WO2024089828A1 - 無方向性電磁鋼板およびその製造方法 - Google Patents

無方向性電磁鋼板およびその製造方法 Download PDF

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WO2024089828A1
WO2024089828A1 PCT/JP2022/040034 JP2022040034W WO2024089828A1 WO 2024089828 A1 WO2024089828 A1 WO 2024089828A1 JP 2022040034 W JP2022040034 W JP 2022040034W WO 2024089828 A1 WO2024089828 A1 WO 2024089828A1
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less
steel sheet
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oriented electrical
electrical steel
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PCT/JP2022/040034
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Inventor
孝明 田中
智幸 大久保
善彰 財前
幸乃 宮本
Original Assignee
Ｊｆｅスチール株式会社
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    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
    • Y02T—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES RELATED TO TRANSPORTATION
    • Y02T10/00—Road transport of goods or passengers
    • Y02T10/60—Other road transportation technologies with climate change mitigation effect
    • Y02T10/64—Electric machine technologies in electromobility

Definitions

  • the present invention relates to non-oriented electrical steel sheets and their manufacturing methods.
  • Motor cores are divided into stator cores and rotor cores.
  • the rotor core of an HEV drive motor is subjected to a large centrifugal force due to its large outer diameter.
  • the rotor core has a very narrow portion (width: 1 to 2 mm) called the rotor core bridge, which is particularly subject to high stress when the motor is running.
  • the rotor core is subjected to a large repeated stress due to centrifugal force as the motor repeatedly rotates and stops, so the electromagnetic steel sheets used in the rotor core must have excellent fatigue properties.
  • the temperature of the rotor core rises to about 100°C to 150°C when the motor is running, so the electromagnetic steel sheets used in the rotor core must have excellent fatigue properties at around 100°C.
  • the electromagnetic steel sheets used in the stator core it is desirable for the electromagnetic steel sheets used in the stator core to have high magnetic flux density and low iron loss in order to achieve a smaller motor with higher output.
  • the properties required for the electromagnetic steel sheets used in the motor core are that the electromagnetic steel sheets for the rotor core have excellent fatigue properties, and that the electromagnetic steel sheets for the stator core have high magnetic flux density and low iron loss.
  • Patent Document 1 discloses a technology for manufacturing a high-strength rotor core and a low-iron-loss stator core from the same material, in which a high-strength non-oriented electromagnetic steel sheet is manufactured, a rotor core material and a stator core material are extracted from the steel sheet by punching, which are then laminated, and after assembling the rotor core and the stator core, only the stator core is subjected to stress relief annealing.
  • Patent Document 1 improves yield stress by using high-strength non-oriented electrical steel sheet, but there is a concern that warm fatigue strength, which is the most important characteristic, is not necessarily improved. Furthermore, the technology disclosed in Patent Document 1 requires high-temperature stress relief annealing to promote grain growth, and since the introduction of equipment for this is costly, there is a problem that the technology is unlikely to be widely adopted from an economic standpoint, except for some manufacturers who already have annealing equipment.
  • the present invention was made in consideration of the problems with the above-mentioned conventional technology, and its purpose is to provide a non-oriented electrical steel sheet that has good fatigue properties suitable for rotor cores and excellent magnetic properties suitable for stator cores, and to propose a method for inexpensively manufacturing the non-oriented electrical steel sheet.
  • the inventors have discovered that a non-oriented electrical steel sheet having high fatigue strength, particularly warm fatigue strength, and low core loss can be obtained by controlling the grain size distribution. Furthermore, they have also found that the grain size distribution can be controlled by optimizing the rolling conditions in the final pass of cold rolling.
  • the present invention was made based on such findings and has the following configuration.
  • a non-oriented electrical steel sheet In mass percent, C: 0.01% or less, Si: 2.0% or more and less than 4.5% Mn: 0.05% or more and 5.00% or less, P: 0.1% or less, S: 0.01% or less, Al: 3.0% or less and N: 0.0050% or less, with Si + Al being less than 4.5%, and the balance being Fe and unavoidable impurities;
  • the average crystal grain size X1 is 60 ⁇ m or more and 200 ⁇ m or less, and the standard deviation S1 of the crystal grain size distribution is expressed by the following formula (1): S1 / X1 ⁇ 0.75... (1) and the kurtosis K1 of the grain size distribution is 2.00 or less.
  • composition further comprises, in mass%, The non-oriented electrical steel sheet according to the above [1], containing Co: 0.0005% or more and 0.0050% or less.
  • composition further comprises, in mass%, The non-oriented electrical steel sheet according to the above [1] or [2], wherein Cr is 0.05% or more and 5.00% or less.
  • composition further comprises, in mass%, Ca: 0.001% to 0.100%
  • composition further comprises, in mass%, The non-oriented electrical steel sheet according to any one of [1] to [4], comprising one or two of Sn: 0.001% or more and 0.200% or less, and Sb: 0.001% or more and 0.200% or less.
  • the composition further comprises, in mass%, Cu: 0% or more and 0.5% or less, Ni: 0% or more and 0.5% or less Ti: 0% or more and 0.005% or less, Nb: 0% or more and 0.005% or less, V: 0% or more and 0.010% or less, Ta: 0% or more and 0.002% or less, B: 0% or more and 0.002% or less, Ga: 0% or more and 0.005% or less, Pb: 0% or more and 0.002% or less Zn: 0% or more and 0.005% or less, Mo: 0% or more and 0.05% or less, W: 0% or more and 0.05% or less,
  • the non-oriented electrical steel sheet according to any one of [1] to [5], containing one or more of Ge: 0% or more and 0.05% or less and As: 0% or more and 0.05% or less.
  • a method for producing a non-oriented electrical steel sheet according to any one of [1] to [6], A hot rolling process in which a steel material having a component composition according to any one of [1] to [6] is hot rolled to obtain a hot rolled sheet;
  • a pickling process for pickling the hot-rolled sheet; a cold rolling step of cold rolling the hot-rolled sheet after the pickling under conditions of a final pass work roll diameter D of 150 mm ⁇ or more, a final pass rolling reduction r of 15% or more, and a final pass strain rate ⁇ m of 100 s -1 or more and 1300 s -1 or less to obtain a cold-rolled sheet;
  • An annealing process in which the cold-rolled sheet is heated to an annealing temperature T2 of 875°C or higher and 1050°C or lower under conditions of an average heating rate V1 of 10°C/s or higher from 500°C to 700°C, and then cooled to obtain a cold-rolled annealed sheet which is a non-oriented
  • the present invention can provide a non-oriented electrical steel sheet that has both high warm fatigue strength, a property suitable for rotor cores, and excellent magnetic properties, a property suitable for stator cores. Therefore, by using the non-oriented electrical steel sheet of the present invention, high-performance motor cores can be provided at low cost with good material yield. Furthermore, even if the steel sheet of the present invention is subjected to strain relief annealing for the purpose of reducing the increase in iron loss due to strain during punching, the above effect is not affected in any way.
  • composition of non-oriented electrical steel sheet A suitable composition of the non-oriented electrical steel sheet of the present invention will be described.
  • the unit of the content of elements in the composition is always “mass %", but hereinafter, it will be simply represented as “%” unless otherwise specified.
  • C 0.01% or less C is a harmful element that forms carbides during use of the motor, causing magnetic aging and degrading the iron loss characteristics.
  • the C content in the steel sheet is 0.01% or less.
  • the C content is 0.004% or less.
  • the C content be 0.0001% or more.
  • Si 2.0% or more and less than 4.5%
  • Si has the effect of increasing the resistivity of steel and reducing iron loss, and also has the effect of increasing the strength of steel by solid solution strengthening.
  • the Si content is set to 2.0% or more.
  • the Si content is 4.5% or more, the magnetic flux density drops significantly with the drop in saturation magnetic flux density, so the Si content is set to less than 4.5%. Therefore, the Si content is set to a range of 2.0% or more and less than 4.5%.
  • the Si content is preferably 2.5% or more and less than 4.5%, and more preferably 3.0% or more and less than 4.5%.
  • Mn 0.05% to 5.00% Mn, like Si, is a useful element for increasing the resistivity and strength of steel. To obtain such an effect, the Mn content must be 0.05% or more. On the other hand, if the Mn content exceeds 5.00%, it may promote the precipitation of MnC and deteriorate the magnetic properties, so the upper limit of the Mn content is set to 5.00%. Therefore, the Mn content is set to 0.05% to 5.00%.
  • the Mn content is preferably 0.10% or more and 3.00% or less.
  • P 0.1% or less
  • P is a useful element used to adjust the strength (hardness) of steel.
  • the P content is set to 0.1% or less.
  • the P content is 0.001% or more.
  • the P content is preferably 0.003% or more and 0.08% or less.
  • S 0.01% or less
  • S is an element that forms fine precipitates and adversely affects iron loss characteristics.
  • the S content is set to 0.01% or less.
  • the S content is 0.0001% or more.
  • the S content is preferably 0.0003% or more, and is preferably 0.0080% or less, and more preferably 0.0050% or less.
  • Al 3.0% or less
  • Al is a useful element that has the effect of increasing the resistivity of steel and reducing iron loss.
  • the Al content is 0.005% or more.
  • the Al content is more preferably 0.010% or more, and even more preferably 0.015% or more.
  • the Al content exceeds 3.0%, it may promote nitriding of the steel sheet surface and deteriorate the magnetic properties, so the upper limit of the Al content is set to 3.0%.
  • the Al content is preferably 2.0% or less.
  • N is an element that forms fine precipitates and adversely affects iron loss characteristics. In particular, if the N content exceeds 0.0050%, the adverse effects become significant, so the N content is set to 0.0050% or less.
  • the N content is preferably 0.0030% or less. Although there is no particular lower limit for the N content, since steel sheets with excessively reduced N content are very expensive, the N content is preferably 0.0005% or more.
  • the N content is preferably 0.0008% or more, and preferably 0.0030% or less.
  • Si+Al Less than 4.5%
  • the remainder other than the above components is Fe and unavoidable impurities.
  • one or more elements selected from the elements described below can be contained in a predetermined amount depending on the required characteristics.
