−γ変態が生じ得る化学組成を有する無方向性電磁鋼板であって、質量％で、Ｃ：０．０１０％以下、Ｓｉ：１．５％〜４．０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０００１％〜１．０％、Ｓ：０．０１０％以下、Ｎ：０．０１０％以下、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｐｔ、Ｐｂ、Ｃｕ、Ａｕからなる群から選ばれる１種以上：総計で２．５％〜５．０％、を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有し、平均結晶粒径が５００μｍ以下であり、圧延方向から４５°傾いた方向のＢ５０をＢ５０Ｄ１、１３５°傾いた方向のＢ５０をＢ５０Ｄ２としたときに、１．９５Ｔ＜（Ｂ５０Ｄ１＋Ｂ５０Ｄ２）／２＜２．０４を満たす。【選択図】なし
Description
本発明は、無方向性電磁鋼板及びその製造方法に関する。
無方向性電磁鋼板は、例えばモータの鉄心に使用され、無方向性電磁鋼板には、その板面に平行なすべての方向の平均（以下、「板面内の全周平均（全方向平均）」ということがある）において優れた磁気特性、例えば低鉄損及び高磁束密度が要求される。これまで種々の技術が提案されているが、板面内の全方向において十分な磁気特性を得ることは困難である。例えば、板面内のある特定の方向で十分な磁気特性が得られるとしても、他の方向では十分な磁気特性が得られないことがある。
本発明は前述の問題点を鑑み、全周平均（全方向平均）で優れた磁気特性を得ることができる無方向性電磁鋼板及びその製造方法を提供することを目的とする。
本発明者らは、上記課題を解決すべく鋭意検討を行った。この結果、化学組成を適切なものとし、冷延率を上げずに冷延組織を微細化させるために熱間圧延時にオーステナイトからフェライトへの変態で組織を微細化し、張出再結晶（以下、バルジング）を発生させることによって、通常は発達しにくい｛１００｝結晶粒を発達させやすくすることが重要であることが明らかになった。バルジングにより発生した｛１００｝結晶粒は、その後の２回目の冷間圧延及び焼鈍による歪誘起粒界移動（ＳＩＢＭ）により、更に富化されることも明らかになった。
本発明者らは、このような知見に基づいて更に鋭意検討を重ねた結果、以下に示す発明の諸態様に想到した。
［１］
質量％で、
Ｃ：０．０１００％以下、
Ｓｉ：１．５０％〜４．００％、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．０００１％〜１．０％、
Ｓ：０．０１００％以下、
Ｎ：０．０１００％以下、
Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｐｔ、Ｐｂ、Ｃｕ、Ａｕからなる群から選ばれる１種以上：総計で２．５０％〜５．００％、
Ｓｎ：０．０００％〜０．４００％、
Ｓｂ：０．０００％〜０．４００％、
Ｐ：０．０００％〜０．４００％、及び
Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ、Ｃｄからなる群から選ばれる１種以上：総計で０．００００％〜０．０１００％を含有し、
Ｍｎ含有量（質量％）を［Ｍｎ］、Ｎｉ含有量（質量％）を［Ｎｉ］、Ｃｏ含有量（質量％）を［Ｃｏ］、Ｐｔ含有量（質量％）を［Ｐｔ］、Ｐｂ含有量（質量％）を［Ｐｂ］、Ｃｕ含有量（質量％）を［Ｃｕ］、Ａｕ含有量（質量％）を［Ａｕ］、Ｓｉ含有量（質量％）を［Ｓｉ］、ｓｏｌ．Ａｌ含有量（質量％）を［ｓｏｌ．Ａｌ］としたときに、以下の（１）式を満たし、
残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有し、
平均結晶粒径が５００μｍ以下である鋼組織を有し、
圧延方向から４５°傾いた方向におけるＢ５０の値をＢ５０Ｄ１、圧延方向から１３５°傾いた方向におけるＢ５０の値をＢ５０Ｄ２としたときに、以下の（２）式を満たすことを特徴とする無方向性電磁鋼板。
（［Ｍｎ］＋［Ｎｉ］＋［Ｃｏ］＋［Ｐｔ］＋［Ｐｂ］＋［Ｃｕ］＋［Ａｕ］）−（［Ｓｉ］＋［ｓｏｌ．Ａｌ］）＞０％ ・・・（１）
１．９５Ｔ＜（Ｂ５０Ｄ１＋Ｂ５０Ｄ２）／２＜２．０４Ｔ・・・（２）
質量％で、
Ｃ：０．０１００％以下、
Ｓｉ：１．５０％〜４．００％、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．０００１％〜１．０％、
Ｓ：０．０１００％以下、
Ｎ：０．０１００％以下、
Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｐｔ、Ｐｂ、Ｃｕ、Ａｕからなる群から選ばれる１種以上：総計で２．５０％〜５．００％、
Ｓｎ：０．０００％〜０．４００％、
Ｓｂ：０．０００％〜０．４００％、
Ｐ：０．０００％〜０．４００％、及び
Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ、Ｃｄからなる群から選ばれる１種以上：総計で０．００００％〜０．０１００％を含有し、
Ｍｎ含有量（質量％）を［Ｍｎ］、Ｎｉ含有量（質量％）を［Ｎｉ］、Ｃｏ含有量（質量％）を［Ｃｏ］、Ｐｔ含有量（質量％）を［Ｐｔ］、Ｐｂ含有量（質量％）を［Ｐｂ］、Ｃｕ含有量（質量％）を［Ｃｕ］、Ａｕ含有量（質量％）を［Ａｕ］、Ｓｉ含有量（質量％）を［Ｓｉ］、ｓｏｌ．Ａｌ含有量（質量％）を［ｓｏｌ．Ａｌ］としたときに、以下の（１）式を満たし、
残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有し、
平均結晶粒径が５００μｍ以下である鋼組織を有し、
圧延方向から４５°傾いた方向におけるＢ５０の値をＢ５０Ｄ１、圧延方向から１３５°傾いた方向におけるＢ５０の値をＢ５０Ｄ２としたときに、以下の（２）式を満たすことを特徴とする無方向性電磁鋼板。
（［Ｍｎ］＋［Ｎｉ］＋［Ｃｏ］＋［Ｐｔ］＋［Ｐｂ］＋［Ｃｕ］＋［Ａｕ］）−（［Ｓｉ］＋［ｓｏｌ．Ａｌ］）＞０％ ・・・（１）
１．９５Ｔ＜（Ｂ５０Ｄ１＋Ｂ５０Ｄ２）／２＜２．０４Ｔ・・・（２）
［２］
質量％で、
Ｓｎ：０．０２０％〜０．４００％、
Ｓｂ：０．０２０％〜０．４００％、及び
