WO2021095846A1 - 無方向性電磁鋼板 - Google Patents

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WO2021095846A1
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flux density
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steel sheet
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鉄州 村川
美穂 冨田
藤村　浩志
智 鹿野
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日本製鉄株式会社
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Definitions

  • the present invention relates to non-oriented electrical steel sheets. This application has priority based on Japanese Patent Application No. 2019-206709 filed in Japan on November 15, 2019, and Japanese Patent Application No. 2019-20683 filed in Japan on November 15, 2019. Insist and use its contents here.
  • the non-oriented electrical steel sheet is used for the iron core of a motor, for example, and for the non-oriented electrical steel sheet, the average in all directions parallel to the plate surface (hereinafter, “overall circumference average in the plate surface (omnidirectional average)). ”), which requires excellent magnetic properties, such as low iron loss and high magnetic flux density.
  • all circumference average in the plate surface omnidirectional average
  • various techniques have been proposed so far, it is difficult to obtain sufficient magnetic characteristics in all directions in the plate surface. For example, even if sufficient magnetic characteristics can be obtained in a specific direction within the plate surface, sufficient magnetic characteristics may not be obtained in other directions.
  • Patent Document 3 discloses a technique for developing ⁇ 100 ⁇ crystal grains by utilizing phase transformation for the purpose of improving magnetic properties.
  • this method it is necessary to increase the plate thickness after hot rolling to about 4 mm as in the example of Patent Document 3. This thickness makes it difficult to wind the hot-rolled steel sheet after hot-rolling, and there is a problem that winding in the pickling process and line operation become difficult.
  • an object of the present invention is to provide a non-oriented electrical steel sheet capable of obtaining excellent magnetic characteristics with an all-around average (omnidirectional average).
  • the non-oriented electrical steel sheet according to one aspect of the present invention is by mass% C: 0.010% or less, Si: 1.50% to 4.00%, sol. Al: 0.0001% to 1.0%, S: 0.010% or less, N: 0.010% or less, One or more selected from the group consisting of Mn, Ni, Co, Pt, Pb, Cu, Au: 2.50% to 5.00% in total, Sn: 0.000% to 0.400%, Sb: 0.000% to 0.400%, P: 0.000% to 0.400%, and one or more selected from the group consisting of Mg, Ca, Sr, Ba, Ce, La, Nd, Pr, Zn, Cd: 0.0000% in total Contains ⁇ 0.0100%, Mn content (mass%) is [Mn], Ni content (mass%) is [Ni], Co content (mass%) is [Co], Pt content (mass%) is [Pt], Pb content The amount (mass%) is [Pb], the Cu content (mass%) is [Cu], the Au content
  • the Al content (% by mass) was changed to [sol.
  • [Al] is set, the following equation (1) is satisfied.
  • the balance has a chemical composition of Fe and impurities It has a metal structure with a recrystallization rate of 1% to 99% and a plate thickness of 0.50 mm or less.
  • the magnetic flux density B50 is measured after annealing at 800 ° C. for 2 hours, the magnetic flux density B50 in the 45 ° direction with respect to the rolling direction is 1.75 T or more. ([Mn] + [Ni] + [Co] + [Pt] + [Pb] + [Cu] + [Au])-([Si] + [sol.Al])> 0% ...
  • the recrystallization rate may be 50% to 99%.
  • the recrystallization rate may be 80% to 99%.
  • the present inventors came up with the present invention as a result of further diligent studies based on such findings.
  • the chemical composition of the non-oriented electrical steel sheet according to the embodiment of the present invention and the steel material used in the manufacturing method thereof will be described.
  • “%” which is a unit of the content of each element contained in non-oriented electrical steel sheets or steel materials, means “mass%” unless otherwise specified.
  • the chemical composition of the non-oriented electrical steel sheet shows the content when the base material excluding the film or the like is 100%.
  • the non-oriented electrical steel sheet and steel material according to the present embodiment have a chemical composition capable of causing a ferrite-austenite transformation (hereinafter, ⁇ - ⁇ transformation), and have a C: 0.010% or less and Si: 1.50% or more. 4.00%, sol.
  • Al 0.0001% to 1.0%, S: 0.010% or less, N: 0.010% or less, Mn, Ni, Co, Pt, Pb, Cu, Au
  • Sn 0.000% to 0.400%
  • Sb 0.000% to 0.400%
  • P 0.000% to 0.400%
  • Mg a chemical composition consisting of Fe and impurities.
  • the non-oriented electrical steel sheets and steel materials according to this embodiment are further described in Mn, Ni, Co, Pt, Pb, Cu, Au, Si and sol.
  • the Al content satisfies a predetermined condition described later.
  • impurities include those contained in raw materials such as ore and scrap, and those contained in the manufacturing process.
  • C (C: 0.010% or less) C increases iron loss and causes magnetic aging. Therefore, the lower the C content, the better. Such a phenomenon is remarkable when the C content exceeds 0.010%. Therefore, the C content is set to 0.010% or less.
  • the reduction of the C content also contributes to the uniform improvement of the magnetic properties in all directions in the plate surface.
  • the lower limit of the C content is not particularly limited, it is preferably 0.0005% or more in consideration of the cost of decarburization treatment at the time of refining.
  • Si 1.50% to 4.00% Si increases the electrical resistance, reduces the eddy current loss, reduces the iron loss, increases the yield ratio, and improves the punching workability to the iron core. If the Si content is less than 1.50%, these effects cannot be sufficiently obtained. Therefore, the Si content is 1.50% or more. On the other hand, when the Si content exceeds 4.00%, the magnetic flux density decreases, the punching workability decreases due to an excessive increase in hardness, and cold rolling becomes difficult. Therefore, the Si content is set to 4.00% or less.
  • sol.Al 0.0001% to 1.0% sol.
  • Al increases electrical resistance, reduces eddy current loss, and reduces iron loss.
  • sol. Al also contributes to the improvement of the relative magnitude of the magnetic flux density B50 with respect to the saturation magnetic flux density. sol. If the Al content is less than 0.0001%, these effects cannot be sufficiently obtained. Al also has a desulfurization promoting effect in steelmaking. Therefore, sol. The Al content is 0.0001% or more. On the other hand, sol. When the Al content exceeds 1.0%, the magnetic flux density is lowered, the yield ratio is lowered, and the punching workability is lowered. Therefore, sol. The Al content is 1.0% or less.
  • the magnetic flux density B50 is the magnetic flux density in a magnetic field of 5000 A / m.
  • S is not an essential element and is contained as an impurity in steel, for example. S inhibits recrystallization and grain growth during annealing due to the precipitation of fine MnS. Therefore, the lower the S content, the better. The increase in iron loss and the decrease in magnetic flux density due to the inhibition of recrystallization and grain growth are remarkable when the S content exceeds 0.010%. Therefore, the S content is set to 0.010% or less.