  • Co 0.0005% or more and 0.0050% or less
  • Co has the effect of reinforcing the effect of reducing the kurtosis of the grain size distribution of the annealed sheet by appropriate control of Si + Al and cold rolling conditions. That is, the addition of a small amount of Co can stably reduce the kurtosis of the grain size distribution. To obtain such an effect, the Co content should be 0.0005% or more.
  • the content of Co exceeds 0.0050%, the effect is saturated and the cost increases unnecessarily, so when Co is added, the upper limit of the Co content is set to 0.0050%. Therefore, it is preferable that the above composition further contains Co: 0.0005% or more and 0.0050% or less.
  • Cr 0.05% to 5.00% Cr has the effect of increasing the resistivity of steel and reducing iron loss. To obtain such an effect, the Cr content should be 0.05% or more. On the other hand, if the Cr content exceeds 5.00%, the magnetic flux density drops significantly with the drop in saturation magnetic flux density, so when Cr is added, the upper limit of the Cr content is set to 5.00%. Therefore, it is preferable that the above composition further includes Cr: 0.05% to 5.00%.
  • Ca 0.001% or more and 0.100% or less
  • Ca is an element that fixes S as sulfides and contributes to reducing iron loss.
  • the Ca content should be 0.001% or more.
  • the upper limit of the Ca content is set to 0.100%.
  • Mg 0.001% or more and 0.100% or less
  • Mg is an element that fixes S as sulfides and contributes to reducing iron loss. To obtain such an effect, the Mg content should be 0.001% or more. On the other hand, if the Mg content exceeds 0.100%, the effect saturates and the cost increases unnecessarily, so when Mg is added, the upper limit of the Mg content is set to 0.100%.
  • REM 0.001% to 0.100% REM is a group of elements that fix S as sulfides and contribute to reducing iron loss. To obtain this effect, the REM content should be 0.001% or more. However, if the REM content exceeds 0.100%, the effect saturates and costs increase unnecessarily, so when REM is added, the upper limit of the REM content is set to 0.100%.
  • the above composition further contains one or more of the following: Ca: 0.001% to 0.100%, Mg: 0.001% to 0.100%, and REM: 0.001% to 0.100%.
  • Sn 0.001% to 0.200%
  • Sn is an element that is effective in improving the magnetic flux density and reducing iron loss by improving the texture. To obtain this effect, the Sn content should be 0.001% or more. However, if the Sn content exceeds 0.200%, the effect saturates and the cost increases unnecessarily, so when Sn is added, the upper limit of the Sn content is set to 0.200%.
  • Sb 0.001% to 0.200%
  • Sb is an element that is effective in improving magnetic flux density and reducing iron loss by improving the texture. To obtain this effect, the Sb content should be 0.001% or more. However, if the Sb content exceeds 0.200%, the effect saturates and the cost increases unnecessarily, so when Sb is added, the upper limit of the Sb content is set to 0.200%.
  • the above composition further contains one or two of Sn: 0.001% to 0.200% and Sb: 0.001% to 0.200%.
  • Cu 0% or more and 0.5% or less Cu is an element that improves the toughness of steel and can be added as appropriate. However, the effect of Cu is saturated when the content exceeds 0.5%, so when Cu is added, the upper limit of the Cu content is set to 0.5%. When Cu is added, the Cu content is more preferably 0.01% or more, and more preferably 0.1% or less. The Cu content may be 0%.
  • Ni 0% or more and 0.5% or less
  • Ni is an element that improves the toughness of steel, and can be added as appropriate. However, the effect of Ni is saturated when the content exceeds 0.5%, so when Ni is added, the upper limit of the Ni content is set to 0.5%.
  • the Ni content is more preferably 0.01% or more, and more preferably 0.1% or less.
  • the Ni content may be 0%.
  • Ti 0% or more and 0.005% or less Ti can be added appropriately because it forms fine carbonitrides and increases the strength of the steel sheet through precipitation strengthening, thereby improving the warm fatigue strength. On the other hand, if the Ti content exceeds 0.005%, it deteriorates the grain growth in the annealing process, leading to an increase in iron loss. Therefore, when Ti is added, the upper limit of the Ti content is set to 0.005%.
  • the Ti content is more preferably 0.002% or less.
  • the Ti content may be 0%.
  • Nb 0% or more and 0.005% or less Nb can be added appropriately because it forms fine carbonitrides and increases the strength of the steel sheet through precipitation strengthening, thereby improving the warm fatigue strength.
  • the content of Nb exceeds 0.005%, it deteriorates the grain growth in the annealing process and leads to an increase in iron loss. Therefore, when Nb is added, the upper limit of the Nb content is set to 0.005%.
  • the Nb content is more preferably 0.002% or less.
  • the Nb content may be 0%.
  • V 0% or more and 0.010% or less V can be added appropriately to form fine carbonitrides and increase the strength of the steel sheet by precipitation strengthening, thereby improving the warm fatigue strength.
  • the V content exceeds 0.010%, it deteriorates the grain growth in the annealing process, leading to an increase in iron loss. Therefore, when V is added, the upper limit of the V content is set to 0.010%.
  • the V content is more preferably 0.005% or less.
  • the V content may be 0%.
  • Ta 0% or more and 0.002% or less Ta can be added appropriately because it forms fine carbonitrides and increases the strength of the steel sheet through precipitation strengthening, thereby improving the warm fatigue strength.
  • the Ta content exceeds 0.002%, it deteriorates the grain growth in the annealing process, leading to an increase in iron loss. Therefore, when Ta is added, the upper limit of the Ta content is set to 0.002%.
  • the Ta content is more preferably 0.001% or less.
  • the Ta content may be 0%.
  • B 0% or more and 0.002% or less B can be added appropriately because it forms fine nitrides and improves the warm fatigue strength by increasing the strength of the steel sheet through precipitation strengthening.
  • the content of B exceeds 0.002%, it deteriorates the grain growth in the annealing process and leads to an increase in iron loss. Therefore, when B is added, the upper limit of the B content is set to 0.002% or less.
  • the B content is more preferably 0.001% or less.
  • the B content may be 0%.
  • Ga 0% or more and 0.005% or less Ga can be added appropriately because it forms fine nitrides and increases the strength of the steel sheet through precipitation strengthening, thereby improving the warm fatigue strength.
  • the Ga content exceeds 0.005%, it deteriorates the grain growth in the annealing process, leading to an increase in iron loss. Therefore, when Ga is added, the upper limit of the Ga content is set to 0.005%.
  • the Ga content is more preferably 0.002% or less.
  • the Ga content may be 0%.
  • Pb 0% or more and 0.002% or less Pb can be added appropriately because it forms fine Pb particles and improves the warm fatigue strength by increasing the strength of the steel sheet through precipitation strengthening.
  • the Pb content exceeds 0.002%, it deteriorates the grain growth in the annealing process and leads to an increase in iron loss. Therefore, when Pb is added, the upper limit of the Pb content is set to 0.002%.
  • the Pb content is more preferably 0.001% or less.
  • the Pb content may be 0%.
  • Zn 0% or more and 0.005% or less
  • Zn is an element that increases fine inclusions and increases iron loss, and the adverse effects become particularly noticeable when the content exceeds 0.005%. Therefore, when Zn is added, the upper limit of the Zn content is set to 0.005%.
  • the Zn content is more preferably 0.003% or less.
  • the Zn content may be 0%.
  • Mo 0% or more and 0.05% or less Mo can be added appropriately to form fine carbides and increase the strength of the steel sheet by precipitation strengthening, thereby improving the warm fatigue strength.
  • the content of Mo exceeds 0.05%, it deteriorates the grain growth in the annealing process, leading to an increase in iron loss. Therefore, when Mo is added, the upper limit of the Mo content is set to 0.05%.
  • the Mo content is more preferably 0.02% or less.
  • the Mo content may be 0%.
  • W 0% or more and 0.05% or less W can be added appropriately to form fine carbides and increase the strength of the steel sheet through precipitation strengthening, thereby improving the warm fatigue strength.
  • the W content exceeds 0.05%, it deteriorates the grain growth in the annealing process, leading to an increase in iron loss. Therefore, when W is added, the upper limit of the W content is set to 0.05%.
  • the W content is more preferably 0.02% or less.
  • the W content may be 0%.
  • Ge 0% or more and 0.05% or less Ge is an element that is effective in improving the magnetic flux density and reducing iron loss by improving the texture, so it can be added appropriately.
  • the effect of Ge is saturated when the content exceeds 0.05%, so when Ge is added, the upper limit of the Ge content is set to 0.05%.
  • the Ge content is more preferably 0.002% or more, and more preferably 0.01% or less.
  • the Ge content may be 0%.
  • As 0% or more and 0.05% or less As is an element that is effective in improving the magnetic flux density and reducing iron loss by improving the texture, so it can be added appropriately.
  • the effect of As is saturated when the content exceeds 0.05%, so when As is added, the upper limit of the As content is set to 0.05%.
  • the As content is more preferably 0.002% or more, and more preferably 0.01% or less.
  • the As content may be 0%.
  • the remainder other than the above-mentioned components is Fe and unavoidable impurities.
  • microstructure of non-oriented electrical steel sheet Next, the microstructure (crystal grain configuration) of the non-oriented electrical steel sheet of the present invention will be described.
  • the fatigue strength is improved by having fine crystal grains in the steel sheet. That is, if the average crystal grain size X1 is 200 ⁇ m or less, the warm fatigue strength can satisfy the value required for rotor materials of motors applied to HEVs or EVs (hereinafter referred to as HEV/EV motors), so in the non-oriented electrical steel sheet of the present invention, the average crystal grain size X1 is set to 200 ⁇ m or less.
  • the warm fatigue strength required for rotor materials is 300 MPa or more.
  • the average grain size X1 is set to 60 ⁇ m or more. This makes it possible to achieve the target iron loss characteristic (W10 /400 ⁇ 15.0 (W/kg)).
  • the non-oriented electrical steel sheet of the present invention is designed so that the standard deviation S1 of the grain size distribution satisfies the following formula (1'): S1 / X1 ⁇ 0.70...(1') It is preferable that the following is satisfied.
  • kurtosis K1 of crystal grain size distribution 2.00 or less
  • the present inventors have found that a non-oriented electrical steel sheet having high warm fatigue strength and low core loss can be realized by controlling the kurtosis of the grain size distribution. This effect can be obtained by simultaneously controlling the kurtosis of the grain size distribution and the standard deviation S1 of the grain size distribution.