Ｐ：０．０２０％〜０．４００％
からなる群から選ばれる１種以上を含有することを特徴とする［１］に記載の無方向性電磁鋼板。
質量％で、
Ｓｎ：０．０２０％〜０．４００％、
Ｓｂ：０．０２０％〜０．４００％、及び
Ｐ：０．０２０％〜０．４００％
からなる群から選ばれる１種以上を含有することを特徴とする［１］に記載の無方向性電磁鋼板。
［３］
質量％で、
Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ、Ｃｄからなる群から選ばれる１種以上：総計で０．０００５％〜０．０１００％を含有することを特徴とする［１］又は［２］に記載の無方向性電磁鋼板。
質量％で、
Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ、Ｃｄからなる群から選ばれる１種以上：総計で０．０００５％〜０．０１００％を含有することを特徴とする［１］又は［２］に記載の無方向性電磁鋼板。
［４］
［１］〜［３］のいずれかに記載の無方向性電磁鋼板からなる鉄心を有することを特徴とする回転電機。
［１］〜［３］のいずれかに記載の無方向性電磁鋼板からなる鉄心を有することを特徴とする回転電機。
［５］
質量％で、
Ｃ：０．０１００％以下、
Ｓｉ：１．５０％〜４．００％、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．０００１％〜１．０％、
Ｓ：０．０１００％以下、
Ｎ：０．０１００％以下、
Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｐｔ、Ｐｂ、Ｃｕ、Ａｕからなる群から選ばれる１種以上：総計で２．５０％〜５．００％、
Ｓｎ：０．０００％〜０．４００％、
Ｓｂ：０．０００％〜０．４００％、
Ｐ：０．０００％〜０．４００％、及び
Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ、Ｃｄからなる群から選ばれる１種以上：総計で０．００００％〜０．０１００％を含有し、
Ｍｎ含有量（質量％）を［Ｍｎ］、Ｎｉ含有量（質量％）を［Ｎｉ］、Ｃｏ含有量（質量％）を［Ｃｏ］、Ｐｔ含有量（質量％）を［Ｐｔ］、Ｐｂ含有量（質量％）を［Ｐｂ］、Ｃｕ含有量（質量％）を［Ｃｕ］、Ａｕ含有量（質量％）を［Ａｕ］、Ｓｉ含有量（質量％）を［Ｓｉ］、ｓｏｌ．Ａｌ含有量（質量％）を［ｓｏｌ．Ａｌ］としたときに、以下の（１）式を満たし、
残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有する鋼材に対して熱間圧延を行う工程と、
前記熱間圧延後の前記鋼材に対して冷間圧延を行う工程と、
前記冷間圧延後に前記鋼材に対して第１の焼鈍を行う工程と、
前記第１の焼鈍後に前記鋼材に対して第２の焼鈍を行う工程と、
を有し、
前記熱間圧延を行う工程において、前記熱間圧延時の仕上げ圧延の最終パスを相変態点Ａｒ１以上の温度で行い、仕上げ圧延の最終パス後の板厚をｔｆ、前記最終パス前の板厚をｔ１、前記最終パス前の更に一工程前の板厚をｔ２としたときに、以下の（２）式且つ（３）式を満たし、
前記冷間圧延を圧下率９５％以上で行うことを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法。
（［Ｍｎ］＋［Ｎｉ］＋［Ｃｏ］＋［Ｐｔ］＋［Ｐｂ］＋［Ｃｕ］＋［Ａｕ］）−（［Ｓｉ］＋［ｓｏｌ．Ａｌ］）＞０％ ・・・（１）
０．４＜ｔｆ／ｔ１＜０．８ ・・・（２）
０．４＜ｔ１／ｔ２＜０．８ ・・・（３）
質量％で、
Ｃ：０．０１００％以下、
Ｓｉ：１．５０％〜４．００％、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．０００１％〜１．０％、
Ｓ：０．０１００％以下、
Ｎ：０．０１００％以下、
Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｐｔ、Ｐｂ、Ｃｕ、Ａｕからなる群から選ばれる１種以上：総計で２．５０％〜５．００％、
Ｓｎ：０．０００％〜０．４００％、
Ｓｂ：０．０００％〜０．４００％、
Ｐ：０．０００％〜０．４００％、及び
Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ、Ｃｄからなる群から選ばれる１種以上：総計で０．００００％〜０．０１００％を含有し、
Ｍｎ含有量（質量％）を［Ｍｎ］、Ｎｉ含有量（質量％）を［Ｎｉ］、Ｃｏ含有量（質量％）を［Ｃｏ］、Ｐｔ含有量（質量％）を［Ｐｔ］、Ｐｂ含有量（質量％）を［Ｐｂ］、Ｃｕ含有量（質量％）を［Ｃｕ］、Ａｕ含有量（質量％）を［Ａｕ］、Ｓｉ含有量（質量％）を［Ｓｉ］、ｓｏｌ．Ａｌ含有量（質量％）を［ｓｏｌ．Ａｌ］としたときに、以下の（１）式を満たし、
残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有する鋼材に対して熱間圧延を行う工程と、
前記熱間圧延後の前記鋼材に対して冷間圧延を行う工程と、
前記冷間圧延後に前記鋼材に対して第１の焼鈍を行う工程と、
前記第１の焼鈍後に前記鋼材に対して第２の焼鈍を行う工程と、
を有し、
前記熱間圧延を行う工程において、前記熱間圧延時の仕上げ圧延の最終パスを相変態点Ａｒ１以上の温度で行い、仕上げ圧延の最終パス後の板厚をｔｆ、前記最終パス前の板厚をｔ１、前記最終パス前の更に一工程前の板厚をｔ２としたときに、以下の（２）式且つ（３）式を満たし、
前記冷間圧延を圧下率９５％以上で行うことを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法。
（［Ｍｎ］＋［Ｎｉ］＋［Ｃｏ］＋［Ｐｔ］＋［Ｐｂ］＋［Ｃｕ］＋［Ａｕ］）−（［Ｓｉ］＋［ｓｏｌ．Ａｌ］）＞０％ ・・・（１）
０．４＜ｔｆ／ｔ１＜０．８ ・・・（２）
０．４＜ｔ１／ｔ２＜０．８ ・・・（３）
［６］
前記熱間圧延を行う工程において、仕上げ圧延の最終パスの完了から０．１秒間以内に冷却速度が５０℃／秒〜５００℃／秒の条件で冷却を開始し、前記鋼材の温度を７００℃以下まで冷却することを特徴とする［５］に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