  • the lower limit of the S content is not particularly limited, it is preferably 0.0003% or more in consideration of the cost of desulfurization treatment at the time of refining.
  • N 0.010% or less Since N deteriorates the magnetic properties as in C, the lower the N content, the better. Therefore, the N content is 0.010% or less.
  • the lower limit of the N content is not particularly limited, it is preferably 0.0010% or more in consideration of the cost of denitrification treatment at the time of refining.
  • Mn, Ni, Co, Pt, Pb, Cu, Au are elements necessary for causing ⁇ - ⁇ transformation, at least one or more of these elements are contained in a total of 2.50% or more. Need to be included. Further, the content of these elements is more preferably more than 2.50% in total for at least one or a plurality of these elements from the viewpoint of increasing the electric resistance and reducing the iron loss. On the other hand, if the total content of these elements exceeds 5.00%, the cost becomes high and the magnetic flux density may decrease. Therefore, at least one of these elements should be 5.00% or less in total.
  • the non-oriented electrical steel sheet and the steel material according to the present embodiment are further satisfied with the following conditions as conditions under which ⁇ - ⁇ transformation can occur. That is, the Mn content (mass%) is [Mn], the Ni content (mass%) is [Ni], the Co content (mass%) is [Co], and the Pt content (mass%) is [Pt].
  • Pb content (mass%) is [Pb]
  • Cu content (mass%) is [Cu]
  • Au content (mass%) is [Au]
  • Si content (mass%) is [Si] sol.
  • the Al content (% by mass) was changed to [sol. When it is set to Al], it is assumed that the following equation (1) is satisfied in terms of mass%.
  • Sn and Sb improve the texture after cold rolling and recrystallization, and improve the magnetic flux density thereof. Therefore, these elements may be contained if necessary, but if they are contained in an excessive amount, the steel is embrittled. Therefore, both the Sn content and the Sb content are set to 0.400% or less. Further, P may be contained in order to secure the hardness of the steel sheet after recrystallization, but if it is excessively contained, it causes embrittlement of the steel. Therefore, the P content is set to 0.400% or less.
  • Mg, Ca, Sr, Ba, Ce, La, Nd, Pr, Zn, and Cd react with S in the molten steel during casting to form sulfides, acid sulfides or both precipitates.
  • Mg, Ca, Sr, Ba, Ce, La, Nd, Pr, Zn and Cd may be collectively referred to as "coarse precipitate-forming element".
  • the particle size of the precipitate of the coarse precipitate-forming element is about 1 ⁇ m to 2 ⁇ m, which is much larger than the particle size of fine precipitates such as MnS, TiN, and AlN (about 100 nm). Therefore, these fine precipitates adhere to the precipitates of coarse precipitate-forming elements, and it becomes difficult to inhibit recrystallization and growth of crystal grains in annealing such as intermediate annealing.
  • the total amount of coarse precipitate-forming elements is preferably 0.0005% or more.
  • the total amount of these elements exceeds 0.0100%, the total amount of sulfide, acid sulfide, or both of them becomes excessive, and recrystallization and grain growth in annealing such as intermediate annealing are inhibited. Therefore, the total content of the coarse precipitate-forming element is 0.0100% or less.
  • the non-oriented electrical steel sheet according to this embodiment has a chemical composition capable of causing ⁇ - ⁇ transformation, and when hot rolling is completed and then cooled, austenite is changed to ferrite. It transforms and the crystal structure becomes finer.
  • the non-oriented electrical steel sheet of the present embodiment has a metal structure having a recrystallization rate of 1% to 99%. Leaving a part of unrecrystallized crystals in this way further improves the magnetic flux density B50. The reason for controlling in this way is to reduce the abundance ratio of recrystallized grains having a crystal orientation other than the ⁇ 100 ⁇ crystal orientation that is desired to be developed from the viewpoint of magnetic properties.
  • the recrystallization rate is preferably 55% to 95%, and more preferably 80% to 90%.
  • the thickness of the non-oriented electrical steel sheet according to this embodiment is 0.50 mm or less. If the thickness exceeds 0.50 mm, excellent high-frequency iron loss cannot be obtained. Therefore, the thickness is set to 0.50 mm or less. Further, from the viewpoint of facilitating production, the thickness of the non-oriented electrical steel sheet according to the present embodiment is more preferably 0.10 mm or more.
  • the non-oriented electrical steel sheet according to the present embodiment may have a strain distribution so that a high magnetic flux density can be obtained in all directions as a whole.
  • the area ratio of the ⁇ 100 ⁇ orientation grain is Sac
  • the area ratio of the ⁇ 110 ⁇ orientation grain is Sag
  • the area ratio of 100 ⁇ azimuth grains is Sbc
  • the area ratio of ⁇ 110 ⁇ azimuth grains in the same region is Sbg
  • Sac> Sbc> Sag> Sbg it is more preferable that Sac> Sbc> Sag> Sbg.
  • the ⁇ 100 ⁇ crystal grain (or ⁇ 110 ⁇ crystal grain) is a crystal grain defined within 10 ° of tolerance from the target crystal orientation.
  • the ⁇ 100 ⁇ crystal grain (or ⁇ 110 ⁇ crystal grain, etc.) and the ⁇ 100 ⁇ directional grain (or ⁇ 110 ⁇ directional grain, etc.) have the same meaning.
  • the area ratio of crystal grains on the polished surface of the material polished so that the plate thickness of the steel plate is halved can be obtained by, for example, the EBSD method.
  • the KAM value can be obtained by calculating IPF (Inverse Pole Figure) from the observation field of view of EBSD.
  • the KAM value indicates the orientation difference between a certain measurement point and an adjacent measurement point within the same grain.
  • the KAM value becomes high in places where there is a lot of distortion.
  • the measurement point is an area composed of arbitrary pixels.
  • the region from the high KAM side to 20% means the region occupying the frequency from the high KAM side to 20% in the graph obtained by converting the frequency diagram of the KAM value into the cumulative frequency diagram.
  • Sac> Sag in the above inequality indicates that the proportion of ⁇ 100 ⁇ directional grains is larger than that of ⁇ 110 ⁇ directional grains. Annealing after the skin pass facilitates the growth of both ⁇ 100 ⁇ oriented grains and ⁇ 110 ⁇ oriented grains.
  • the magnetic characteristics of the whole circumference average of the ⁇ 100 ⁇ directional grain are superior to those of the ⁇ 110 ⁇ directional grain, it is more preferable to increase the number of the ⁇ 100 ⁇ directional grain.
  • Sbc> Sbg in the high strain region indicates that the proportion of ⁇ 100 ⁇ directional grains is larger than that of ⁇ 110 ⁇ directional grains. Annealing after the skin pass facilitates the growth of both ⁇ 100 ⁇ oriented grains and ⁇ 110 ⁇ oriented grains.