  • kurtosis corresponds to the (sample) peak in JIS Z8101-1:2015 and is related to the weight of the tail of the distribution.
  • JIS Z8101-1:2015 corresponds to ISO 3534-1:2006.
  • kurtosis is an index of the frequency of the existence of extremely coarse crystal grains and/or extremely fine crystal grains with respect to the variation in the crystal grain size distribution.
  • kurtosis is high, the frequency of the existence of extremely coarse crystal grains and/or extremely fine crystal grains is high.
  • extremely coarse crystal grains and extremely fine crystal grains are mixed, excessive stress concentration and local repeated strain due to it are likely to occur during repeated stress loading.
  • the strain concentration portion hardens due to strain aging, and the non-uniformity of hardness in the structure is enhanced, which deteriorates the warm fatigue properties, particularly at about 100°C. Furthermore, extremely coarse crystal grains induce an increase in eddy current loss, and extremely fine crystal grains induce an increase in hysteresis loss, which deteriorates the iron loss properties of the steel sheet as a whole.
  • the kurtosis K1 of the crystal grain size distribution is set to 2.00 or less.
  • the kurtosis K1 of the crystal grain size distribution is preferably 1.50 or less, more preferably 1.00 or less.
  • the lower limit of the kurtosis K1 does not need to be particularly limited, but is usually 0 or more even in the case of manufacturing by making full use of the technique of the present invention.
  • the kurtosis K1 can be determined according to the procedure described in the Examples below, and is a value calculated using a formula in which the normal distribution value is adjusted to 0.
  • the motor core can be formed by a rotor core which is a laminate of the above-mentioned non-oriented electrical steel sheets, and a stator core which is a laminate of the above-mentioned non-oriented electrical steel sheets.
  • the motor core can be easily made compact and have high output because the rotor core has high warm fatigue strength and the stator core has excellent magnetic properties.
  • the method is a method in which a steel material having the above-mentioned composition is used as a starting material and a hot rolling process, an optional hot-rolled sheet annealing process, a pickling process, a cold rolling process, and an annealing process are sequentially performed, thereby obtaining the non-oriented electrical steel sheet of the present invention described above.
  • the conditions of the composition of the steel material, the cold rolling process, and the annealing process are within the predetermined ranges, other conditions are not particularly limited.
  • the method for manufacturing the motor core is not particularly limited, and a commonly known method can be used.
  • the steel material is not particularly limited as long as it has the composition described above for the non-oriented electrical steel sheet.
  • the method for producing the steel material is not particularly limited, and may be a known method using a converter, an electric furnace, etc. From the viewpoint of productivity, it is preferable to produce a slab (steel material) by a continuous casting method after the production, but the slab may be produced by a known casting method such as an ingot making-blooming rolling method or a thin slab continuous casting method.
  • the hot rolling process is a process of obtaining a hot-rolled sheet by hot rolling a steel material having the above-mentioned composition.
  • the hot rolling process is not particularly limited as long as it is a process in which a steel material having the above-mentioned composition is heated and hot-rolled to obtain a hot-rolled sheet of a predetermined size, and a conventional hot rolling process can be applied.
  • a typical hot rolling process is, for example, to heat a steel material to a temperature of 1000°C or higher and 1200°C or lower, hot roll the heated steel material at a finish rolling outlet temperature of 800°C or higher and 950°C or lower, and after hot rolling is completed, to perform appropriate post-rolling cooling (for example, cooling in the temperature range of 450°C or higher and 950°C or lower at an average cooling rate of 20°C/s or higher and 100°C/s or lower), and coiling at a coiling temperature of 400°C or higher and 700°C or lower to produce a hot-rolled sheet of the specified dimensions and shape.
  • appropriate post-rolling cooling for example, cooling in the temperature range of 450°C or higher and 950°C or lower at an average cooling rate of 20°C/s or higher and 100°C/s or lower
  • coiling at a coiling temperature of 400°C or higher and 700°C or lower to produce a hot-rolled sheet of the specified dimensions and shape.
  • the hot-rolled sheet annealing process is a process of annealing the hot-rolled sheet by heating the hot-rolled sheet and holding it at a high temperature.
  • the hot-rolled sheet annealing process is not particularly limited, and a conventional hot-rolled sheet annealing process can be applied. Note that this hot-rolled sheet annealing process is not essential and can be omitted.
  • the pickling process is a process of pickling the hot-rolled sheet after the hot rolling process or any of the above-mentioned hot-rolled sheet annealing processes.
  • the pickling process is not particularly limited as long as it is a process that can pickle the steel sheet after pickling to an extent that cold rolling can be performed, and for example, a conventional pickling process using hydrochloric acid or sulfuric acid can be applied.
  • this pickling process may be performed continuously in the same line as the hot-rolled sheet annealing process, or may be performed in a separate line.
  • the cold rolling process is a process of cold rolling the hot-rolled sheet (pickled sheet) that has been subjected to the above pickling. More specifically, in the cold rolling process, the hot-rolled sheet that has been subjected to the above pickling is cold-rolled under the conditions that the work roll diameter D of the final pass is 150 mm ⁇ or more, the rolling reduction r of the final pass is 15% or more, and the strain rate ⁇ m of the final pass is 100 s -1 or more and 1300 s -1 or less to obtain a cold-rolled sheet.
  • a cold-rolled sheet of a predetermined size may be obtained by performing two or more cold rolling steps with intermediate annealing therebetween as necessary.
  • the conditions of the intermediate annealing in this case are not particularly limited, and a conventional intermediate annealing process can be applied.
  • the work roll diameter D in the final pass is set to 150 mm ⁇ or more.
  • the reason for setting the work roll diameter D in the final pass to 150 mm ⁇ or more is to make the kurtosis K1 of the grain size distribution in the obtained non-oriented electrical steel sheet to 2.00 or less and form a desired steel sheet structure.
  • the work roll diameter D in the final pass is smaller than 150 mm ⁇ , the state is far removed from the flat compression state, and the non-uniformity of shear strain at the grain level is enhanced compared to when the work roll diameter is larger.
  • the work roll diameter D of the final pass is preferably 170 mm ⁇ or more, and more preferably 200 mm ⁇ or more. There is no particular upper limit to the work roll diameter D of the final pass, but if the roll diameter is excessively large, the rolling load increases, so it is preferably 700 mm ⁇ or less.
  • the reduction ratio r of the final pass is set to 15% or more.
  • the reason for setting the reduction ratio r of the final pass to 15% or more is to obtain the effect of a series of cold rolling controls and form a desired steel sheet structure. If the reduction ratio r of the final pass is less than 15%, the reduction ratio is too low, making it difficult to control the structure after annealing. On the other hand, if the reduction ratio r of the final pass is 15% or more, the effect of the series of cold rolling control is exerted. As a result, the desired steel sheet structure is obtained.
  • the reduction ratio r of the final pass is preferably 20% or more. There is no particular upper limit to the reduction ratio r of the final pass, but since a reduction ratio that is too high requires a large amount of equipment capacity and also makes it difficult to control the shape of the cold-rolled sheet, the reduction ratio r of the final pass is usually 50% or less.
  • strain rate ⁇ m in the final pass 100 s ⁇ 1 or more and 1300 s ⁇ 1 or less
  • the strain rate ⁇ m in the final pass is set to 100 s -1 or more and 1300 s -1 or less.
  • the reason for setting the strain rate ⁇ m in the final pass to 100 s-1 or more and 1300 s -1 or less is to suppress fracture during rolling while setting the kurtosis K1 of the grain size distribution in the obtained non-oriented electrical steel sheet to 2.00 or less, and form a desired steel sheet structure.
  • the strain rate ⁇ m of the final pass is less than 100 s -1 , the non-uniformity of shear strain in the grain units of the cold-rolled sheet is enhanced, and the location dependency of nucleation and grain growth in the subsequent annealing process is emphasized, so that the kurtosis K 1 of the grain size distribution of the annealed sheet becomes large.
  • the inventors speculate that the low strain rate ⁇ m reduces the flow stress, making it easier for strain to concentrate on grains with easily deformed crystal orientations, and making the strain distribution non-uniform.
  • the strain rate ⁇ m of the final pass is more than 1300 s -1 , the flow stress increases excessively, making it easier for brittle fracture to occur during rolling.
  • the strain rate ⁇ m in the final pass is 100 s -1 or more and 1300 s -1 or less, the kurtosis K 1 of the grain size distribution becomes 2.00 or less after the annealing process described later while suppressing breakage during rolling. As a result, a desired steel sheet structure is obtained.
  • the strain rate ⁇ m in the final pass is preferably 150 s ⁇ 1 or more and preferably 1000 s ⁇ 1 or less.
  • vR is the roll peripheral speed (mm/s)
  • R' is the roll radius (mm)
  • h1 is the roll entry side plate thickness (mm)
  • r is the reduction rate (%).
  • the annealing process is a process of annealing the cold-rolled sheet that has been through the cold rolling process. More specifically, in the annealing process, the cold-rolled sheet that has been through the cold rolling process is heated to an annealing temperature T2 of 875°C or more and 1050°C or less under the condition that the average heating rate V1 from 500°C to 700°C is 10°C/s or more, and then cooled to obtain a cold-rolled annealed sheet (non-oriented electrical steel sheet). After the annealing process, an insulating coating can be applied to the surface. The coating method and type are not particularly limited, and a commonly used insulating coating process can be applied.
  • the average heating rate V1 from 500°C to 700°C is set to 10°C/s or more.
  • the reason for setting the average heating rate V1 to 10°C/s or more is to make the standard deviation S1 of the grain size distribution in the obtained non-oriented electrical steel sheet satisfy the above formula (1) and form a desired steel sheet structure.
  • the average heating rate V1 is less than 10°C/s, the frequency of recrystallization nuclei generation decreases due to excessive recovery, and the number of recrystallization nuclei becomes more location-dependent.
  • the standard deviation S1 of the crystal grain size distribution becomes large, and the above formula (1) is not satisfied.
  • the average heating rate V1 is 10°C/s or more, the frequency of recrystallization nuclei is high and the location dependency of the number of recrystallization nuclei is small. As a result, the standard deviation S1 of the crystal grain size distribution becomes small, and the above formula (1) is satisfied.