前記熱間圧延を行う工程において、仕上げ圧延の最終パスの完了から０．１秒間以内に冷却速度が５０℃／秒〜５００℃／秒の条件で冷却を開始し、前記鋼材の温度を７００℃以下まで冷却することを特徴とする［５］に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
［７］
前記第１の焼鈍と第２の焼鈍は、Ａｃ１未満の温度で行うことを特徴とする［５］又は［６］に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
前記第１の焼鈍と第２の焼鈍は、Ａｃ１未満の温度で行うことを特徴とする［５］又は［６］に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
［８］
前記鋼材は、
質量％で、
Ｓｎ：０．０２０％〜０．４００％、
Ｓｂ：０．０２０％〜０．４００％、及び
Ｐ：０．０２０％〜０．４００％
からなる群から選ばれる１種以上を含有することを特徴とする［５］〜［７］のいずれかに記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
前記鋼材は、
質量％で、
Ｓｎ：０．０２０％〜０．４００％、
Ｓｂ：０．０２０％〜０．４００％、及び
Ｐ：０．０２０％〜０．４００％
からなる群から選ばれる１種以上を含有することを特徴とする［５］〜［７］のいずれかに記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
［９］
前記鋼材は、
質量％で、
Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ、Ｃｄからなる群から選ばれる１種以上：総計で０．０００５％〜０．０１００％を含有することを特徴とする［５］〜［８］のいずれかに記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
前記鋼材は、
質量％で、
Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ、Ｃｄからなる群から選ばれる１種以上：総計で０．０００５％〜０．０１００％を含有することを特徴とする［５］〜［８］のいずれかに記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
本発明によれば、全周平均の優れた磁気特性を得ることができる。
以下、本発明の実施形態について詳細に説明する。
まず、本発明の実施形態に係る無方向性電磁鋼板及びその製造方法で用いられる鋼材の化学組成について説明する。以下の説明において、無方向性電磁鋼板又は鋼材に含まれる各元素の含有量の単位である「％」は、特に断りがない限り「質量％」を意味する。本実施形態に係る無方向性電磁鋼板及び鋼材は、フェライト−オーステナイト変態（以下、α−γ変態）が生じ得る化学組成であって、Ｃ：０．０１００％以下、Ｓｉ：１．５０％〜４．００％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０００１％〜１．０％、Ｓ：０．０１００％以下、Ｎ：０．０１００％以下、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｐｔ、Ｐｂ、Ｃｕ、Ａｕからなる群から選ばれる１種以上：総計で２．５０％〜５．００％、Ｓｎ：０．０００％〜０．４００％、Ｓｂ：０．０００％〜０．４００％、Ｐ：０．０００％〜０．４００％、及びＭｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ、及びＣｄからなる群から選ばれる１種以上：総計で０．００００％〜０．０１００％を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有する。さらに、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｐｔ、Ｐｂ、Ｃｕ、Ａｕ、Ｓｉ及びｓｏｌ．Ａｌの含有量が後述する所定の条件を満たす。不純物としては、鉱石やスクラップ等の原材料に含まれるもの、製造工程において含まれるもの、が例示される。
（Ｃ：０．０１００％以下）
Ｃは、鉄損を高めたり、磁気時効を引き起こしたりする。従って、Ｃ含有量は低ければ低いほどよい。このような現象は、Ｃ含有量が０．０１００％超で顕著である。このため、Ｃ含有量は０．０１００％以下とする。Ｃ含有量の低減は、板面内の全方向における磁気特性の均一な向上にも寄与する。なお、Ｃ含有量の下限は特に限定しないが、精錬時の脱炭処理のコストを踏まえ、０．０００５％以上とすることが好ましい。
Ｃは、鉄損を高めたり、磁気時効を引き起こしたりする。従って、Ｃ含有量は低ければ低いほどよい。このような現象は、Ｃ含有量が０．０１００％超で顕著である。このため、Ｃ含有量は０．０１００％以下とする。Ｃ含有量の低減は、板面内の全方向における磁気特性の均一な向上にも寄与する。なお、Ｃ含有量の下限は特に限定しないが、精錬時の脱炭処理のコストを踏まえ、０．０００５％以上とすることが好ましい。
（Ｓｉ：１．５０％〜４．００％）
Ｓｉは、電気抵抗を増大させて、渦電流損を減少させ、鉄損を低減したり、降伏比を増大させて、鉄心への打ち抜き加工性を向上したりする。Ｓｉ含有量が１．５０％未満では、これらの作用効果を十分に得られない。従って、Ｓｉ含有量は１．５０％以上とする。一方、Ｓｉ含有量が４．００％超では、磁束密度が低下したり、硬度の過度な上昇により打ち抜き加工性が低下したり、冷間圧延が困難になったりする。従って、Ｓｉ含有量は４．００％以下とする。
Ｓｉは、電気抵抗を増大させて、渦電流損を減少させ、鉄損を低減したり、降伏比を増大させて、鉄心への打ち抜き加工性を向上したりする。Ｓｉ含有量が１．５０％未満では、これらの作用効果を十分に得られない。従って、Ｓｉ含有量は１．５０％以上とする。一方、Ｓｉ含有量が４．００％超では、磁束密度が低下したり、硬度の過度な上昇により打ち抜き加工性が低下したり、冷間圧延が困難になったりする。従って、Ｓｉ含有量は４．００％以下とする。
（ｓｏｌ．Ａｌ：０．０００１％〜１．０％）