  • Sbc> Sbg in the high strain region indicates that the proportion of ⁇ 100 ⁇ directional grains is larger than that of ⁇ 110 ⁇ directional grains.
  • Sac> Sbc means that there are relatively few regions with a lot of distortion in the ⁇ 100 ⁇ orientation grain. It is known that in the annealing after the skin pass, the grains with less strain eat the grains with more strain. Therefore, this inequality means that ⁇ 100 ⁇ oriented grains are likely to grow.
  • the KAM value is a value measured by the EBSD method, and the KAM value at a portion having a lot of distortion is higher than that around the portion. The same applies to the relationship of Sag> Sbg.
  • the magnetic characteristics of the non-oriented electrical steel sheet according to this embodiment will be described.
  • the magnetic flux density is measured after the non-oriented electrical steel sheet according to the present embodiment is further annealed at 800 ° C. for 2 hours.
  • the non-oriented electrical steel sheet according to the present embodiment has the best magnetic characteristics in two directions in which the smaller angle of the rolling direction is 45 °.
  • the magnetic characteristics are the worst in the two directions in which the angles formed with the rolling direction are 0 ° and 90 °.
  • the "45 °" is a theoretical value, and it may not be easy to match it with 45 ° in actual manufacturing.
  • the magnetic characteristics in the two directions having the best magnetic characteristics are the same, but in actual manufacturing, it may not be easy to make the magnetic characteristics in the two directions the same. Therefore, theoretically, if the magnetic properties in the two directions having the best magnetic properties are the same, the "same” includes those that are not (exactly) the same. This is also the case in the two directions with the worst magnetic properties.
  • the above angles are expressed assuming that the angles in both the clockwise and counterclockwise directions have positive values. When the clockwise direction is a negative direction and the counterclockwise direction is a positive direction, the two directions in which the smaller angle of the above-mentioned rolling directions is 45 ° are the above-mentioned rolling directions.
  • the angle with the smaller absolute value is 45 ° and ⁇ 45 ° in two directions. Further, the two directions in which the smaller angle formed with the rolling direction is 45 ° can be described as two directions in which the angles formed with the rolling direction are 45 ° and 135 °.
  • the magnetic flux density B50 (corresponding to B50D1 and B50D2) in the 45 ° direction with respect to the rolling direction is 1.75T or more.
  • the magnetic flux density in the 45 ° direction with respect to the rolling direction is high, but a high magnetic flux density can be obtained even in the all-around average (omnidirectional average).
  • the value of the magnetic flux density B50 in the rolling direction after being annealed at 800 ° C. for 2 hours is B50L
  • the value of the magnetic flux density B50 in the direction inclined by 45 ° from the rolling direction is B50D1.
  • B50C the value of the magnetic flux density B50 in the direction inclined by 90 ° from the rolling direction
  • B50D2 the value of the magnetic flux density B50 in the direction inclined by 135 ° from the rolling direction
  • B50D1 and B50D2 are the highest
  • B50L and B50C are the lowest. Anisotropy of magnetic flux density is observed.
  • the rolling directions are 0 ° (one direction) and 180.
  • B50D1 is the value of the magnetic flux densities B50 of 45 ° and 225 °
  • B50D2 is the value of the magnetic flux densities B50 of 135 ° and 315 °.
  • B50L is the value of the magnetic flux densities B50 of 0 ° and 180 °
  • B50C is the value of the magnetic flux densities B50 of 90 ° and 270 °.
  • B50D1 and B50D2 may not exactly match because it may not be easy to make the magnetic characteristics the same in actual manufacturing.
  • B50L and B50C may not exactly match.
  • one of the rolling directions and the other cannot be distinguished. Therefore, in the present embodiment, the rolling direction means both one and the other.
  • non-oriented electrical steel sheet according to the present embodiment can be more preferably used as a split iron core type motor material by satisfying the following equation (3).
  • the magnetic flux density can be measured by cutting out a 55 mm square sample from the rolling direction such as 45 ° and 0 ° and using a single plate magnetic measuring device.
  • the steel material is heated and hot-rolled.
  • the steel material is, for example, a slab manufactured by ordinary continuous casting.
  • Rough rolling and finish rolling of hot rolling are performed at a temperature in the ⁇ region (Ar1 temperature or higher). That is, it is preferable to perform hot rolling so that the temperature (finishing temperature) when passing through the final pass of finish rolling is Ar1 temperature or higher.
  • the crystal structure is refined by transforming austenite to ferrite by subsequent cooling. If cold rolling is subsequently performed in a state where the crystal structure is refined, bulging is likely to occur, and ⁇ 100 ⁇ crystal grains that are normally difficult to grow can be easily grown.
  • the Ar1 temperature is obtained from the change in thermal expansion of the steel material (steel plate) being cooled at an average cooling rate of 1 ° C./sec. Further, in the present embodiment, the Ac1 temperature is obtained from the change in thermal expansion of the steel material (steel plate) being heated at an average heating rate of 1 ° C./sec.
  • the temperature at the time of winding is preferably more than 250 ° C and 600 ° C or less.
  • the temperature at the time of winding is more preferably 400 ° C. to 500 ° C., further preferably 400 ° C. to 480 ° C.
  • the hot-rolled steel sheet is cold-rolled.
  • the rolling reduction is preferably 80% to 92%. The higher the rolling reduction ratio, the easier it is for ⁇ 100 ⁇ crystal grains to grow due to subsequent bulging, but it becomes more difficult to wind the hot-rolled steel sheet and the operation becomes more difficult.
  • the recrystallization rate is set to 1% to 99% by controlling the intermediate annealing temperature to be lower than the Ac1 temperature. If the intermediate annealing temperature is too low, recrystallization may not occur and bulging may not occur. Therefore, ⁇ 100 ⁇ crystal grains may not grow sufficiently and the magnetic flux density may not increase. Therefore, the temperature of intermediate annealing is preferably 600 ° C. or higher. Further, when the intermediate annealing temperature is Ac1 temperature or higher, the recrystallization rate of ferrite is close to 100%, but the presence of recrystallized grains having a crystal orientation other than the ⁇ 100 ⁇ crystal orientation that should be developed from the viewpoint of magnetic characteristics.
  • the magnetic flux density is not high. Balging occurs by performing intermediate annealing, and ⁇ 100 ⁇ crystal grains are likely to grow. However, in the present embodiment, ⁇ 100 ⁇ crystal grains are further grown by further mixing unrecrystallized and recrystallized. Can be done.
  • the intermediate annealing time is preferably 5 to 60 seconds.
  • the recrystallization rate is preferably 50% or more at the time after intermediate annealing from the viewpoint that ⁇ 100 ⁇ oriented grains are more likely to grow after finish annealing or strain relief annealing.
  • the rolling reduction of skin pass rolling is preferably 5% to 25%, and from the viewpoint of obtaining anisotropy with high magnetic flux density, the rolling reduction of skin pass rolling is more preferably 5% to 15%.