  • the average heating rate V1 from 500° C. to 700° C. is preferably 20° C./s or more, more preferably 50° C./s or more. There is no particular upper limit to the average heating rate V1 , but an excessively high heating rate is likely to cause temperature unevenness, so the average heating rate V1 is preferably 500° C./s or less.
  • the annealing temperature T2 is set to 875° C. or more and 1050° C. or less.
  • the reason for setting the annealing temperature T2 to 875° C. or more and 1050° C. or less is as follows. When the annealing temperature T2 is less than 875°C, the recrystallized grains do not grow sufficiently, and the average grain size X1 of the obtained non-oriented electrical steel sheet cannot be made 60 ⁇ m or more.
  • the annealing temperature T2 when the annealing temperature T2 is 875°C or more, sufficient grain growth occurs, the average grain size can be made 60 ⁇ m or more, and the desired steel sheet structure can be obtained.
  • the annealing temperature T2 is preferably 900°C or more.
  • the annealing temperature T2 if the annealing temperature T2 exceeds 1050°C, the recrystallized grains grow excessively, and the average grain size X1 cannot be set to 200 ⁇ m or less. Therefore, the annealing temperature T2 is set to 1050°C or less.
  • the annealing temperature T2 is preferably 1025°C or less.
  • the steel sheet is heated to the annealing temperature T2 and then cooled.
  • This cooling is preferably performed at a cooling rate of 50° C./s or less in order to prevent uneven cooling.
  • Molten steel having the chemical composition shown in Table 1 was produced by a commonly known method and continuously cast into a slab (steel material) having a thickness of 230 mm. The obtained slab was subjected to hot rolling to obtain a hot-rolled sheet having a thickness of 2.0 mm. The obtained hot-rolled sheet was subjected to hot-rolled sheet annealing and pickling by a known method, and then cold-rolled to the sheet thickness shown in Table 2 to obtain a cold-rolled sheet.
  • the obtained cold-rolled sheet was annealed under the conditions shown in Table 2, and then coated by a known method to obtain a cold-rolled annealed sheet (non-oriented electrical steel sheet).
  • ⁇ Evaluation> (Observation of Microstructure) A test piece for microstructural observation was taken from the obtained cold-rolled annealed sheet. Next, the taken test piece was reduced in thickness by chemical polishing so that the observation surface was a position equivalent to 1/4 of the sheet thickness on the rolled surface (ND surface) and mirror-finished. Electron backscatter diffraction (EBSD) measurement was performed on the mirror-finished observation surface to obtain local orientation data. At this time, the step size was set to 10 ⁇ m, and the measurement area was set to 100 mm2 or more. The size of the measurement area was appropriately adjusted so that the number of crystal grains in the subsequent analysis was 5000 or more. The measurement may be performed in one scan of the entire area, or the results of multiple scans may be combined using the Combo Scan function. The obtained local orientation data was analyzed using analysis software: OIM Analysis 8.
  • grain average data points were selected using the Partition Properties of the analysis software using the formula: GCI[&;5.000,2,0.000,0,0,8.0,1,1,1.0,0;]>0.1, and data points unsuitable for analysis were excluded. At this time, more than 98% of the data points were valid.
  • Grain Tolerance Angle 5°
  • Minimum Grain Size 2
  • Minimum Anti Grain Size 2
  • Multiple Rows Requirement 2
  • Anti-Grain Multiple Rows Requirement OFF.
  • the grain information was output from the preprocessed data using the Export Grain File function.
  • the Grain Size (Diameter in microns) in Grain File Type 2 was used as the grain size (x i ).
  • the average grain size, standard deviation, and kurtosis were calculated from all the obtained grain information using the following formulas.
  • the obtained average grain size, standard deviation, and kurtosis are X 1 , S 1 , and K 1 .
  • n is the number of crystal grains
  • x i is each crystal grain size data (i: 1, 2, . . . , n).

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Abstract

ロータコアに適した良好な疲労特性を有し、しかもステータコアに適した優れた磁気特性を有する無方向性電磁鋼板を提供する。質量％で、Ｃ：0.01％以下、Si：2.0％以上4.5％未満、Mn：0.05％以上5.00％以下、Ｐ：0.1％以下、Ｓ：0.01％以下、Al：3.0％以下およびＮ：0.005％以下を含み、かつSi＋Alが4.5％未満であり、残部がFeおよび不可避的不純物である成分組成を有し、鋼板中の結晶粒について、平均結晶粒径Ｘ１が60μm以上200μm以下であり、結晶粒径分布の標準偏差Ｓ１がＳ１／Ｘ１＜0.75 を満たし、かつ結晶粒径分布の尖度Ｋ１が2.00以下である、無方向性電磁鋼板である。

Description

無方向性電磁鋼板およびその製造方法
　本発明は、無方向性電磁鋼板およびその製造方法に関する。
　近年、電気機器に対する省エネルギー化への要求が世界的に高まっている。これに伴い、回転機の鉄心に使用される無方向性電磁鋼板に対しても、より優れた磁気特性が要求されるようになってきている。また、最近では、ＨＥＶ（ハイブリッド車）やＥＶ（電気自動車）の駆動モータ等において、小型化・高出力化のニーズが強く、かかるニーズに応じるため、モータの回転数を上昇させることが検討されている。