ｓｏｌ．Ａｌは、電気抵抗を増大させて、渦電流損を減少させ、鉄損を低減する。ｓｏｌ．Ａｌは、飽和磁束密度に対する磁束密度Ｂ５０の相対的な大きさの向上にも寄与する。ここで、磁束密度Ｂ５０とは、５０００Ａ／ｍの磁場における磁束密度である。ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．０００１％未満では、これらの作用効果を十分に得られない。また、Ａｌには製鋼での脱硫促進効果もある。従って、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．０００１％以上とする。一方、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が１．０％超では、磁束密度が低下したり、降伏比を低下させて、打ち抜き加工性を低下させたりする。従って、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は１．０％以下とする。
ｓｏｌ．Ａｌは、電気抵抗を増大させて、渦電流損を減少させ、鉄損を低減する。ｓｏｌ．Ａｌは、飽和磁束密度に対する磁束密度Ｂ５０の相対的な大きさの向上にも寄与する。ここで、磁束密度Ｂ５０とは、５０００Ａ／ｍの磁場における磁束密度である。ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．０００１％未満では、これらの作用効果を十分に得られない。また、Ａｌには製鋼での脱硫促進効果もある。従って、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．０００１％以上とする。一方、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が１．０％超では、磁束密度が低下したり、降伏比を低下させて、打ち抜き加工性を低下させたりする。従って、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は１．０％以下とする。
（Ｓ：０．０１００％以下）
Ｓは、必須元素ではなく、例えば鋼中に不純物として含有される。Ｓは、微細なＭｎＳの析出により、焼鈍における再結晶及び結晶粒の成長を阻害する。従って、Ｓ含有量は低ければ低いほどよい。このような再結晶及び結晶粒成長の阻害による鉄損の増加および磁束密度の低下は、Ｓ含有量が０．０１００％超で顕著である。このため、Ｓ含有量は０．０１００％以下とする。なお、Ｓ含有量の下限は特に限定しないが、精錬時の脱硫処理のコストを踏まえ、０．０００３％以上とすることが好ましい。
Ｓは、必須元素ではなく、例えば鋼中に不純物として含有される。Ｓは、微細なＭｎＳの析出により、焼鈍における再結晶及び結晶粒の成長を阻害する。従って、Ｓ含有量は低ければ低いほどよい。このような再結晶及び結晶粒成長の阻害による鉄損の増加および磁束密度の低下は、Ｓ含有量が０．０１００％超で顕著である。このため、Ｓ含有量は０．０１００％以下とする。なお、Ｓ含有量の下限は特に限定しないが、精錬時の脱硫処理のコストを踏まえ、０．０００３％以上とすることが好ましい。
（Ｎ：０．０１０％以下）
ＮはＣと同様に、磁気特性を劣化させるので、Ｎ含有量は低ければ低いほどよい。したがって、Ｎ含有量は０．０１００％以下とする。なお、Ｎ含有量の下限は特に限定しないが、精錬時の脱窒処理のコストを踏まえ、０．００１０％以上とすることが好ましい。
ＮはＣと同様に、磁気特性を劣化させるので、Ｎ含有量は低ければ低いほどよい。したがって、Ｎ含有量は０．０１００％以下とする。なお、Ｎ含有量の下限は特に限定しないが、精錬時の脱窒処理のコストを踏まえ、０．００１０％以上とすることが好ましい。
（Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｐｔ、Ｐｂ、Ｃｕ、Ａｕからなる群から選ばれる１種以上：総計で２．５０％〜５．００％）
これらの元素は、α−γ変態を生じさせるために必要な元素であることから、これらの元素の少なくとも１種を総計で２．５０％以上含有させる必要がある。一方で、総計で５．００％を超えると、コスト高となり、磁束密度が低下する場合もある。したがって、これらの元素の少なくとも１種を総計で５．００％以下とする。
これらの元素は、α−γ変態を生じさせるために必要な元素であることから、これらの元素の少なくとも１種を総計で２．５０％以上含有させる必要がある。一方で、総計で５．００％を超えると、コスト高となり、磁束密度が低下する場合もある。したがって、これらの元素の少なくとも１種を総計で５．００％以下とする。
また、α−γ変態が生じ得る条件として、さらに以下の条件を満たしているものとする。つまり、Ｍｎ含有量（質量％）を［Ｍｎ］、Ｎｉ含有量（質量％）を［Ｎｉ］、Ｃｏ含有量（質量％）を［Ｃｏ］、Ｐｔ含有量（質量％）を［Ｐｔ］、Ｐｂ含有量（質量％）を［Ｐｂ］、Ｃｕ含有量（質量％）を［Ｃｕ］、Ａｕ含有量（質量％）を［Ａｕ］、Ｓｉ含有量（質量％）を［Ｓｉ］、ｓｏｌ．Ａｌ含有量（質量％）を［ｓｏｌ．Ａｌ］としたときに、質量％で、以下の（１）式を満たすことが好ましい。
（［Ｍｎ］＋［Ｎｉ］＋［Ｃｏ］＋［Ｐｔ］＋［Ｐｂ］＋［Ｃｕ］＋［Ａｕ］）−（［Ｓｉ］＋［ｓｏｌ．Ａｌ］）＞０％ ・・・（１）
（［Ｍｎ］＋［Ｎｉ］＋［Ｃｏ］＋［Ｐｔ］＋［Ｐｂ］＋［Ｃｕ］＋［Ａｕ］）−（［Ｓｉ］＋［ｓｏｌ．Ａｌ］）＞０％ ・・・（１）
前述の（１）式を満たさない場合には、α−γ変態が生じないため、磁束密度が低くなる。
（Ｓｎ：０．０００％〜０．４００％、Ｓｂ：０．０００％〜０．４００％、Ｐ：０．０００％〜０．４００％）
ＳｎやＳｂは冷間圧延、再結晶後の集合組織を改善して、その磁束密度を向上させる。そのため、これらの元素を必要に応じて含有させてもよいが、過剰に含まれると鋼を脆化させる。したがって、Ｓｎ含有量、Ｓｂ含有量はいずれも０．４００％以下とする。また、Ｐは再結晶後の鋼板の硬度を確保するために含有させてもよいが、過剰に含まれると鋼の脆化を招く。したがって、Ｐ含有量は０．４００％以下とする。以上のように磁気特性等のさらなる効果を付与する場合には、０．０２０％〜０．４００％のＳｎ、０．０２０％〜０．４００％のＳｂ、及び０．０２０％〜０．４００％のＰからなる群から選ばれる１種以上を含有することが好ましい。