  • the rolling reduction rate (%) for cold rolling is Rm and the rolling reduction rate (%) for skin pass rolling is Rs. , 86 ⁇ Rm + 0.2 ⁇ Rs ⁇ 92, and it is preferable to adjust the rolling reduction of cold rolling and skin pass rolling so as to satisfy 5 ⁇ Rs ⁇ 20.
  • non-oriented electrical steel sheets are molded to obtain desired steel members. Then, in order to remove the strain or the like generated by the forming process (for example, punching) of the steel member made of the non-oriented electrical steel sheet, the steel member may be subjected to strain relief annealing.
  • the temperature of the strain annealing is about 800 ° C. and the time of the strain annealing is about 2 hours.
  • the non-oriented electrical steel sheet according to this embodiment can be manufactured.
  • the steel member made of non-oriented electrical steel sheets according to this embodiment is applied to, for example, the iron core (motor core) of a rotary electric machine.
  • individual flat plate-shaped thin plates are cut out from the non-oriented electrical steel sheets according to the present embodiment, and these flat plate-shaped thin plates are appropriately laminated to produce an iron core used for a rotary electric machine. Since a non-oriented electrical steel sheet having excellent magnetic characteristics is applied to this iron core, iron loss is suppressed to a low level, and a rotary electric machine having excellent torque is realized.
  • the steel member made of non-oriented electrical steel sheets according to the present embodiment can be applied to products other than the iron cores of rotary electric machines, for example, iron cores such as linear motors and stationary machines (reactors and transformers).
  • non-oriented electrical steel sheet according to the embodiment of the present invention will be specifically described with reference to examples.
  • the examples shown below are merely examples of the non-oriented electrical steel sheets according to the embodiment of the present invention, and the non-oriented electrical steel sheets according to the present invention are not limited to the following examples.
  • the scale was removed from the hot-rolled steel sheet by pickling, and cold rolling was performed until the plate thickness was 1.1 times the target plate thickness (0.110 to 0.550 mm). Then, intermediate annealing was performed for 30 seconds in a non-oxidizing atmosphere, and the temperature of intermediate annealing was controlled in the range of 550 to 800 ° C. so as to obtain the recrystallization rate shown in Table 1. Next, a second cold rolling (skin pass rolling) was performed until the target plate thickness (0.10 to 0.50 mm) was reached. However, No. 117 was cold-rolled to a thickness of 0.360 mm, and after intermediate annealing, a second cold-roll was performed until it became 0.35 mm.
  • strain relief annealing was performed at 800 ° C. for 2 hours, and the magnetic flux density B50 was measured.
  • a 55 mm square sample was taken in two directions of 0 ° and 45 ° in the rolling direction.
  • the magnetic flux densities B50 of these two types of samples are measured, the value of the magnetic flux density B50 in the direction inclined by 45 ° with respect to the rolling direction is set to B50D1, and the magnetic flux density B50 in the direction inclined by 135 ° with respect to the rolling direction.
  • the value was B50D2, the value of the magnetic flux density B50 in the rolling direction was B50L, and the value of the magnetic flux density B50 in the direction inclined by 90 ° with respect to the rolling direction was B50C. Further, the average value of B50D1, B50D2, B50L, and B50C was taken as the all-around average of the magnetic flux density B50.
  • the scale was removed from the hot-rolled steel sheet by pickling, and cold rolling was performed at a rolling reduction of 85% until the sheet thickness became 0.385 mm. Then, intermediate annealing was performed for 30 seconds in a non-oxidizing atmosphere, and the temperature of intermediate annealing was controlled so that the recrystallization rate was 85%. Then, a second cold rolling (skin pass rolling) was performed until the plate thickness became 0.35 mm at a rolling reduction of 9%. However, No. 215 was cold-rolled to a thickness of 0.360 mm, and after intermediate annealing, a second cold-roll was performed until it became 0.35 mm.
  • strain relief annealing was performed at 800 ° C. for 2 hours, and the magnetic flux density B50 in each direction and the magnetic flux density in each direction were as in the first embodiment.
  • the iron loss W10 / 400 was measured.
  • the magnetic flux density B50 was measured in the same procedure as in the first embodiment.
  • the iron loss W10 / 400 was measured as the energy loss (W / kg) of the whole circumference average generated in the sample when an alternating magnetic field of 400 Hz was applied so that the maximum magnetic flux density was 1.0 T.
  • the scale was removed from the hot-rolled steel sheet by pickling, and cold rolling was performed at a rolling reduction of 85% until the sheet thickness became 0.385 mm. Then, intermediate annealing was performed for 30 seconds in a non-oxidizing atmosphere, and the temperature of intermediate annealing was controlled so that the recrystallization rate was 85%. Then, a second cold rolling (skin pass rolling) was performed until the plate thickness became 0.35 mm at a rolling reduction of 9%.
  • strain relief annealing was performed at 800 ° C. for 2 hours, and the magnetic flux density B50 and the iron loss W10 / 400 were measured.
  • the magnetic flux density B50 in each direction was measured by the same procedure as in the first embodiment.
  • the iron loss W10 / 400 was measured as the energy loss (W / kg) of the whole circumference average generated in the sample when an alternating magnetic field of 400 Hz was applied so that the maximum magnetic flux density was 1.0 T.
  • the underlined in Table 6 shows the conditions outside the scope of the present invention.
  • No. which is an example of the invention.
  • the magnetic flux density B50 was a good value in both the 45 ° direction and the all-around average.
  • the magnetic density B50 was low and less than 1.75 T because the take-up temperature was out of the optimum range.
  • the chemical composition, hot rolling conditions, cold rolling conditions, annealing conditions and recrystallization rate are appropriately controlled.
  • the present invention it is extremely useful in industry because it is possible to provide a non-oriented electrical steel sheet capable of obtaining excellent magnetic properties with an all-around average (omnidirectional average).