　モータコアは、ステータコアとロータコアとに分けられるが、ＨＥＶ駆動モータのロータコアには、その外径が大きいことから、大きな遠心力が働く。また、ロータコアは、構造上、ロータコアブリッジ部と呼ばれる非常に狭い部分（幅：１～２mm）が存在し、該部分はモータ駆動中には特に高応力状態となる。さらに、モータが回転と停止とを繰り返すことでロータコアには遠心力による大きな繰り返し応力が働くことから、ロータコアに用いられる電磁鋼板は、優れた疲労特性を有する必要がある。特に、モータの駆動によってロータコアの温度は100℃～150℃程度まで上昇することから、ロータコアに用いられる電磁鋼板は100℃近辺で優れた疲労特性を有する必要がある。
　一方、ステータコアに用いられる電磁鋼板は、モータの小型化・高出力化を達成するため、高磁束密度かつ低鉄損であることが望ましい。すなわち、モータコアに使用される電磁鋼板に求められる特性として、ロータコア用の電磁鋼板は優れた疲労特性を有すること、また、ステータコア用の電磁鋼板は高磁束密度かつ低鉄損であることが理想的である。
　このように、同じモータコアに使用される電磁鋼板であっても、ロータコアとステータコアとでは、要求される特性が大きく異なる。しかし、モータコアの製造においては、材料歩留りおよび生産性を高めるため、同一の素材鋼板からロータコア材とステータコア材を打ち抜き加工により同時に採取し、その後、それぞれの鋼板を積層してロータコアまたはステータコアに組み立てることが望ましい。
　モータコア用の高強度で低鉄損の無方向性電磁鋼板を製造する技術として、例えば、特許文献１には、高強度の無方向性電磁鋼板を製造し、該鋼板から打抜加工でロータコア材とステータコア材とを採取して積層し、ロータコアおよびステータコアを組み立てた後、ステータコアのみに歪取り焼鈍を施すといった、高強度のロータコアと低鉄損のステータコアとを同一素材から製造する技術が開示されている。
特開２００８－５０６８６号公報
　しかしながら、上記特許文献１に開示の技術では、本発明者らの検討によると、高強度の無方向性電磁鋼板を使用することにより降伏応力は向上するが、最も重要な特性である温間疲労強度は必ずしも向上するとは限らない点が懸念される。さらに、特許文献１に開示の技術では、粒成長を促進するのに高温での歪取り焼鈍が要求される点、そのための設備の導入にコストがかかることから、すでに焼鈍設備を有する一部のメーカーを除き、経済的観点より技術の普及が進みにくいといった問題がある。
　本発明は、上記従来技術が抱える問題点に鑑みてなされたものであり、その目的は、ロータコアに適した良好な疲労特性を有し、しかもステータコアに適した優れた磁気特性を有する無方向性電磁鋼板を提供するとともに、該無方向性電磁鋼板を安価に製造する方法について提案することにある。
　本発明者らが上記課題の解決に関し鋭意検討したところ、結晶粒径分布を制御することによって、疲労強度、特に温間疲労強度が高く、しかも低鉄損である無方向性電磁鋼板が得られることを知見するに到った。さらに、冷間圧延の最終パスにおける圧延条件の適正化を図ることにより、結晶粒径分布を制御できることも見出した。
　本発明はかかる知見に基づきなされたものであり、以下の構成を有する。
［１］無方向性電磁鋼板であって、
　質量％で、
　Ｃ：0.01％以下、
　Si：2.0％以上4.5％未満、
　Mn：0.05％以上5.00％以下、
　Ｐ：0.1％以下、
　Ｓ：0.01％以下、
　Al：3.0％以下および
　Ｎ：0.0050％以下
を含み、かつSi＋Alが4.5％未満であり、残部がFeおよび不可避的不純物である成分組成を有し、
　鋼板中の結晶粒について、平均結晶粒径Ｘ１が60μm以上200μm以下であり、結晶粒径分布の標準偏差Ｓ１が次式（１）：
　Ｓ１／Ｘ１＜0.75　…（１）
を満たし、かつ、結晶粒径分布の尖度Ｋ１が2.00以下であることを特徴とする、無方向性電磁鋼板。
［２］前記成分組成は、さらに質量％で、
　Co：0.0005％以上0.0050％以下
を含む、前記［１］に記載の無方向性電磁鋼板。
［３］前記成分組成は、さらに質量％で、
　Cr：0.05％以上5.00％以下
を含む、前記［１］または［２］に記載の無方向性電磁鋼板。
［４］前記成分組成は、さらに質量％で、
　Ca：0.001％以上0.100％以下、
　Mg：0.001％以上0.100％以下および
　REM：0.001％以上0.100％以下
のいずれか１種または２種以上を含む、前記［１］から［３］のいずれかに記載の無方向性電磁鋼板。
［５］前記成分組成は、さらに質量％で、
　Sn：0.001％以上0.200％以下および
　Sb：0.001％以上0.200％以下
のいずれか１種または２種を含む、前記［１］から［４］のいずれかに記載の無方向性電磁鋼板。
［６］前記成分組成は、さらに質量％で、
　Cu：0％以上0.5％以下、
　Ni：0％以上0.5％以下，
　Ti：0％以上0.005％以下、
　Nb：0％以上0.005％以下、
　Ｖ：0％以上0.010％以下、
　Ta：0％以上0.002％以下、
　Ｂ：0％以上0.002％以下、
　Ga：0％以上0.005％以下、
　Pb：0％以上0.002％以下、
　Zn：0％以上0.005％以下、
　Mo：0％以上0.05％以下、
　Ｗ：0％以上0.05％以下、
　Ge：0％以上0.05％以下および
　As：0％以上0.05％以下
のいずれか１種または２種以上を含む、［１］から［５］のいずれかに記載の無方向性電磁鋼板。
［７］前記［１］から［６］のいずれかに記載の無方向性電磁鋼板を製造する方法であって、
　前記［１］から［６］のいずれかに記載の成分組成を有する鋼素材に、熱間圧延を施して熱延板を得る熱間圧延工程と、
　前記熱延板に酸洗を施す酸洗工程と、
　前記酸洗が施された前記熱延板に、最終パスのワークロール径Ｄが150mmφ以上、最終パスの圧下率ｒが15％以上、および最終パスのひずみ速度εｍ100ｓ－１以上1300ｓ－１以下の条件にて冷間圧延を施して冷延板を得る冷間圧延工程と、
　前記冷延板を、500℃から700℃の平均昇温速度Ｖ１が10℃／ｓ以上の条件にて、875℃以上1050℃以下の焼鈍温度Ｔ２まで加熱したのち、冷却して、無方向性電磁鋼板である冷延焼鈍板を得る焼鈍工程と、
を備える無方向性電磁鋼板の製造方法。
　本発明によれば、温間疲労強度が高いというロータコアに適した特性と、磁気特性に優れるというステータコアに適した特性とを併せ持つ無方向性電磁鋼板を提供することができる。従って、本発明の無方向性電磁鋼板を用いることにより、高性能なモータコアを材料歩留りよく安価に提供することができる。なお、打抜き時の歪みによる鉄損の上昇を低減することを目的として、本発明の鋼板に歪取り焼鈍を施しても、上記効果は何ら影響を受けない。
　以下、本発明の詳細を、その限定理由とともに説明する。
＜無方向性電磁鋼板の成分組成＞
　本発明の無方向性電磁鋼板が有する好適な成分組成について説明する。成分組成における元素の含有量の単位はいずれも「質量％」であるが、以下、特に断らない限り単に「％」で示す。
Ｃ：0.01％以下
　Ｃは、モータの使用中に炭化物を形成して磁気時効を起こし、鉄損特性を劣化させる有害元素である。磁気時効を回避するためには、鋼板におけるＣ含有量は0.01％以下とする。好ましくは、Ｃ含有量は0.004％以下である。なお、Ｃ含有量の下限は、特に規定しないが、過度にＣを低減した鋼板は非常に高価であることから、Ｃ含有量は0.0001％以上であることが好ましい。
Si：2.0％以上4.5％未満
　Siは、鋼の固有抵抗を高め、鉄損を低減する効果があり、また、固溶強化により鋼の強度を高める効果がある。このような効果を得るためには、Si含有量を2.0％以上とする。一方、Si含有量が4.5％以上になると、飽和磁束密度の低下に伴い磁束密度が顕著に低下するため、Si含有量は4.5％未満とした。従って、Si含有量は2.0％以上4.5％未満の範囲とする。Si含有量は、好ましくは2.5％以上4.5％未満であり、より好ましくは3.0％以上4.5％未満である。
Mn：0.05％以上5.00％以下
　Mnは、Siと同様、鋼の固有抵抗および強度を高めるのに有用な元素である。このような効果を得るためには、Mn含有量を0.05％以上とする必要がある。一方、Mn含有量が5.00％を超えると、MnCの析出を促進して磁気特性を劣化させる場合があるため、Mn含有量の上限は5.00％とした。従って、Mn含有量は0.05％以上5.00％以下とする。Mn含有量は、好ましくは0.10％以上であり、また、好ましくは3.00％以下である。
Ｐ：0.1％以下
　Ｐは、鋼の強度（硬さ）の調整に用いられる有用な元素である。しかし、Ｐ含有量が0.1％を超えると、靱性が低下し、加工時に割れを生じやすいため、Ｐ含有量は0.1％以下とする。なお、Ｐ含有量の下限は、特に規定しないが、過度にＰを低減した鋼板は非常に高価であることから、Ｐ含有量は0.001％以上であることが好ましい。Ｐ含有量は、好ましくは0.003％以上であり、また、好ましくは0.08％以下である。
Ｓ：0.01％以下
　Ｓは、微細析出物を形成して鉄損特性に悪影響を及ぼす元素である。特に、Ｓ含有量が0.01％を超えると、その悪影響が顕著になるため、Ｓ含有量は0.01％以下とする。なお、Ｓ含有量の下限は、特に規定しないが、過度にＳを低減した鋼板は非常に高価であることから、Ｓ含有量は0.0001％以上であることが好ましい。Ｓ含有量は、好ましくは0.0003％以上であり、また、好ましくは0.0080％以下であり、より好ましくは0.0050％以下である。
Al：3.0％以下
　Alは、Siと同様、鋼の固有抵抗を高め、鉄損を低減する効果がある有用な元素である。このような効果を得るためには、Al含有量を0.005％以上とすることが好ましい。Al含有量は、より好ましくは0.010％以上であり、さらに好ましくは0.015％以上である。一方、Al含有量が3.0％を超えると、鋼板表面の窒化を助長し、磁気特性を劣化させることがあるため、Al含有量の上限は3.0％とした。Al含有量は、好ましくは2.0％以下である。
Ｎ：0.0050％以下
　Ｎは、微細析出物を形成して鉄損特性に悪影響を及ぼす元素である。特に、Ｎ含有量が0.0050％を超えると、その悪影響が顕著になるため、Ｎ含有量は0.0050％以下とする。Ｎ含有量は、好ましくは0.0030％以下である。なお、Ｎ含有量の下限は特に規定しないが、過度にＮを低減した鋼板は非常に高価であることから、Ｎ含有量は0.0005％以上であることが好ましい。Ｎ含有量は、好ましくは0.0008％以上であり、また、好ましくは0.0030％以下である。
Si＋Al：4.5％未満
　Si＋Al（SiおよびAlの合計含有量）を4.5％未満とし、さらに適切な条件で冷間圧延を施すことにより、冷延焼鈍板の結晶粒径分布の尖度を下げる効果がある。これにより、疲労強度が上昇する。従って、Si＋Alの値は4.5％未満とする。なお、Si＋Alの値を4.5％未満とし、さらに適切な冷間圧延を組み合わせることにより結晶粒径分布の尖度が低下する理由は不明である。ただしこの点に関し、本発明者らは、冷間圧延時に活動する、辷り系のバランスが変化し、冷間圧延中のせん断ひずみ分布が最適化されることによって生じた効果であると推測している。