ＳｎやＳｂは冷間圧延、再結晶後の集合組織を改善して、その磁束密度を向上させる。そのため、これらの元素を必要に応じて含有させてもよいが、過剰に含まれると鋼を脆化させる。したがって、Ｓｎ含有量、Ｓｂ含有量はいずれも０．４００％以下とする。また、Ｐは再結晶後の鋼板の硬度を確保するために含有させてもよいが、過剰に含まれると鋼の脆化を招く。したがって、Ｐ含有量は０．４００％以下とする。以上のように磁気特性等のさらなる効果を付与する場合には、０．０２０％〜０．４００％のＳｎ、０．０２０％〜０．４００％のＳｂ、及び０．０２０％〜０．４００％のＰからなる群から選ばれる１種以上を含有することが好ましい。
（Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ、及びＣｄからなる群から選ばれる１種以上：総計で０．００００％〜０．０１００％）
Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ及びＣｄは、溶鋼の鋳造時に溶鋼中のＳと反応して硫化物若しくは酸硫化物又はこれらの両方の析出物を生成する。以下、Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ及びＣｄを総称して「粗大析出物生成元素」ということがある。粗大析出物生成元素の析出物の粒径は１μｍ〜２μｍ程度であり、ＭｎＳ、ＴｉＮ、ＡｌＮ等の微細析出物の粒径（１００ｎｍ程度）よりはるかに大きい。このため、これら微細析出物は粗大析出物生成元素の析出物に付着し、中間焼鈍における再結晶及び結晶粒の成長を阻害しにくくなる。これらの作用効果を十分に得るためには、これらの元素の総計が０．０００５％以上であることが好ましい。但し、これらの元素の総計が０．０１００％を超えると、硫化物若しくは酸硫化物又はこれらの両方の総量が過剰となり、中間焼鈍における再結晶及び結晶粒の成長が阻害される。従って、粗大析出物生成元素の含有量は総計で０．０１００％以下とする。
Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ及びＣｄは、溶鋼の鋳造時に溶鋼中のＳと反応して硫化物若しくは酸硫化物又はこれらの両方の析出物を生成する。以下、Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ及びＣｄを総称して「粗大析出物生成元素」ということがある。粗大析出物生成元素の析出物の粒径は１μｍ〜２μｍ程度であり、ＭｎＳ、ＴｉＮ、ＡｌＮ等の微細析出物の粒径（１００ｎｍ程度）よりはるかに大きい。このため、これら微細析出物は粗大析出物生成元素の析出物に付着し、中間焼鈍における再結晶及び結晶粒の成長を阻害しにくくなる。これらの作用効果を十分に得るためには、これらの元素の総計が０．０００５％以上であることが好ましい。但し、これらの元素の総計が０．０１００％を超えると、硫化物若しくは酸硫化物又はこれらの両方の総量が過剰となり、中間焼鈍における再結晶及び結晶粒の成長が阻害される。従って、粗大析出物生成元素の含有量は総計で０．０１００％以下とする。
次に、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板の集合組織について説明する。製造方法の詳細については後述するが、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板はα−γ変態が生じ得る化学組成であり、熱間圧延での仕上げ圧延終了直後の急冷によって組織を微細化することによって｛１００｝結晶粒が成長した組織となる。これにより、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板は例えば｛１００｝＜０１１＞方位の集積強度が２００超となり、圧延方向に対して４５°方向の磁束密度Ｂ５０が特に高くなる。このように特定の方向で磁束密度が高くなるが、全体的に全方向平均で高い磁束密度が得られる。｛１００｝＜０１１＞方位の集積強度が１００以下になると、磁束密度を低下させる｛１１１｝＜１１２＞方位の集積強度が高くなり、全体的に磁束密度が低下してしまう。
｛１００｝＜０１１＞方位の集積強度は、Ｘ線回折法又は電子線後方散乱回折（electron backscatter diffraction：ＥＢＳＤ）法により測定することができる。Ｘ線及び電子線の試料からの反射角等が結晶方位毎に異なるため、ランダム方位試料を基準にしてこの反射強度等で結晶方位強度を求めることができる。
次に、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板の厚さについて説明する。本実施形態に係る無方向性電磁鋼板の厚さは、０．５０ｍｍ以下である。厚さが０．５０ｍｍ超であると、優れた高周波鉄損を得ることができない。従って、厚さは０．５０ｍｍ以下とする。
次に、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板の磁気特性について説明する。磁気特性を調べる際には、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板の磁束密度であるＢ５０の値を測定する。製造された無方向性電磁鋼板において、その圧延方向の一方と他方とは区別できない。そのため本実施形態では、圧延方向とはその一方及び他方の双方向をいう。圧延方向におけるＢ５０の値をＢ５０Ｌ、圧延方向から４５°傾いた方向におけるＢ５０の値をＢ５０Ｄ１、圧延方向から９０°傾いた方向におけるＢ５０の値をＢ５０Ｃ、圧延方向から１３５°傾いた方向におけるＢ５０の値をＢ５０Ｄ２とすると、Ｂ５０Ｄ１及びＢ５０Ｄ２が最も高く、Ｂ５０Ｌ＋Ｂ５０Ｃが最も低いという磁束密度の異方性がみられる。
ここで、例えば時計回り（反時計回りでもよい）の方向を正の方向とした磁束密度の全方位（０°〜３６０°）分布を考えた場合、圧延方向を０°（一方向）及び１８０°（他方向）とすると、Ｂ５０Ｄ１は４５°及び２２５°のＢ５０値、Ｂ５０Ｄ２は１３５°及び３１５°のＢ５０値となる。４５°のＢ５０値と２２５°のＢ５０値とは厳密に一致し、１３５°のＢ５０値と３１５°のＢ５０値とは厳密に一致する。しかしながら、Ｂ５０Ｄ１とＢ５０Ｄ２とは、実際の製造に際して磁気特性を同じにすることが容易でない場合があることから、厳密には一致しない場合がある。本実施形態に係る無方向性電磁鋼板では、Ｂ５０Ｄ１及びＢ５０Ｄ２の平均値を用いて、以下の（２）を満たす。