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Abstract

質量％で、Ｃ：０．０１０％以下、Ｓｉ：１．５０％～４．００％、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種又は複数種：総計で２．５０％～５．００％、を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有し、再結晶率が１％～９９％である金属組織で、かつ、板厚が０．５０ｍｍ以下であり、８００℃で２時間焼鈍した後に磁束密度Ｂ５０を測定した場合に、圧延方向に対して４５°方向の磁束密度Ｂ５０が１．７５Ｔ以上である無方向性電磁鋼板を提供する。

Description

無方向性電磁鋼板
　本発明は、無方向性電磁鋼板に関する。
　本願は、２０１９年１１月１５日に、日本に出願された特願２０１９－２０６７０９号、並びに、２０１９年１１月１５日に、日本に出願された特願２０１９－２０６８１３号、に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
　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。
　例えば、特許文献３には、磁気特性向上を目的として、相変態を利用して｛１００｝結晶粒を発達させる技術が開示されている。しかしながら、この方法では特許文献３の実施例にあるように熱間圧延後の板厚を４ｍｍ程度に厚くする必要がある。この厚みは熱間圧延後の熱間圧延鋼板を巻き取り難く、酸洗工程での巻取りや、ライン操業が困難になるという課題がある。
特許第４０２９４３０号公報 特許第６３１９４６５号公報 特開２０１７－１９３７３１号公報
　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を提供することを目的とする。
　（１）本発明の一態様に係る無方向性電磁鋼板は、
　質量％で、
　Ｃ：０．０１０％以下、
　Ｓｉ：１．５０％～４．００％、
　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種又は複数種：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種又は複数種：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および不純物からなる化学組成を有し、
　再結晶率が１％～９９％である金属組織で、かつ、板厚が０．５０ｍｍ以下であり、
　８００℃で２時間焼鈍した後に磁束密度Ｂ５０を測定した場合に、圧延方向に対して４５°方向の磁束密度Ｂ５０が１．７５Ｔ以上であることを特徴とする。
　（［Ｍｎ］＋［Ｎｉ］＋［Ｃｏ］＋［Ｐｔ］＋［Ｐｂ］＋［Ｃｕ］＋［Ａｕ］）－（［Ｓｉ］＋［ｓｏｌ．Ａｌ］）＞０％　　　・・・（１）
（２）上記（１）に記載の無方向性電磁鋼板では、
　８００℃で２時間焼鈍した後の、圧延方向における磁束密度Ｂ５０の値をＢ５０Ｌ、圧延方向から４５°傾いた方向における磁束密度Ｂ５０の値をＢ５０Ｄ１、圧延方向から９０°傾いた方向における磁束密度Ｂ５０の値をＢ５０Ｃ、圧延方向から１３５°傾いた方向における磁束密度Ｂ５０の値をＢ５０Ｄ２としたときに、以下の（２）式を満たしてもよい。
　（Ｂ５０Ｄ１＋Ｂ５０Ｄ２）／２＞（Ｂ５０Ｌ＋Ｂ５０Ｃ）／２・・・（２）
（３）上記（２）に記載の無方向性電磁鋼板では、
　以下の（３）式を満たしてもよい。
　（Ｂ５０Ｄ１＋Ｂ５０Ｄ２）／２＞１．１×（Ｂ５０Ｌ＋Ｂ５０Ｃ）／２・・・（３）
（４）上記（１）から（３）のいずれか１項に記載の無方向性電磁鋼板では、
　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種又は複数種を含有してもよい。
（５）上記（１）から（４）のいずれか１項に記載の無方向性電磁鋼板では、
　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種又は複数種：総計で０．０００５％～０．０１００％を含有してもよい。
（６）上記（１）～（５）のいずれか１項に記載の無方向性電磁鋼板では、
　前記金属組織において、再結晶率が５０％～９９％であってもよい。
（７）上記（１）～（６）のいずれか１項に記載の無方向性電磁鋼板では、
　前記金属組織において、再結晶率が８０％～９９％であってもよい。
　本発明によれば、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できる。
　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、厚さ及び再結晶率を適切なものとすることが重要であることが明らかになった。このような無方向性電磁鋼板の製造には、α－γ変態系の化学組成を前提とし、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結晶組織を微細化し、さらに冷間圧延を所定の圧下率とし、中間焼鈍の温度を所定の範囲内に制御して張出再結晶（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、本発明に想到した。
　以下、本発明の実施形態について詳細に説明する。なお、本明細書中において、「～」を用いて表される数値範囲は、「～」の前後に記載される数値を下限値及び上限値として含む範囲を意味する。また、以下の実施形態の各要素は、それぞれの組み合わせが可能であることは自明である。
　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。また、無方向性電磁鋼板の化学組成は、皮膜等を除いた母材を１００％とした場合の含有量を示す。
　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：０．０１０％以下、Ｓｉ：１．５０％～４．００％、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種又は複数種：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種又は複数種：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。
　本実施形態に係る無方向性電磁鋼板及び鋼材は、さらに、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｐｔ、Ｐｂ、Ｃｕ、Ａｕ、Ｓｉおよび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：０．０１０％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０．０１０％超で顕著である。このため、Ｃ含有量は０．０１０％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。
　（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。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。
　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。
　（Ｓ：０．０１０％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０．０１０％超で顕著である。このため、Ｓ含有量は０．０１０％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０．０１０％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種又は複数種：総計で２．５０％～５．００％）
　Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｐｔ、Ｐｂ、Ｃｕ、Ａｕ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種又は複数種を総計で２．５０％以上含有させる必要がある。また、これらの元素の含有量は、電気抵抗を上げて鉄損を下げるという観点から、これらの元素の少なくとも１種又は複数種を総計で２．５０％超とすることがより好ましい。一方で、これらの元素の含有量が総計で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、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板及び鋼材は、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）式を満たすものとする。