　一実施形態の電磁鋼板の成分組成において、上記成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物である。ただし、別の実施形態の電磁鋼板の成分組成は、さらに要求特性に応じて、上記成分（元素）に加えて、後述する元素のうちから選ばれる１種または２種以上を所定量含有することができる。
Co：0.0005％以上0.0050％以下
　Coには、Si＋Alおよび冷間圧延条件の適切な制御により焼鈍板の結晶粒径分布の尖度が低下する作用を補強する効果がある。すなわち、Coの微量添加により、結晶粒径分布の尖度を安定的に低下させることができる。このような効果を得るためには、Co含有量を0.0005％以上とすればよい。一方、Coは、含有量が0.0050％を超えると効果が飽和し、いたずらにコストの上昇を招くため、Coを添加する場合には、Co含有量の上限を0.0050％とした。従って、上記成分組成は、さらに、Co：0.0005％以上0.0050％以下を含むことが好ましい。
Cr：0.05％以上5.00％以下
　Crは、鋼の固有抵抗を高め、鉄損を低減する効果がある。このような効果を得るためには、Cr含有量を0.05％以上とすればよい。一方、Crは、含有量が5.00％を超えると、飽和磁束密度の低下に伴い磁束密度が顕著に低下するため、Crを添加する場合には、Cr含有量の上限を5.00％とした。従って、上記成分組成は、さらに、Cr：0.05％以上5.00％以下を含むことが好ましい。
Ca：0.001％以上0.100％以下
　Caは、硫化物としてＳを固定し、鉄損低減に寄与する元素である。このような効果を得るためには、Ca含有量を0.001％以上とすればよい。一方、Caは、含有量が0.100％を超えると効果が飽和し、いたずらにコストの上昇を招くため、Caを添加する場合には、Ca含有量の上限を0.100％とした。
Mg：0.001％以上0.100％以下
　Mgは、硫化物としてＳを固定し、鉄損低減に寄与する元素である。このような効果を得るためには、Mg含有量を0.001％以上とすればよい。一方、Mgは、含有量が0.100％を超えると効果が飽和し、いたずらにコストの上昇を招くため、Mgを添加する場合には、Mg含有量の上限を0.100％とした。
REM：0.001％以上0.100％以下
　REMは、硫化物としてＳを固定し、鉄損低減に寄与する元素群である。このような効果を得るためには、REM含有量を0.001％以上とすればよい。一方、REMは、含有量が0.100％を超えると効果が飽和し、いたずらにコストの上昇を招くため、REMを添加する場合には、REM含有量の上限を0.100％とした。
　同様の観点で、上記成分組成は、さらに、Ca：0.001％以上0.100％以下、Mg：0.001％以上0.100％以下およびREM：0.001％以上0.100％以下のいずれか１種または２種以上を含むことが好ましい。
Sn：0.001％以上0.200％以下
　Snは、集合組織改善により磁束密度向上および鉄損低減に効果的な元素である。このような効果を得るためには、Snの含有量を0.001％以上とすればよい。一方、Snは、含有量が0.200％を超えると効果が飽和し、いたずらにコストの上昇を招くため、Snを添加する場合には、Sn含有量の上限を0.200％とした。
Sb：0.001％以上0.200％以下
　Sbは、集合組織改善により磁束密度向上および鉄損低減に効果的な元素である。このような効果を得るためには、Sbの含有量を0.001％以上とすればよい。一方、Sbは、含有量が0.200％を超えると効果が飽和し、いたずらにコストの上昇を招くため、Sbを添加する場合には、Sb含有量の上限を0.200％とした。
　同様の観点で、上記成分組成は、さらに、Sn：0.001％以上0.200％以下およびSb：0.001％以上0.200％以下のいずれか１種または２種を含むことが好ましい。
Cu：0％以上0.5％以下
　Cuは、鋼の靭性を向上させる元素であり、適宜、添加することができる。しかし、Cuは、含有量が0.5％を超えると効果が飽和するため、Cuを添加する場合には、Cu含有量の上限を0.5％とした。Cuを添加する場合には、Cu含有量は、より好ましくは0.01％以上であり、また、より好ましくは0.1％以下である。なお、Cu含有量は、0％であってもよい。
Ni：0％以上0.5％以下
　Niは、鋼の靭性を向上させる元素であり、適宜、添加することができる。しかし、Niは、含有量が0.5％を超えると効果が飽和するため、Niを添加する場合には、Ni含有量の上限を0.5％とした。Niを添加する場合には、Ni含有量は、より好ましくは0.01％以上であり、また、より好ましくは0.1％以下である。なお、Ni含有量は、0％であってもよい。
　Ti:0％以上0.005％以下
　Tiは、微細な炭窒化物を形成し、析出強化により鋼板強度を高めることを介して温間疲労強度を向上させるため、適宜、添加することができる。一方、Tiは、含有量が0.005％を超えると、焼鈍工程における粒成長性を劣化させ、鉄損の増加を招く。よって、Tiを添加する場合には、Ti含有量の上限を0.005％とした。Ti含有量は、より好ましくは0.002％以下である。なお、Ti含有量は、0％であってもよい。
　Nb：0％以上0.005％以下
　Nbは、微細な炭窒化物を形成し、析出強化により鋼板強度を高めることを介して温間疲労強度を向上させるため、適宜、添加することができる。一方、Nbは、含有量が0.005％を超えると、焼鈍工程における粒成長性を劣化させ、鉄損の増加を招く。よって、Nbを添加する場合には、Nb含有量の上限を0.005％とした。Nb含有量は、より好ましくは0.002％以下である。なお、Nb含有量は、0％であってもよい。
　Ｖ：0％以上0.010％以下
　Ｖは、微細な炭窒化物を形成し、析出強化により鋼板強度を高めることを介して温間疲労強度を向上させるため、適宜、添加することができる。一方、Ｖは、含有量が0.010％を超えると、焼鈍工程における粒成長性を劣化させ、鉄損の増加を招く。よって、Ｖを添加する場合には、Ｖ含有量の上限を0.010％とした。Ｖ含有量は、より好ましくは0.005％以下である。なお、Ｖ含有量は、0％であってもよい。
　Ta：0％以上0.002％以下
　Taは、微細な炭窒化物を形成し、析出強化により鋼板強度を高めることを介して温間疲労強度を向上させるため、適宜、添加することができる。一方、Taは、含有量が0.002％を超えると、焼鈍工程における粒成長性を劣化させ、鉄損の増加を招く。よって、Taを添加する場合には、Ta含有量の上限を0.002％とした。Ta含有量は、より好ましくは0.001％以下である。なお、Ta含有量は、0％であってもよい。
　Ｂ：0％以上0.002％以下
　Ｂは、微細な窒化物を形成し、析出強化により鋼板強度を高めることを介して温間疲労強度を向上させるため、適宜、添加することができる。一方、Ｂは、含有量が0.002％を超えると、焼鈍工程における粒成長性を劣化させ、鉄損の増加を招く。よって、Ｂを添加する場合には、Ｂ含有量の上限を0.002％以下とした。Ｂ含有量は、より好ましくは0.001％以下である。なお、Ｂ含有量は、0％であってもよい。
Ga：0％以上0.005%以下
　Gaは、微細な窒化物を形成し、析出強化により鋼板強度を高めることを介して温間疲労強度を向上させるため、適宜、添加することができる。一方、Gaは、含有量が0.005％を超えると、焼鈍工程における粒成長性を劣化させ、鉄損の増加を招く。よって、Gaを添加する場合には、Ga含有量の上限を0.005%とした。Ga含有量は、より好ましくは0.002％以下である。なお、Ga含有量は、0％であってもよい。
Pb:0％以上0.002％以下
　Pbは、微細なPb粒子を形成し、析出強化により鋼板強度を高めることを介して温間疲労強度を向上させるため、適宜、添加することができる。一方、Pbは、含有量が0.002％を超えると、焼鈍工程における粒成長性を劣化させ、鉄損の増加を招く。よって、Pbを添加する場合には、Pb含有量の上限を0.002％とした。Pb含有量は、より好ましくは0.001％以下である。なお、Pb含有量は、0％であってもよい。
　Zn：0％以上0.005％以下
　Znは、微細介在物を増加させ鉄損を増加させる元素であり、特に、含有量が0.005％を超えると悪影響が顕著になる。よって、Znを添加する場合には、Zn含有量の上限を0.005%とした。Zn含有量は、より好ましくは0.003％以下である。なお、Zn含有量は、0％であってもよい。
　Mo：0％以上0.05％以下
　Moは、微細炭化物を形成し、析出強化により鋼板強度を高めることを介して温間疲労強度を向上させるため、適宜、添加することができる。一方、Moは、含有量が0.05％を超えると、焼鈍工程における粒成長性を劣化させ、鉄損の増加を招く。よって、Moを添加する場合には、Mo含有量の上限を0.05％とした。Mo含有量は、より好ましくは0.02％以下である。なお、Mo含有量は、0％であってもよい。
　Ｗ：0％以上0.05％以下
　Ｗは、微細炭化物を形成し、析出強化により鋼板強度を高めることを介して温間疲労強度を向上させるため、適宜、添加することができる。一方、Ｗは、含有量が0.05％を超えると、焼鈍工程における粒成長性を劣化させ、鉄損の増加を招く。よって、Ｗを添加する場合には、Ｗ含有量の上限を0.05％とした。Ｗ含有量は、より好ましくは0.02％以下である。なお、Ｗ含有量は、0％であってもよい。
　Ge：0％以上0.05％以下
　Geは、集合組織の改善により磁束密度の向上および鉄損低減に効果的な元素であるため、適宜、添加することができる。一方、Geは、含有量が0.05％を超えると効果が飽和するため、Geを添加する場合には、Ge含有量の上限を0.05％とした。Ge含有量は、より好ましくは0.002％以上であり、また、より好ましくは0.01％以下である。なお、Ge含有量は、0％であってもよい。
　As：0％以上0.05％以下
　Asは、集合組織の改善により磁束密度の向上および鉄損低減に効果的な元素であるため、適宜、添加することができる。一方、Asは、含有量が0.05％を超えると効果が飽和するため、Asを添加する場合には、As含有量の上限を0.05％とした。As含有量は、より好ましくは0.002％以上であり、また、より好ましくは0.01％以下である。なお、As含有量は、0％であってもよい。
　以上の成分組成において、上記した成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物である。
＜無方向性電磁鋼板のミクロ組織＞
　次に、本発明の無方向性電磁鋼板におけるミクロ組織（結晶粒の態様）について説明する。
（平均結晶粒径Ｘ１：60μm以上200μm以下）
　本発明者らの検討によると、鋼板中の結晶粒が微細であることで、疲労強度が向上することが判明した。すなわち、平均結晶粒径Ｘ１が200μm以下であれば、温間疲労強度がＨＥＶまたはＥＶに適用するモータ（以下、ＨＥＶ／ＥＶモータという）のロータ用材料で必要とされる値を満足し得るため、本発明の無方向性電磁鋼板においては、平均結晶粒径Ｘ１を200μm以下とした。ここで、温間疲労強度について、ロータ用材料で必要とされる値とは、300MPa以上である。