１．９５Ｔ＜（Ｂ５０Ｄ１＋Ｂ５０Ｄ２）／２＜２．０４Ｔ・・・（２）
１．９５Ｔ＜（Ｂ５０Ｄ１＋Ｂ５０Ｄ２）／２＜２．０４Ｔ・・・（２）
このように、本実施形態において磁束密度を測定すると、（２）式のようにＢ５０Ｄ１及びＢ５０Ｄ２の平均値が１．９５Ｔ以上２．０４Ｔ以下という高い磁束密度が確認される。
なお、上記の４５°は、理論的な値であり、実際の製造に際しては４５°に一致させることが容易でない場合があることから、厳密には４５°に一致していないものも含むものとする。このことは、当該１３５°，２２５°，３１５°についても同様である。
磁束密度の測定は、圧延方向に対して４５°方向等から５５ｍｍ角の試料を切り出し，単板磁気測定装置を用いて行うことができる。
次に、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板の製造方法について説明する。本実施形態では、熱間圧延、冷間圧延、仕上げ焼鈍（第１の焼鈍）、歪取焼鈍（第２の焼鈍）等を行う。
まず、上述した鋼材を加熱し、熱間圧延を施す。鋼材は、例えば通常の連続鋳造によって製造されるスラブである。熱間圧延の粗圧延及び仕上げ圧延はγ域（Ａｒ１以上）の温度で行う。つまり、仕上げ圧延の仕上げ温度がＡｒ１以上となるように熱間圧延を行う。これにより、その後の冷却によってオーステナイトからフェライトへ変態することにより組織は微細化する。微細化された状態でその後冷間圧延を施すと、張出再結晶（以下、バルジング）が発生しやすく、通常は成長しにくい｛１００｝結晶粒を成長させやすくすることができる。
また、本実施形態では、更に仕上げ圧延の最終パスを通過する際の温度（仕上げ温度）をＡｒ１以上とし、最終パスでの圧延完了から０．１秒以内に冷却速度が５０℃／秒〜５００℃／秒の条件で冷却を開始し、７００℃以下まで冷却するようにする。オーステナイトからフェライトへ変態することによっても結晶組織は微細化するが、本実施形態では、熱間圧延（仕上げ圧延）を完了して０．１秒以内に急冷することによってさらに結晶組織を微細化するようにしている。このように結晶組織をより微細化させることによって、その後の冷間圧延、中間焼鈍を経てバルジングを発生させやすくすることができる。
冷却速度が５０℃／秒未満だと、結晶組織が十分に微細化しないため、その後バルジングも十分に発生せず、｛１００｝結晶粒が十分に成長せず、磁束密度が十分に高くならない。また、冷却速度が５００℃／秒よりも大きくすることは、熱間圧延の設備として実現が困難である。冷却方法としては主に水冷が挙げられるが、スラリーなどを混入させて冷却してもよく、上述の冷却速度で制御できれば冷却方法は特に限定されない。
また、上述の冷却速度で７００℃以下まで冷却すれば、フェライトへの変態も完了する。
本実施形態では、熱間圧延程において、仕上げ圧延の最終パス後の板厚をｔｆ、最終パス前の板厚をｔ１、最終パス前の更に一工程前の板厚をｔ２としたときに、以下の（３）式且つ（４）式を満たす。
０．４＜ｔｆ／ｔ１＜０．８・・・（３）
０．４＜ｔ１／ｔ２＜０．８・・・（４）
０．４＜ｔｆ／ｔ１＜０．８・・・（３）
０．４＜ｔ１／ｔ２＜０．８・・・（４）
ｔｆ／ｔ１、ｔ１／ｔ２のいずれかが０．４以下となると、１つのパスで高い歪を与えることになり、鋼板が反ってしまし、熱間圧延時に鋼板の制御がむずかしくなる。。一方、ｔｆ／ｔ１、ｔ１／ｔ２のいずれかが０．８以上であると、歪を十分に与えることができず、動的再結晶という現象によって熱間圧延後の結晶粒径を十分に小さくすることができない。ここで、動的再結晶とは、圧延加工中に再結晶する現象のことである。一般的に熱間圧延では、仕上げ圧延時の圧下率が低いため与える歪量が少なく、加工後に再結晶をする(静的再結晶)。動的再結晶では再結晶の核となる箇所が多い、一方、静的再結晶では再結晶粒の核となる箇所が少ないという特徴がある。そのため、動的再結晶は静的再結晶よりも結晶粒径が小さくなる。具体的には動的再結晶を活用することで１０μm以下の平均結晶粒径を熱延板で実現できる。以上のように動的再結晶を利用すると、熱間圧延後の結晶粒径をより微細化することができるため、バルジングが発生しやすくすることができる。
その後、熱間圧延板焼鈍は行わずに巻き取り、酸洗を経て、熱間圧延鋼板に対して冷間圧延を行う。冷間圧延では圧下率を９５％とすることが好ましい。圧下率が９５％未満では、その後の｛１００｝結晶粒が成長しづらくなるため、磁気特性が低いままか、スキンパス等の増工程が必要となる。なお、圧下率が高いほどその後のバルジングによって｛１００｝結晶粒が成長しやすくなるが、熱間圧延鋼板の巻取りが困難になり、操業が困難になりやすくなる。
冷間圧延が終了すると、次に仕上げ焼鈍を行う。仕上げ焼鈍を経ることにより、無方向性電磁鋼板となる。本実施形態では、仕上げ焼鈍の温度をＡｃ１未満とし、仕上げ焼鈍の時間を１時間以内とする。これにより、高い冷延圧下率で微細にした結晶粒からバルジングを発生させる。なお、Ａｃ１以上ではこれまでの工程で作った微細粒が相変態により粗大な粒となり、｛１００｝方位粒が少なくなる。
仕上げ焼鈍が終了すると、所望の鉄鋼部材とすべく、無方向性電磁鋼板の成形加工等が行われる。そして、無方向性電磁鋼板からなる鉄鋼部材に成形加工等により生じた歪等を除去すべく、鉄鋼部材に歪取焼鈍を施す。
本実施形態に係る無方向性電磁鋼板（鉄鋼部材）では、上述の製造方法のうち、主に、熱間圧延時の大圧下による動的再結晶化、熱間圧延時の仕上げ圧延の最終パスの完了直後からの急冷、強冷延、及び低温焼鈍を組み合わせることにより、鋼組織における平均結晶粒径が５００μｍ以下の微細な値となり、４５°方向のＢ５０が１．９５Ｔ以上２．０４Ｔ以下（例えば２．０Ｔ）という高い磁束密度が得られ、優れた磁気特性が実現する。
以上のように本実施形態に係る無方向性電磁鋼板からなる鉄鋼部材を製造することができる。