　（［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。
　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種又は複数種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種又は複数種：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、中間焼鈍などの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、粗大析出物生成元素の総計が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、中間焼鈍などの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金属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、熱間圧延が完了してその後冷却されると、オーステナイトからフェライトに変態し、結晶組織が微細化する。さらに本実施形態の無方向性電磁鋼板は、再結晶率が１％～９９％の金属組織を有する。このように一部未再結晶を残すと、磁束密度Ｂ５０がより向上する。このように制御する理由は、磁気特性の観点から発達してほしい｛１００｝結晶方位以外の結晶方位を有する再結晶粒の存在比率を少なくするためである。
　再結晶率が１％未満、もしくは再結晶率が９９％超では、磁束密度の向上効果が得られない。なお、好ましくは再結晶率が５５％～９５％であり、さらに好ましくは再結晶率が８０％～９０％である。
　なお、無方向性電磁鋼板の再結晶率は以下の手順によって特定することができる。まず、無方向性電磁鋼板から採取した試料の板厚が１／２になるように研磨し、その研磨面を電子線後方散乱回折（ＥＢＳＤ：Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｂａｃｋ　Ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ　Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）法にて観察を行う。そして以下の（ａ）、（ｂ）のいずれか一つの条件でも満たした粒を未再結晶部として判定し、未再結晶率＝未再結晶部の面積／観察視野全体の面積で計算する。
（ａ）結晶粒の平均粒径が３００μｍ超のもの。
（ｂ）結晶粒のアスペクト比において（圧延方向の長さ）／（圧延方向から９０度の方向の長さ）＞２を満たすもの。なお、観察視野は８ｍｍ２以上の範囲を観察する。
　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。また、製造を容易にするという観点からは、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板の厚さは、０．１０ｍｍ以上であることがより好ましい。
　また、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板は、さらに全体的に全方向に対して高い磁束密度が得られるような歪の分布を有するようにしてもよい。例えば、任意の断面を観察した時に｛１００｝方位粒の面積率をＳａｃ、｛１１０｝方位粒の面積率をＳａｇとし、ＫＡＭ（Ｋｅｒｎｅｌ　Ａｖｅｒａｇｅ　Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ）値が高い側から２０％までの領域における｛１００｝方位粒の面積率Ｓｂｃ、同領域における｛１１０｝方位粒の面積率をＳｂｇとしたとき、Ｓａｃ＞Ｓｂｃ＞Ｓａｇ＞Ｓｂｇとなっていることがより好ましい。｛１００｝結晶粒（又は｛１１０｝結晶粒）とは、対象となる結晶方位から裕度(Ｔｏｌｅｒａｎｃｅ)１０°以内で定義される結晶粒である。なお、｛１００｝結晶粒（あるいは｛１１０｝結晶粒等）と｛１００｝方位粒（あるいは｛１１０｝方位粒等）は、同じ意味である。
　ここで、上記の関係を求めるためには、鋼板の板厚が１／２になるように研磨した材料の研磨面における結晶粒の面積率を例えばＥＢＳＤ法により求めることが出来る。また、ＫＡＭ値はＥＢＳＤの観察視野からＩＰＦ（Ｉｎｖｅｒｓｅ　Ｐｏｌｅ　Ｆｉｇｕｒｅ）を計算することにより求めることが出来る。
　ＫＡＭ値は、ある測定点における、同一粒内で隣接する測定点との方位差を示す。歪の多い箇所ではＫＡＭ値は高くなる。このようなＫＡＭが高い側から２０％までの領域を抜き出すことで、高歪領域のみ抽出することが出来る。測定点は、任意の画素で構成される領域である。ＫＡＭが高い側から２０％までの領域とは、ＫＡＭ値の度数図を累積度数図に変換したグラフおいて、ＫＡＭが高い側から２０％までの度数を占める領域を意味する。
　上記の不等式のＳａｃ＞Ｓａｇの関係は、全体を占める割合が｛１００｝方位粒の方が｛１１０｝方位粒よりも多いことを示す。スキンパス後の焼鈍では、｛１００｝方位粒と｛１１０｝方位粒の両方が成長しやすくなる。ここで、全周平均の磁気特性は｛１００｝方位粒の方が｛１１０｝方位粒よりも優れているため、｛１００｝方位粒の方を多くすることがより好ましい。高歪領域における、Ｓｂｃ＞Ｓｂｇの関係も同様である。
　次にＳａｃ＞Ｓｂｃの関係は、｛１００｝方位粒には歪が多い領域が相対的に少ないことを意味する。スキンパス後の焼鈍では歪の少ない粒が歪の多い粒を蚕食することが知られている。よって、この不等式は｛１００｝方位粒が成長しやすくなることを意味する。また、ＫＡＭ値はＥＢＳＤ法によって測定される値であり、歪の多い箇所のＫＡＭ値は、その周囲よりも高くなる。Ｓａｇ＞Ｓｂｇの関係も同様である。
　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に対して、さらに８００℃で２時間の条件で焼鈍を施した後に磁束密度を測定する。本実施形態に係る無方向性電磁鋼板は、圧延方向となす角度のうち小さい方の角度が４５°となる２つの方向において、磁気特性が最も優れる。一方、圧延方向となす角度が０°、９０°の２つの方向において、磁気特性が最も劣る。ここで、当該「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。したがって、理論的には、磁気特性が最も優れる方向が、圧延方向となす角度のうち小さい方の角度が４５°となる２つの方向であれば、実際の無方向性電磁鋼板においては、当該４５°は、（厳密に）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「０°」、「９０°」においても同様である。
　また、理論的には、磁気特性が最も優れる２つの方向の磁気特性は同じになるが、実際の製造に際しては当該２つの方向の磁気特性を同じにすることが容易でない場合がある。したがって、理論的には、磁気特性が最も優れる２つの方向の磁気特性が同じであれば、当該「同じ」は、（厳密に）同じでないものも含むものとする。このことは、磁気特性が最も劣る２つの方向においても同じである。尚、以上の角度は、時計回りおよび反時計回りの何れの向きの角度も正の値を有するものとして表記したものである。時計回りの方向を負の方向とし、反時計回りの方向を正の方向とする場合、前述した圧延方向となす角度のうち小さい方の角度が４５°となる２つの方向は、前述した圧延方向となす角度のうち絶対値の小さい方の角度が４５°、－４５°となる２つの方向となる。また、前述した圧延方向となす角度のうち小さい方の角度が４５°となる２つの方向は、圧延方向となす角度が４５°、１３５°となる２つの方向とも表記できる。
　本実施形態に係る無方向性電磁鋼板の磁束密度を測定すると、圧延方向に対して４５°方向の磁束密度Ｂ５０（Ｂ５０Ｄ１及びＢ５０Ｄ２に相当する）が１．７５Ｔ以上となる。なお、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板では、圧延方向に対して４５°方向の磁束密度が高いものの、全周平均（全方向平均）でも高い磁束密度が得られる。