　一方で、平均結晶粒径Ｘ１が過度に微細であると、鉄損が上昇する。そこで、本発明の無方向性電磁鋼板においては、平均結晶粒径Ｘ１を60μm以上とした。これにより、目標の鉄損特性（Ｗ１０／４００≦15.0（W/kg））を達成できる。
（結晶粒径分布の標準偏差Ｓ１：式（１）を満足）
　結晶粒径分布の標準偏差の値が平均結晶粒径に対して大きい場合には、鉄損の低減に不利な過度に微細な結晶粒や過度に粗大な結晶粒が多数存在することになるため、鉄損が上昇する。そこで、本発明の無方向性電磁鋼板においては、鉄損がＨＥＶ／ＥＶモータのステータ用材料で必要とされる上記目標値を示すために、結晶粒径分布の標準偏差Ｓ１が次式（１）：
　Ｓ１／Ｘ１＜0.75　…（１）
を満たすようにすることとした。また、本発明の無方向性電磁鋼板は、結晶粒径分布の標準偏差Ｓ１が次式（１’）：
　Ｓ１／Ｘ１＜0.70　…（１’）
を満たすことが好ましい。
（結晶粒径分布の尖度Ｋ１：2.00以下）
　本発明者らは、結晶粒径分布の尖度を制御することで、温間疲労強度の高い、かつ低鉄損の無方向性電磁鋼板を実現できることを見出した。結晶粒径分布の尖度を、前述した結晶粒径分布の標準偏差Ｓ１と同時に制御することによってこのような効果を得られる。
　ここで、尖度とは、ＪＩＳＺ８１０１－１：２０１５における（標本）とがりに相当し、分布の裾の重さに関連する。ＪＩＳＺ８１０１－１：２０１５はＩＳＯ３５３４－１：２００６に対応する。尖度が高い場合には、同じ標準偏差を有する分布であっても分布形状が正規分布である場合と比較して、極端に平均から外れた値が高確率で存在する分布であることを意味する。すなわち、本件明細書において尖度は、結晶粒径分布のばらつきに対して極端に粗大な結晶粒および／または極端に微細な結晶粒が存在する頻度についての指標となる。尖度が高い場合には極端に粗大な結晶粒および／または極端に微細な結晶粒の存在頻度が高い。極端に粗大な結晶粒や極端に微細な結晶粒が混在すると繰り返し応力負荷時に過度の応力集中とそれに起因する局所的な繰り返しひずみが生じ易い。100℃程度の温間の条件ではひずみ集中部がひずみ時効により硬質化し、組織中で硬度の不均一が増強されることから、特に100℃程度の温間疲労特性を劣化させる。さらに、極端に粗大な結晶粒は渦電流損の増加を誘発し、極端に微細な結晶粒はヒステリシス損の増加を誘発するため、鋼板全体としての鉄損特性を劣化させる。具体的には、結晶粒径分布の尖度Ｋ１が2.00以下であれば、極端に粗大な結晶粒や極端に微細な結晶粒の存在頻度が十分小さく、疲労限がＨＥＶ／ＥＶモータのロータ用材料で必要とされる上記値を満足するとともに、鉄損がＨＥＶ／ＥＶモータのステータ用材料で必要とされる、上記値を示すこととなる。このため、本発明の無方向性電磁鋼板においては、結晶粒径分布の尖度Ｋ１を2.00以下とした。結晶粒径分布の尖度Ｋ１は、好ましくは1.50以下、より好ましくは1.00以下である。なお、上記尖度Ｋ１の下限は、特に限定する必要はないが、本発明の手法を駆使して製造した場合においても通常０以上である。
　なお、尖度Ｋ１は、後述の実施例に記載する手順に従って求めることができ、正規分布の値を０に調整した公式を用いて算出した値である。
＜モータコア＞
　モータコアは、上記の無方向性電磁鋼板の積層体であるロータコアと、上記の無方向性電磁鋼板の積層体であるステータコアとにより形成することができる。該モータコアは、ロータコアは温間疲労強度が高く、かつステータコアは磁気特性に優れていることから、小型化かつ高出力化を容易に実現することができる。
＜無方向性電磁鋼板の製造方法＞
　次に、本発明の無方向性電磁鋼板の製造方法について説明する。
　概略的には、上記成分組成を有する鋼素材を出発素材として、熱間圧延工程、任意の熱延板焼鈍工程、酸洗工程、冷間圧延工程、焼鈍工程を順次行う方法であり、これにより、上述した本発明の無方向性電磁鋼板を得ることができる。本発明においては、鋼素材の成分組成、冷間圧延工程、および焼鈍工程の条件が所定の範囲内であれば、それ以外の条件は特に限定されない。なお、モータコアの製造方法に関しては、特に限定されず、通常公知の手法を用いることができる。
（鋼素材〉
　鋼素材は、無方向性電磁鋼板について既述した成分組成を有する鋼素材であれば、特に限定されない。
　鋼素材の溶製方法としては、特に限定されず、転炉または電気炉等を用いた公知の溶製方法を採用できる。生産性等の問題から、溶製後に、連続鋳造法によりスラブ（鋼素材）とすることが好ましいが、造塊－分塊圧延法または薄スラブ連鋳法等の公知の鋳造方法によりスラブとしてもよい。
（熱間圧延工程）
　熱間圧延工程は、上記成分組成を有する鋼素材に、熱間圧延を施すことにより、熱延板を得る工程である。熱間圧延工程は、上記成分組成を有する鋼素材を加熱し、熱間圧延を施して、所定寸法の熱延板が得られる工程であれば、特に限定されず、常用の熱間圧延工程を適用できる。
　常用の熱間圧延工程としては、例えば、鋼素材を1000℃以上1200℃以下の温度に加熱し、加熱した鋼素材に、800℃以上950℃以下の仕上圧延出側温度で熱間圧延を施し、熱間圧延が終了した後、適正な圧延後冷却（例えば、450℃以上950℃以下の温度域を、20℃／ｓ以上100℃／ｓ以下の平均冷却速度で冷却する）を施して、400℃以上700℃以下の巻取温度で巻き取り、所定寸法形状の熱延板とする、熱間圧延工程が挙げられる。
（熱延板焼鈍工程）
　熱延板焼鈍工程は、上記熱延板を加熱し高温保持することにより、熱延板を焼鈍する工程である。熱延板焼鈍工程は、特に限定されず、常用の熱延板焼鈍工程を適用できる。なお、この熱延板焼鈍工程は必須ではなく、省略することもできる。
（酸洗工程）
　酸洗工程は、上記熱間圧延工程または任意の上記熱延板焼鈍工程の後の熱延板に、酸洗を施す工程である。酸洗工程は、酸洗後の鋼板に冷間圧延を施すことができる程度に酸洗できる工程であれば、特に限定されず、例えば塩酸または硫酸等を使用する常用の酸洗工程を適用できる。この酸洗工程は、上記熱延板焼鈍工程を行う場合には、当該熱延板焼鈍工程と同一ライン内で連続して実施してもよいし、別ラインで実施してもよい。
（冷間圧延工程）
　冷間圧延工程は、上記酸洗が施された熱延板（酸洗板）に、冷間圧延を施す工程である。より詳細には、冷間圧延工程では、上記酸洗が施された熱延板に、最終パスのワークロール径Ｄが150mmφ以上、最終パスの圧下率ｒが15％以上、および最終パスのひずみ速度εｍが100ｓ－１以上1300ｓ－１以下の条件で冷間圧延を施して、冷延板を得る。なお、冷間圧延工程では、上記の冷間圧延条件を満たしている限り、必要に応じて中間焼鈍をはさんだ２回以上の冷間圧延により所定寸法の冷延板としてもよい。この場合の中間焼鈍の条件としては、特に限定されず、常用の中間焼鈍工程を適用できる。
［最終パスのワークロール径Ｄ：150mmφ以上］
　冷間圧延工程において、最終パスのワークロール径Ｄは150mmφ以上とする。最終パスのワークロール径Ｄを150mmφ以上とした理由は、得られる無方向性電磁鋼板における結晶粒径分布の尖度Ｋ１を2.00以下とし、所望の鋼板組織を形成するためである。
　最終パスのワークロール径Ｄが150mmφより小さい場合には、平面圧縮の状態から遠く隔たることになるため、ワークロール径が大きい場合に比較して結晶粒単位でのせん断ひずみの不均一性が増強される。このせん断ひずみの不均一性に起因して、続く焼鈍工程での再結晶核の核生成頻度が非常に高い領域と非常に低い領域とが一定量生成するため、焼鈍板の結晶粒径分布の尖度が大きくなる。
　一方、最終パスのワークロール径Ｄが150mmφ以上である場合には、後述する焼鈍工程後において結晶粒径分布の尖度Ｋ１は2.00以下となる。その結果、所望の鋼板組織が得られる。
　最終パスのワークロール径Ｄは、好ましくは170mmφ以上であり、より好ましくは200mmφ以上である。なお、最終パスのワークロール径Ｄの上限は、特に限定されないが、過度にロール径が大きい場合には圧延荷重が増大するため、700mmφ以下であることが好ましい。
［最終パスの圧下率ｒ：15％以上］
　冷間圧延工程において、最終パスの圧下率ｒは15％以上とする。最終パスの圧下率ｒを15％以上とした理由は、一連の冷間圧延制御の効果を得て、所望の鋼板組織を形成するためである。
　最終パスの圧下率ｒが15％未満の場合には、圧下率が低すぎるために、焼鈍後の組織を制御するのが難しくなる。一方、最終パスの圧下率ｒが15％以上である場合には、一連の冷間圧延制御の効果が発揮される。その結果、所望の鋼板組織が得られる。
　最終パスの圧下率ｒは、好ましくは20％以上である。なお、最終パスの圧下率ｒの上限は、特に限定されないが、高すぎる圧下率は多大な装置能力を要求し、また冷延板の形状制御も難しくなることから、最終パスの圧下率ｒは通常50％以下である。
［最終パスのひずみ速度εｍ：100ｓ－１以上1300ｓ－１以下］
　冷間圧延工程において、最終パスのひずみ速度εｍは100ｓ－１以上1300ｓ－１以下とする。最終パスのひずみ速度εｍを100ｓ－１以上1300ｓ－１以下とした理由は、圧延中の破断を抑制しつつ、得られる無方向性電磁鋼板における結晶粒径分布の尖度Ｋ１を2.00以下とし、所望の鋼板組織を形成するためである。
　最終パスのひずみ速度εｍが100ｓ－１未満である場合には、冷延板の結晶粒単位でのせん断ひずみの不均一性が増強され、続く焼鈍工程における核生成および粒成長の場所依存性が強調されるため、焼鈍板の結晶粒径分布の尖度Ｋ１が大きくなる。この理由は必ずしも明確ではないが、発明者らはひずみ速度εｍが低いことにより流動応力が低下し、変形しやすい結晶方位の結晶粒にひずみが集中し易くなり、ひずみ分布が不均一化されるためと推測している。一方、最終パスのひずみ速度εｍが1300ｓ－１超である場合には、流動応力が過度に増大し、圧延中の脆性破断が生じ易くなる。
　最終パスのひずみ速度εｍが100ｓ－１以上1300ｓ－１以下である場合には、圧延中の破断を抑制しつつ、後述する焼鈍工程後において結晶粒径分布の尖度Ｋ１が2.00以下になる。その結果、所望の鋼板組織が得られる。
　最終パスのひずみ速度εｍは、好ましくは150ｓ－１以上であり、また、好ましくは1000ｓ－１以下である。
　なお、冷間圧延時の各パスにおけるひずみ速度εｍは、下記のEkelundの近似式を用いて導出した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000001
 　ここで、ｖRはロール周速度（mm/s）、Ｒ’はロール半径（mm）、ｈ１はロール入側板厚（mm）、rは圧下率（％）である。
（焼鈍工程）
　焼鈍工程は、冷間圧延工程を経た冷延板に、焼鈍を施す工程である。より詳細には、焼鈍工程では、冷間圧延工程を経た冷延板を、500℃から700℃の平均昇温速度Ｖ１が10℃／ｓ以上の条件にて、875℃以上1050℃以下の焼鈍温度Ｔ２まで加熱したのち、冷却して、冷延焼鈍板（無方向性電磁鋼板）を得る。なお、焼鈍工程の後には、表面に絶縁コーティングを施すことができる。コーティングの方法およびコーティングの種類としては、特に限定されず、常用の絶縁コーティング工程を適用できる。