本実施形態に係る無方向性電磁鋼板からなる鉄鋼部材は、例えば回転電機の鉄心に適用される。この場合、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板から個々の平板状薄板を切り出し、これらの平板状薄板を適宜積層することにより、回転電機に用いられる鉄心が作製される。
この鉄心は、優れた磁気特性を有する無方向性電磁鋼板が適用されているために鉄損が低く抑えられており、優れたトルクを有する回転電機が実現する。
この鉄心は、優れた磁気特性を有する無方向性電磁鋼板が適用されているために鉄損が低く抑えられており、優れたトルクを有する回転電機が実現する。
次に、本発明の実施形態に係る無方向性電磁鋼板について、実施例を示しながら具体的に説明する。以下に示す実施例は、本発明の実施形態に係る無方向性電磁鋼板のあくまでも一例にすぎず、本発明に係る無方向性電磁鋼板が下記の例に限定されるものではない。
（第１の実施例）
溶鋼を鋳造することにより、以下の表１に示す成分のインゴットを作製した。ここで、式左辺とは、前述の（１）式の左辺の値を表している。その後、作製したインゴットを１１５０℃まで加熱して熱間圧延を行った。そして、仕上げ圧延終了後に水冷し熱間圧延鋼板を巻き取った。この時の仕上げ圧延の最終パスの段階での温度（仕上温度）は８３０℃であり、すべてＡｒ１より大きい温度だった。なお、γ−α変態が起こらないＮｏ．１０８については、仕上温度を８５０℃とした。この時、仕上げの板厚ｔｆ、仕上げ一つ前のパスでの板厚ｔ１、仕上げ二つ前のパスでの板厚ｔ２は表１に示す。また、仕上げ圧延完了から水冷開始までの時間（ｓ）も表１に示す。ここで、０は最終パス出側ロールに冷却水がかかっている状態であったことを指す。
溶鋼を鋳造することにより、以下の表１に示す成分のインゴットを作製した。ここで、式左辺とは、前述の（１）式の左辺の値を表している。その後、作製したインゴットを１１５０℃まで加熱して熱間圧延を行った。そして、仕上げ圧延終了後に水冷し熱間圧延鋼板を巻き取った。この時の仕上げ圧延の最終パスの段階での温度（仕上温度）は８３０℃であり、すべてＡｒ１より大きい温度だった。なお、γ−α変態が起こらないＮｏ．１０８については、仕上温度を８５０℃とした。この時、仕上げの板厚ｔｆ、仕上げ一つ前のパスでの板厚ｔ１、仕上げ二つ前のパスでの板厚ｔ２は表１に示す。また、仕上げ圧延完了から水冷開始までの時間（ｓ）も表１に示す。ここで、０は最終パス出側ロールに冷却水がかかっている状態であったことを指す。
次に、熱間圧延鋼板において酸洗によりスケールを除去し、冷間圧延を行い、その時の圧下率を表１に示した。そして、無酸化雰囲気中で７００℃で３０秒の第１の焼鈍を行った。
次に、第１の焼鈍の後に、５５ｍｍ角の試料を剪断加工で作成した後、第２の焼鈍（歪取焼鈍）を８００℃ｘ２Ｈｒ．の条件で行った。その後、磁束密度Ｂ５０を測定した。測定試料は５５ｍｍ角の試料を圧延方向に４５°の方向に採取した。そして、試料を測定し、圧延方向に対して４５°、１３５°の磁束密度Ｂ５０をそれぞれ測定し、その平均値を表１に示す。
表１中の下線は、本発明の範囲から外れた条件を示している。発明例であるＮｏ．１０１〜Ｎｏ．１０７、Ｎｏ．１０９、Ｎｏ．１１０、Ｎｏ．１１２は、いずれも４５°方向の磁束密度Ｂ５０が良好な値であった。一方、比較例であるＮｏ．１０８はＳｉ濃度が高く、式左辺の値が０以下であり、α−γ変態しない組成であったことから、磁気密度Ｂ５０は低かった。比較例であるＮｏ．１１１は、熱延の最終パス、その前のパスで圧下率が低いため、磁束密度Ｂ５０が低かった。比較例であるＮｏ．１１３、Ｎｏ．１１４は熱間圧延における仕上げ圧延〜水冷開始までの時間が推奨条件よりも短いため、磁束密度Ｂ５０が低かった。比較例であるＮｏ．１１５、Ｎｏ．１１６は冷間圧延の圧下率が推奨条件よりも低いため、磁束密度Ｂ５０が低かった。
（第２の実施例）
溶鋼を鋳造することにより、以下の表２に示す成分のインゴットを作製した。ここで、式左辺とは、前述の（１）式の左辺の値を表している。その後、表３に示すように、作製したインゴットを１１５０℃まで加熱して熱間圧延を行った。そして、仕上げ圧延終了後に水冷し熱間圧延鋼板を巻き取った。この時の仕上げ圧延の最終パスの段階での温度（仕上温度）は８３０℃であり、すべてＡｒ１より大きい温度だった。この時、仕上げの板厚ｔｆ、仕上げ一つ前のパスでの板厚ｔ１、仕上げ二つ前のパスでの板厚ｔ２は表２に示す。また、仕上げ圧延完了から水冷開始までの時間（ｓ）も表２に示す。ここで、０は最終パス出側ロールに冷却水がかかっている状態であったことを指す。
溶鋼を鋳造することにより、以下の表２に示す成分のインゴットを作製した。ここで、式左辺とは、前述の（１）式の左辺の値を表している。その後、表３に示すように、作製したインゴットを１１５０℃まで加熱して熱間圧延を行った。そして、仕上げ圧延終了後に水冷し熱間圧延鋼板を巻き取った。この時の仕上げ圧延の最終パスの段階での温度（仕上温度）は８３０℃であり、すべてＡｒ１より大きい温度だった。この時、仕上げの板厚ｔｆ、仕上げ一つ前のパスでの板厚ｔ１、仕上げ二つ前のパスでの板厚ｔ２は表２に示す。また、仕上げ圧延完了から水冷開始までの時間（ｓ）も表２に示す。ここで、０は最終パス出側ロールに冷却水がかかっている状態であったことを指す。
次に、熱間圧延鋼板において酸洗によりスケールを除去し、冷間圧延を行い、その時の圧下率を表２に示した。そして、無酸化雰囲気中において７００℃で３０秒の第１の焼鈍を行った。
次に、第１の焼鈍の後に、５５ｍｍ角の試料を剪断加工で作成した後、第２の焼鈍（歪取焼鈍）を８００℃で２時間の条件で行った。その後、磁束密度Ｂ５０を測定した。測定試料は５５ｍｍ角の試料を圧延方向に４５°の方向に採取した。そして、試料を測定し、圧延方向に対して４５°、１３５°の磁束密度Ｂ５０をそれぞれ測定し、その平均値を表１に示す。
Ｎｏ．２０１〜Ｎｏ．２１４は全て発明例であり、いずれも磁気特性が良好であった。特に、Ｎｏ．２０２〜Ｎｏ．２０４はＮｏ．２０１、Ｎｏ．２０５〜Ｎｏ．２１４よりも磁束密度Ｂ５０が高かった。
Claims (9)
- 質量％で、
Ｃ：０．０１００％以下、
Ｓｉ：１．５０％〜４．００％、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．０００１％〜１．０％、