　本実施形態に係る無方向性電磁鋼板では、８００℃で２時間焼鈍した後の、圧延方向における磁束密度Ｂ５０の値をＢ５０Ｌ、圧延方向から４５°傾いた方向における磁束密度Ｂ５０の値をＢ５０Ｄ１、圧延方向から９０°傾いた方向における磁束密度Ｂ５０の値をＢ５０Ｃ、圧延方向から１３５°傾いた方向における磁束密度Ｂ５０の値をＢ５０Ｄ２とすると、Ｂ５０Ｄ１及びＢ５０Ｄ２が最も高く、Ｂ５０Ｌ及び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°の磁束密度Ｂ５０の値、Ｂ５０Ｄ２は１３５°及び３１５°の磁束密度Ｂ５０の値となる。同様に、Ｂ５０Ｌは０°及び１８０°の磁束密度Ｂ５０の値、Ｂ５０Ｃは９０°及び２７０°の磁束密度Ｂ５０の値となる。４５°の磁束密度Ｂ５０の値と２２５°の磁束密度Ｂ５０の値とは厳密に一致し、１３５°の磁束密度Ｂ５０の値と３１５°の磁束密度Ｂ５０の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。同様に、０°の磁束密度Ｂ５０の値と１８０°の磁束密度Ｂ５０の値とは厳密に一致し、９０°の磁束密度Ｂ５０の値と２７０°の磁束密度Ｂ５０の値とは厳密に一致する一方で、Ｂ５０ＬとＢ５０Ｃとは厳密には一致しない場合がある。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（圧延方向とは真逆の方向）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。
　本実施形態に係る無方向性電磁鋼板では、Ｂ５０Ｄ１及びＢ５０Ｄ２の平均値と、Ｂ５０ＬとＢ５０Ｃの平均値とを用いて、以下の（２）式を満たすことがより好ましい。
　（Ｂ５０Ｄ１＋Ｂ５０Ｄ２）／２＞（Ｂ５０Ｌ＋Ｂ５０Ｃ）／２・・・（２）
　このような磁束密度の高い異方性を有することで、分割鉄心型のモータ材料に適しているという利点がある。
　また、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板は、以下の（３）式を満たすことで、分割鉄心型のモータ材料としてより好ましく用いることができる。
　（Ｂ５０Ｄ１＋Ｂ５０Ｄ２）／２＞１．１×（Ｂ５０Ｌ＋Ｂ５０Ｃ）／２・・・（３）
　磁束密度の測定は、圧延方向に対して４５°、０°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の一例について説明する。本実施形態では、熱間圧延、冷間圧延、中間焼鈍、スキンパス圧延等について説明する。
　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。熱間圧延の粗圧延および仕上げ圧延はγ域（Ａｒ１温度以上）の温度で行う。つまり、仕上げ圧延の最終パスを通過する際の温度（仕上温度）がＡｒ１温度以上となるように熱間圧延を行うことが好ましい。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結晶組織は微細化する。結晶組織が微細化された状態でその後冷間圧延を施すと、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。なお、本実施形態においてＡｒ１温度は、１℃／秒の平均冷却速度で冷却中の鋼材（鋼板）の熱膨張変化から求める。また、本実施形態においてＡｃ１温度は、１℃／秒の平均加熱速度で加熱中の鋼材（鋼板）の熱膨張変化から求める。
　その後、熱間圧延板焼鈍は行わずに巻き取る。巻き取り時の温度は、２５０℃超６００℃以下であることが好ましい。熱間圧延後の熱間圧延鋼板を２５０℃超６００℃以下で巻き取ることで、冷延前の結晶組織を微細化することができ、バルジングの際に磁気特性の優れた｛１００｝方位を富化出来るという効果が得られる。巻き取り時の温度は、４００℃～５００℃がより好ましく、４００℃～４８０℃であることがさらに好ましい。
　その後、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８０％～９２％とすることが好ましい。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、続いて中間焼鈍を行う。本実施形態では、中間焼鈍の温度をＡｃ１温度未満に制御することによって再結晶率を１％～９９％にする。なお、中間焼鈍の温度が低過ぎると、再結晶が生じず、バルジングが発生しない場合があるため、｛１００｝結晶粒が十分に成長せず、磁束密度が高くならない場合がある。したがって、中間焼鈍の温度は６００℃以上とすることが好ましい。また、中間焼鈍の温度がＡｃ１温度以上では、フェライトの再結晶率が１００％近くとなるが、磁気特性の観点から発達してほしい｛１００｝結晶方位以外の結晶方位を有する再結晶粒の存在比率が高くなるため、磁束密度が高くならない。中間焼鈍を行うことによってバルジングが生じ、｛１００｝結晶粒が成長しやすくなるが、本実施形態では、さらに未再結晶と再結晶を混在させることによって、｛１００｝結晶粒をより成長させることができる。また、中間焼鈍の時間は、５～６０秒とすることが好ましい。
　再結晶率は、中間焼鈍後の時点で、５０％以上であることが、仕上げ焼鈍や歪取焼鈍後に｛１００｝方位粒がより成長しやすくなるという点から好ましい。
　中間焼鈍が終了すると、次にスキンパス圧延を行う。上述したようにバルジングが発生した状態で圧延を行うと、バルジングが発生した部分を起点に｛１００｝結晶粒がさらに成長する。スキンパス圧延の圧下率は５％～２５％とすることが好ましく、磁束密度の高い異方性を得るという観点からは、スキンパス圧延の圧下率は５％～１５％とすることがより好ましい。
　なお、無方向性電磁鋼板において、前述した歪の分布を有するようにする場合には、冷間圧延の圧下率（％）をＲｍ、スキンパス圧延時の圧下率（％）をＲｓとした場合に、８６＜Ｒｍ＋０．２×Ｒｓ＜９２、かつ５＜Ｒｓ＜２０を満たすように冷間圧延およびスキンパス圧延の圧下率を調整することが好ましい。
　実際のモータコアなどの製品の製造工程においては、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（例えば打ち抜き）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場合がある。本実施形態に係る無方向性電磁鋼板に歪取焼鈍を施す場合には、歪取焼鈍の温度を例えば８００℃程度とし、歪取焼鈍の時間を２時間程度とすることが好ましい。
　以上のように本実施形態に係る無方向性電磁鋼板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（モータコア）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。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、回転電機の鉄心以外の製品、例えばリニアモータや静止機(リアクトルや変圧器)等の鉄心にも適用することができる。
　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。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い、板厚が２．５ｍｍになるように圧延した。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温度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。また、巻き取り時の巻取り温度は５００℃とした。ここで、表中の「式左辺」とは、前述の（１）式の左辺の値を表している。
　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、狙いの板厚の１．１倍の板厚（０．１１０～０．５５０ｍｍ）になるまで冷間圧延を行った。そして、無酸化雰囲気中で３０秒間中間焼鈍を行い、それぞれ表１に示す再結晶率となるように中間焼鈍の温度を５５０～８００℃の範囲で制御した。次いで、狙いの板厚（０．１０～０．５０ｍｍ）になるまで２回目の冷間圧延（スキンパス圧延）を行った。ただし、Ｎｏ．１１７は冷間圧延で０．３６０ｍｍ厚にし、中間焼鈍後に０．３５ｍｍになるまで２回目の冷間圧延を行った。