［500℃から700℃の平均昇温速度Ｖ１：10℃／ｓ以上］
　焼鈍工程において、500℃から700℃の平均昇温速度Ｖ１は10℃／ｓ以上とする。平均昇温速度Ｖ１を10℃／ｓ以上とした理由は、得られる無方向性電磁鋼板における結晶粒径分布の標準偏差Ｓ１が上記の式（１）を満たすようにし、所望の鋼板組織を形成するためである。
　平均昇温速度Ｖ１が10℃／ｓ未満である場合には、過度の回復により再結晶核の生成頻度が低下し、再結晶核数の場所依存性が大きくなる。その結果、微細な結晶粒と粗大な結晶粒が混在することになり、結晶粒径分布の標準偏差Ｓ１が大きくなり、上記式（１）を満たさなくなる。
　一方、平均昇温速度Ｖ１が10℃／ｓ以上である場合には、再結晶核の生成頻度が高く、再結晶核数の場所依存性が小さくなる。その結果、結晶粒径分布の標準偏差Ｓ１が小さくなり、上記式（１）を満たすようになる。
　500℃から700℃の平均昇温速度Ｖ１は、好ましくは20℃／ｓ以上であり、より好ましくは50℃／ｓ以上である。なお、平均昇温速度Ｖ１の上限は、特に限定されないが、過度に昇温速度が高いと温度ムラを生じ易いことから平均昇温速度Ｖ１は500℃／ｓ以下であることが好ましい。
［焼鈍温度Ｔ２：875℃以上1050℃以下］
　焼鈍工程において、焼鈍温度Ｔ２は875℃以上1050℃以下とする。焼鈍温度Ｔ２を875℃以上1050℃以下とした理由は、次の通りである。
　焼鈍温度Ｔ２が875℃未満である場合には、再結晶粒が十分に粒成長せず、得られる無方向性電磁鋼板における平均結晶粒径Ｘ１を60μm以上とすることができない。一方、焼鈍温度Ｔ２が875℃以上である場合には、十分な粒成長が生じ平均結晶粒径を60μm以上とすることができ、所望の鋼板組織が得られる。焼鈍温度Ｔ２は、好ましくは、900℃以上である。
　一方、焼鈍温度Ｔ２が1050℃超である場合には、再結晶粒が過度に成長し、平均結晶粒径Ｘ１を200μm以下とすることができない。従って、焼鈍温度Ｔ２は1050℃以下とする。焼鈍温度Ｔ２は、好ましくは1025℃以下である。
　焼鈍工程では、上記の焼鈍温度Ｔ２まで加熱したのち冷却する。この冷却は、冷却ムラ防止の観点から、50℃／ｓ以下の冷却速度にて行うことが好ましい。
　以下に実施例を挙げて本発明を具体的に説明する。ただし、本発明はこれらに限定されない。
＜冷延焼鈍板（無方向性電磁鋼板）の製造＞
　表１に示す成分組成を有する溶鋼を、通常公知の手法により溶製し、連続鋳造して厚み230 mmのスラブ（鋼素材）とした。
　得られたスラブに、熱間圧延を施すことにより、板厚2.0 mmの熱延板を得た。得られた熱延板に公知の手法により熱延板焼鈍および酸洗を施し、次いで、表２に示す板厚まで冷間圧延を施し、冷延板を得た。
　得られた冷延板に、表２に示す条件で焼鈍を施し、次いで公知の手法によりコーティングを施し、冷延焼鈍板（無方向性電磁鋼板）を得た。
＜評価＞
（ミクロ組織の観察）
　得られた冷延焼鈍板から組織観察用の試験片を採取した。次いで、採取した試験片を、圧延面（ND面）で、板厚の1/4に相当する位置が観察面となるように、化学研磨により減厚して鏡面化した。鏡面化した観察面に対し、電子線後方散乱回折（EBSD）測定を実施し、局所方位データを得た。このとき、ステップサイズ：10μm、測定領域：100mm2以上とした。測定領域の広さは、続く解析において結晶粒の数が5000個以上となるように適宜調整した。なお、測定は全域を１回のスキャンで行っても良いし、Combo Scan機能を利用して複数回のスキャン結果を結合しても良い。解析ソフト：OIM Analysis 8を用いて、得られた局所方位データの解析を行なった。
　データ解析に先立ち、解析ソフトのPartition PropertiesにてFormula：GCI[&;5.000,2,0.000,0,0,8.0,1,1,1.0,0;]＞0.1 の条件で粒平均データ点の選別を行い、解析に不適なデータ点を除外した。このとき、有効なデータ点は98％以上であった。
　以上のように調整したデータに対して、結晶粒界の定義として、Grain Tolerance Angle を５°、Minimum Grain Sizeを２、Minimum Anti Grain Sizeを２、Multiple Rows RequirementおよびAnti-Grain Multiple Rows Requirementは共にOFFとして、以下の解析を行った。
　前処理を施したデータに対して、Export Grain File 機能を用いて結晶粒の情報を出力した。Grain File Type ２の Grain Size (Diameter in microns)を結晶粒径（ｘｉ）として用いた。得られたすべての結晶粒の情報に対して、下記式を用いて、平均結晶粒径、標準偏差および尖度をそれぞれ計算した。得られた平均結晶粒径、標準偏差および尖度は、Ｘ１、Ｓ１およびＫ１である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000002
  
　上記式中、ｎは結晶粒の数、ｘｉは各結晶粒径データ（ｉ：１、２、・・・、ｎ）である。
（温間疲労強度の評価）
　得られた冷延焼鈍板から、圧延方向を長手方向とした引張疲労試験片（JIS　Ｚ2275：1978に準拠した１号試験片、ｂ：15mm、Ｒ：100mmと同じ形状）を採取し、疲労試験に供した。ここで、試験片の端面は機械加工により平滑に仕上げた。上記疲労試験は、試験温度：100℃、引張り－引張り（片振り）、応力比（＝最小応力／最大応力）：0.1および周波数：20Hzの条件で行い、繰り返し数10７回において疲労破断を起こさない最大応力を温間疲労限とした。温間疲労限が300MPa以上の場合に温間疲労強度に優れると評価した。
（磁気特性の評価）
　得られた焼鈍板から、長さ方向を圧延方向および圧延直角方向とする、幅30mm、長さ280mmの磁気測定用試験片を採取し、JIS　Ｃ2550-1：2011に準拠し、エプスタイン法で熱処理板の鉄損Ｗ１０／４００を測定した。Ｗ１０／４００≦15.0（W/kg）の場合に鉄損特性が良いと評価した。
　上記の結果を、表３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-I000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-I000006
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
Figure JPOXMLDOC01-appb-I000008
　表３の結果から、本発明に従う無方向性電磁鋼板は、いずれも、優れた疲労強度と優れた鉄損特性とを両立していることがわかる。なお、本発明に従う冷延焼鈍板を積層してなるロータコアと、同熱処理板を積層してなるステータコアとを組み合わせて得た、モータコアは、優れた疲労特性を有していた。
　さらに、打抜き時のひずみによる鉄損低減を回復する目的で鋼板に歪取り焼鈍を施したところ、本発明の効果に何ら影響はなく、優れた疲労強度と優れた鉄損特性が両立されていた。
 

Claims (7)

  1. 　無方向性電磁鋼板であって、
    　質量％で、
    　Ｃ：0.01％以下、
    　Si：2.0％以上4.5％未満、
    　Mn：0.05％以上5.00％以下、
    　Ｐ：0.1％以下、
    　Ｓ：0.01％以下、
    　Al：3.0％以下および
    　Ｎ：0.0050％以下
    を含み、かつSi＋Alが4.5％未満であり、残部がFeおよび不可避的不純物である成分組成を有し、
    　鋼板中の結晶粒について、平均結晶粒径Ｘ１が60μm以上200μm以下であり、結晶粒径分布の標準偏差Ｓ１が次式（１）：
    　Ｓ１／Ｘ１＜0.75　…（１）
    を満たし、かつ、結晶粒径分布の尖度Ｋ１が2.00以下であることを特徴とする、無方向性電磁鋼板。
  2. 　前記成分組成は、さらに質量％で、
    　Co：0.0005％以上0.0050％以下
    を含む、請求項１に記載の無方向性電磁鋼板。
  3. 　前記成分組成は、さらに質量％で、
    　Cr：0.05％以上5.00％以下
    を含む、請求項１または２に記載の無方向性電磁鋼板。
  4. 　前記成分組成は、さらに質量％で、
    　Ca：0.001％以上0.100％以下、
    　Mg：0.001％以上0.100％以下および
    　REM：0.001％以上0.100％以下
    のいずれか１種または２種以上を含む、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. 　前記成分組成は、さらに質量％で、
    　Sn：0.001％以上0.200％以下および
    　Sb：0.001％以上0.200％以下
    のいずれか１種または２種を含む、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. 　前記成分組成は、さらに質量％で、
    　Cu：0％以上0.5％以下、
    　Ni：0％以上0.5％以下、
    　Ti：0％以上0.005％以下、
    　Nb：0％以上0.005％以下、
    　Ｖ：0％以上0.010％以下、
    　Ta：0％以上0.002％以下、
    　Ｂ：0％以上0.002％以下、
    　Ga：0％以上0.005％以下、
    　Pb：0％以上0.002％以下、
    　Zn：0％以上0.005％以下、
    　Mo：0％以上0.05％以下、
    　Ｗ：0％以上0.05％以下、
    　Ge：0％以上0.05％以下および
    　As：0％以上0.05％以下
    のいずれか１種または２種以上を含む、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. 　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を製造する方法であって、
    　請求項１から６のいずれか１項に記載の成分組成を有する鋼素材に、熱間圧延を施して熱延板を得る熱間圧延工程と、
    　前記熱延板に酸洗を施す酸洗工程と、
    　前記酸洗が施された前記熱延板に、最終パスのワークロール径Ｄが150mmφ以上、最終パスの圧下率ｒが15％以上、および最終パスのひずみ速度εｍが100ｓ－１以上1300ｓ－１以下の条件にて冷間圧延を施して冷延板を得る冷間圧延工程と、
    　前記冷延板を、500℃から700℃の平均昇温速度Ｖ１が10℃／ｓ以上の条件にて、875℃以上1050℃以下の焼鈍温度Ｔ２まで加熱したのち、冷却して、無方向性電磁鋼板である冷延焼鈍板を得る焼鈍工程と、
    を備える無方向性電磁鋼板の製造方法。
     
     
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