Ｓ：０．０１００％以下、
Ｎ：０．０１００％以下、
Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｐｔ、Ｐｂ、Ｃｕ、Ａｕからなる群から選ばれる１種以上：総計で２．５０％〜５．００％、
Ｓｎ：０．０００％〜０．４００％、
Ｓｂ：０．０００％〜０．４００％、
Ｐ：０．０００％〜０．４００％、及び
Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ、Ｃｄからなる群から選ばれる１種以上：総計で０．００００％〜０．０１００％を含有し、
Ｍｎ含有量（質量％）を［Ｍｎ］、Ｎｉ含有量（質量％）を［Ｎｉ］、Ｃｏ含有量（質量％）を［Ｃｏ］、Ｐｔ含有量（質量％）を［Ｐｔ］、Ｐｂ含有量（質量％）を［Ｐｂ］、Ｃｕ含有量（質量％）を［Ｃｕ］、Ａｕ含有量（質量％）を［Ａｕ］、Ｓｉ含有量（質量％）を［Ｓｉ］、ｓｏｌ．Ａｌ含有量（質量％）を［ｓｏｌ．Ａｌ］としたときに、以下の（１）式を満たし、
残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有し、
平均結晶粒径が５００μｍ以下である鋼組織を有し、
圧延方向から４５°傾いた方向におけるＢ５０の値をＢ５０Ｄ１、圧延方向から１３５°傾いた方向におけるＢ５０の値をＢ５０Ｄ２としたときに、以下の（２）式を満たすことを特徴とする無方向性電磁鋼板。
（［Ｍｎ］＋［Ｎｉ］＋［Ｃｏ］＋［Ｐｔ］＋［Ｐｂ］＋［Ｃｕ］＋［Ａｕ］）−（［Ｓｉ］＋［ｓｏｌ．Ａｌ］）＞０％ ・・・（１）
１．９５Ｔ＜（Ｂ５０Ｄ１＋Ｂ５０Ｄ２）／２＜２．０４Ｔ・・・（２） - 質量％で、
Ｓｎ：０．０２０％〜０．４００％、
Ｓｂ：０．０２０％〜０．４００％、及び
Ｐ：０．０２０％〜０．４００％
からなる群から選ばれる１種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の無方向性電磁鋼板。 - 質量％で、
Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ、Ｃｄからなる群から選ばれる１種以上：総計で０．０００５％〜０．０１００％を含有することを特徴とする請求項１又は２に記載の無方向性電磁鋼板。 - 請求項１〜３のいずれか１項に記載の無方向性電磁鋼板からなる鉄心を有することを特徴とする回転電機。
- 質量％で、
Ｃ：０．０１００％以下、
Ｓｉ：１．５０％〜４．００％、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．０００１％〜１．０％、
Ｓ：０．０１００％以下、
Ｎ：０．０１００％以下、
Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｐｔ、Ｐｂ、Ｃｕ、Ａｕからなる群から選ばれる１種以上：総計で２．５０％〜５．００％、
Ｓｎ：０．０００％〜０．４００％、
Ｓｂ：０．０００％〜０．４００％、
Ｐ：０．０００％〜０．４００％、及び
Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ、Ｃｄからなる群から選ばれる１種以上：総計で０．００００％〜０．０１００％を含有し、
Ｍｎ含有量（質量％）を［Ｍｎ］、Ｎｉ含有量（質量％）を［Ｎｉ］、Ｃｏ含有量（質量％）を［Ｃｏ］、Ｐｔ含有量（質量％）を［Ｐｔ］、Ｐｂ含有量（質量％）を［Ｐｂ］、Ｃｕ含有量（質量％）を［Ｃｕ］、Ａｕ含有量（質量％）を［Ａｕ］、Ｓｉ含有量（質量％）を［Ｓｉ］、ｓｏｌ．Ａｌ含有量（質量％）を［ｓｏｌ．Ａｌ］としたときに、以下の（１）式を満たし、
残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有する鋼材に対して熱間圧延を行う工程と、
前記熱間圧延後の前記鋼材に対して冷間圧延を行う工程と、
前記冷間圧延後に前記鋼材に対して第１の焼鈍を行う工程と、
前記第１の焼鈍後に前記鋼材に対して第２の焼鈍を行う工程と、
を有し、
前記熱間圧延を行う工程において、前記熱間圧延時の仕上げ圧延の最終パスを相変態点Ａｒ１以上の温度で行い、仕上げ圧延の最終パス後の板厚をｔｆ、前記最終パス前の板厚をｔ１、前記最終パス前の更に一工程前の板厚をｔ２としたときに、以下の（２）式且つ（３）式を満たし、
前記冷間圧延を圧下率９５％以上で行うことを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法。
（［Ｍｎ］＋［Ｎｉ］＋［Ｃｏ］＋［Ｐｔ］＋［Ｐｂ］＋［Ｃｕ］＋［Ａｕ］）−（［Ｓｉ］＋［ｓｏｌ．Ａｌ］）＞０％ ・・・（１）
０．４＜ｔｆ／ｔ１＜０．８ ・・・（２）
０．４＜ｔ１／ｔ２＜０．８ ・・・（３） - 前記熱間圧延を行う工程において、仕上げ圧延の最終パスの完了から０．１秒間以内に冷却速度が５０℃／秒〜５００℃／秒の条件で冷却を開始し、前記鋼材の温度を７００℃以下まで冷却することを特徴とする請求項５に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
- 前記第１の焼鈍と第２の焼鈍は、Ａｃ１未満の温度で行うことを特徴とする請求項５又は６に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
- 前記鋼材は、
質量％で、
Ｓｎ：０．０２０％〜０．４００％、
Ｓｂ：０．０２０％〜０．４００％、及び
Ｐ：０．０２０％〜０．４００％
からなる群から選ばれる１種以上を含有することを特徴とする請求項５〜７のいずれか１項に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。 - 前記鋼材は、
質量％で、
Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ、Ｃｄからなる群から選ばれる１種以上：総計で０．０００５％〜０．０１００％を含有することを特徴とする請求項５〜８のいずれか１項に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
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