　次に、磁気特性を調べるために２回目の冷間圧延（スキンパス圧延）の後に８００℃で２時間の歪取焼鈍を行い、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０°と４５°の２種類の方向に採取した。そして、この２種類の試料の磁束密度Ｂ５０を測定し、圧延方向に対して４５°傾いた方向の磁束密度Ｂ５０の値をＢ５０Ｄ１とし、圧延方向に対して１３５°傾いた方向の磁束密度Ｂ５０の値をＢ５０Ｄ２とし、圧延方向の磁束密度Ｂ５０の値をＢ５０Ｌとし、圧延方向に対して９０°傾いた方向の磁束密度Ｂ５０の値をＢ５０Ｃとした。また、Ｂ５０Ｄ１、Ｂ５０Ｄ２、Ｂ５０Ｌ、Ｂ５０Ｃの平均値を磁束密度Ｂ５０の全周平均とした。これらの条件及び測定結果を表１及び表２に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表１及び表２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．１１１、Ｎｏ．１１４～Ｎｏ．１１９は、いずれも４５°方向及び全周平均共に磁束密度Ｂ５０は良好な値であった。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はいずれも低かった。比較例であるＮｏ．１１２は、中間焼鈍の温度が他と比べて低かったため、再結晶率が０であったことから、磁束密度Ｂ５０がいずれも低かった。比較例であるＮｏ．１１３は逆に再結晶率が１００であったことから、本発明の範囲から外れており、磁束密度Ｂ５０はいずれも低かった。Ｎｏ．１１７では、磁気特性が良好であったものの、スキンパス圧延での圧下率を変更したことから、（３）式を満たさなかった。
（第２の実施例）
　溶鋼を鋳造することにより、以下の表３に示す成分のインゴットを作製した。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い、板厚が２．５ｍｍになるように圧延した。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仕上温度は８３０℃であり、すべてＡｒ１温度より大きい温度だった。また、巻き取り時の巻取り温度は５００℃とした。
　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、８５％の圧下率で板厚が０．３８５ｍｍになるまで冷間圧延を行った。そして、無酸化雰囲気中で３０秒間中間焼鈍を行い、再結晶率が８５％となるように中間焼鈍の温度を制御した。次いで、９％の圧下率で板厚が０．３５ｍｍになるまで２回目の冷間圧延（スキンパス圧延）を行った。ただし、Ｎｏ．２１５は冷間圧延で０．３６０ｍｍ厚にし、中間焼鈍後に０．３５ｍｍになるまで２回目の冷間圧延を行った。
　次に、磁気特性を調べるために２回目の冷間圧延（スキンパス圧延）の後に８００℃で２時間の歪取焼鈍を行い、第１の実施例と同様に、各方向における磁束密度Ｂ５０、並びに鉄損Ｗ１０／４００を測定した。磁束密度Ｂ５０に関しては第１の実施例と同様の手順で測定した。一方で鉄損Ｗ１０／４００は、最大磁束密度が１．０Ｔになるように４００Ｈｚの交流磁場をかけた時に試料に生じる全周平均のエネルギーロス（Ｗ／ｋｇ）として測定した。これらの条件および結果を表３及び表４に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　Ｎｏ．２０１～Ｎｏ．２１７は全て発明例であり、いずれも磁気特性が良好であった。無方向性電磁鋼板の成分を調整することで、これらの結果が得られたものと考えられる。Ｎｏ．２１５では、磁気特性が良好であったものの、スキンパス圧延での圧下率を変更したことから、（３）式を満たさなかった。
（第３の実施例）
　溶鋼を鋳造することにより、以下の表５に示す成分のインゴットを作製した。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い、板厚が２．５ｍｍになるように圧延した。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仕上げ温度は８３０℃であり、すべてＡｒ１温度より大きい温度だった。また、表６に示すそれぞれの巻取り温度で巻き取りを行った。
　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、８５％の圧下率で板厚が０．３８５ｍｍになるまで冷間圧延を行った。そして、無酸化雰囲気中で３０秒間中間焼鈍を行い、再結晶率が８５％となるように中間焼鈍の温度を制御した。次いで、９％の圧下率で板厚が０．３５ｍｍになるまで２回目の冷間圧延（スキンパス圧延）を行った。
　次に、磁気特性を調べるために２回目の冷間圧延（スキンパス圧延）の後に８００℃で２時間の歪取焼鈍を行い、磁束密度Ｂ５０および鉄損Ｗ１０／４００を測定した。各方向における磁束密度Ｂ５０に関しては第１の実施例と同様の手順で測定した。一方で鉄損Ｗ１０／４００は、最大磁束密度が１．０Ｔになるように４００Ｈｚの交流磁場をかけた時に試料に生じる全周平均のエネルギーロス（Ｗ／ｋｇ）として測定した。これらの条件および結果を表５及び表６に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
　表６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．３０１、Ｎｏ．３０２、Ｎｏ．３０４、Ｎｏ．３０５、Ｎｏ．３０７、Ｎｏ．３０８、Ｎｏ．３１０、Ｎｏ．３１１、Ｎｏ．３１３、Ｎｏ．３１４、Ｎｏ．３１６、Ｎｏ．３１７、Ｎｏ．３１９、Ｎｏ．３２２は、いずれも４５°方向及び全周平均共に磁束密度Ｂ５０は良好な値であった。一方、比較例であるＮｏ．３０３、Ｎｏ．３０６、Ｎｏ．３０９、Ｎｏ．３１２、Ｎｏ．３１５、Ｎｏ．３１８、Ｎｏ．３２０、Ｎｏ．３２１、Ｎｏ．３２３、Ｎｏ．３２４では、巻取り温度が最適な範囲から外れたため、磁気密度Ｂ５０はいずれも低く、１．７５Ｔ未満であった。
　以上の実施例からも理解されるように、本発明に係る無方向性電磁鋼板は、化学組成、熱間圧延条件、冷間圧延条件、焼鈍条件及び再結晶率が適切に制御されることで、全周平均（全方向平均）で優れた磁気特性を有する。
　本発明によれば、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できるため、産業上極めて有用である。

Claims (7)

  1. 　質量％で、
    　Ｃ：０．０１０％以下、
    　Ｓｉ：１．５０％～４．００％、
    　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種又は複数種：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種又は複数種：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および不純物からなる化学組成を有し、
    　再結晶率が１％～９９％である金属組織で、かつ、板厚が０．５０ｍｍ以下であり、
    　８００℃で２時間焼鈍した後に磁束密度Ｂ５０を測定した場合に、圧延方向に対して４５°方向の磁束密度Ｂ５０が１．７５Ｔ以上である
    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）
  2. 　８００℃で２時間焼鈍した後の、圧延方向における磁束密度Ｂ５０の値をＢ５０Ｌ、圧延方向から４５°傾いた方向における磁束密度Ｂ５０の値をＢ５０Ｄ１、圧延方向から９０°傾いた方向における磁束密度Ｂ５０の値をＢ５０Ｃ、圧延方向から１３５°傾いた方向における磁束密度Ｂ５０の値をＢ５０Ｄ２としたときに、以下の（２）式を満たす
    ことを特徴とする請求項１に記載の無方向性電磁鋼板。
    　（Ｂ５０Ｄ１＋Ｂ５０Ｄ２）／２＞（Ｂ５０Ｌ＋Ｂ５０Ｃ）／２・・・（２）
  3. 　以下の（３）式を満たす
    ことを特徴とする請求項２に記載の無方向性電磁鋼板。
    　（Ｂ５０Ｄ１＋Ｂ５０Ｄ２）／２＞１．１×（Ｂ５０Ｌ＋Ｂ５０Ｃ）／２・・・（３）
  4. 　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種又は複数種を含有する
    ことを特徴とする請求項１から３のいずれか１項に記載の無方向性電磁鋼板。
  5. 　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種又は複数種：総計で０．０００５％～０．０１００％を含有する
    ことを特徴とする請求項１から４のいずれか１項に記載の無方向性電磁鋼板。
  6. 　前記金属組織において、再結晶率が５０％～９９％である
    ことを特徴とする請求項１から５のいずれか１項に記載の無方向性電磁鋼板。
  7. 　前記金属組織において、再結晶率が８０％～９９％である
    ことを特徴とする請求項１から６のいずれか１項に記載の無方向性電磁鋼板。
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