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WO2023079836A1 - 無方向性電磁鋼板とその製造方法 - Google Patents

無方向性電磁鋼板とその製造方法 Download PDF

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WO2023079836A1
WO2023079836A1 PCT/JP2022/034142 JP2022034142W WO2023079836A1 WO 2023079836 A1 WO2023079836 A1 WO 2023079836A1 JP 2022034142 W JP2022034142 W JP 2022034142W WO 2023079836 A1 WO2023079836 A1 WO 2023079836A1
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WO
WIPO (PCT)
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mass
annealing
cold
group
steel sheet
Prior art date
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Ceased
Application number
PCT/JP2022/034142
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English (en)
French (fr)
Inventor
智幸 大久保
邦 山田
孝明 田中
祐介 下山
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
JFE Steel Corp
Original Assignee
JFE Steel Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
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Publication date
Application filed by JFE Steel Corp filed Critical JFE Steel Corp
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Priority to MX2024005266A priority patent/MX2024005266A/es
Priority to JP2022567576A priority patent/JP7268803B1/ja
Priority to KR1020247017812A priority patent/KR20240093976A/ko
Priority to EP22889660.1A priority patent/EP4400610A4/en
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Definitions

  • the present invention relates to a non-oriented electrical steel sheet suitable for use in motor cores and a method for manufacturing the same.
  • the core of the drive motor is usually composed of a stator core and a rotor core, but as the rotation speed increases, a greater centrifugal force acts on the rotating rotor core.
  • the rotor core has a very narrow portion (width: 1 to 2 mm) called a rotor core bridge portion due to its structure, and this portion is in a particularly high stress state during operation of the motor.
  • the electromagnetic steel sheets used for rotor cores are required to have excellent strength characteristics such as high strength and high fatigue strength.
  • the magnetic steel sheets used for the stator core have high magnetic flux density and low iron loss in order to achieve miniaturization and high output of the motor.
  • the characteristics of the electrical steel sheets used in motor cores are excellent strength characteristics (tensile strength, fatigue characteristics) for rotor cores, and excellent magnetic characteristics (magnetic flux density, iron loss characteristics) for stator cores. Excellence is required.
  • the rotor core and stator core are generally assembled by laminating rotor core material and stator core material processed into core cross-sections. Therefore, from the viewpoint of the motor core manufacturer (user), it is desirable that the rotor core material and the stator core material can be simultaneously obtained from the same material steel plate in order to improve material yield and productivity.
  • Patent Document 1 discloses a technique for increasing the Si content of a steel sheet and adding a strengthening element such as Ni or Cu in order to secure the mechanical properties required for a rotor core while securing the magnetic properties required for the stator core. is disclosed.
  • Patent Document 2 a steel sheet after cold rolling is finish-annealed (referred to as "cold-rolled sheet annealing" in the present invention) to produce a high-strength non-oriented electrical steel sheet having a fine grain structure.
  • a rotor core material and a stator core material are obtained from a steel plate by punching, and after laminating and assembling the rotor core and the stator core, only the stator core is subjected to stress relief annealing (referred to as "core annealing" in the present invention) to achieve high strength.
  • core annealing stress relief annealing
  • a technique for manufacturing a rotor core and a low core loss stator core from the same material is disclosed. Further, in Patent Document 3, a high-strength non-oriented electrical steel sheet having a fine-grained structure is manufactured, a rotor core material and a stator core material are sampled, and laminated to assemble the rotor core and the stator core.
  • a technique for manufacturing a high-strength rotor core and a low iron loss, high magnetic flux density stator core from the same material by performing core annealing at a heating rate of 8°C/min from °C to the soaking temperature. .
  • Patent Documents 1 to 3 do not reduce the manufacturability, and the strength characteristics and magnetic properties required for the material steel sheets of motor cores such as EV/HEV in recent years. It is becoming difficult to satisfy the characteristics. Specifically, the technique of increasing the amount of Si, Ni, Cu, and the like disclosed in Patent Document 1 causes breakage during cold rolling, which significantly lowers manufacturability. In addition, Ni and Cu are expensive elements, leading to an increase in manufacturing costs. Moreover, with the technique disclosed in Patent Document 2, it is possible to obtain a non-oriented electrical steel sheet having a high yield stress after cold-rolled sheet annealing.
  • the present invention has been made in view of the above-mentioned problems of the prior art, and an object of the present invention is to provide a motor core with excellent strength characteristics that can suppress an increase in manufacturing costs and a decrease in the manufacturing yield of motor cores for users.
  • the inventors conducted extensive research on the effects of various factors on the grain growth behavior during core annealing (stress relief annealing) of non-oriented electrical steel sheets.
  • the crystal grains are refined by performing appropriate heat treatment before the final cold rolling, optimizing the rolling conditions for the first pass in the final cold rolling, and then performing appropriate cold-rolled sheet annealing. It is possible to grow grains and a crystal structure having a specific orientation.
  • the present inventors have found that a non-oriented electrical steel sheet can be obtained that has a high fatigue strength and a small decrease in magnetic flux density in the subsequent core annealing (stress relief annealing), and has developed the present invention.
  • C 0.0005 to 0.0050 mass%, Si: 1.0 to 5.0 mass%, Mn: 0.05 to 5.0 mass%, P: 0 to 0.1 mass%, S: 0 to 0.010 mass%, Al: 0.005 to 3.0 mass%, and N: 0 to 0.010 mass%, with the balance being Fe and inevitable impurities, electron beam backscattering
  • D1 the average crystal grain size of crystal grains having ⁇ 411 ⁇ 148> orientation
  • D2 the average crystal grain size of crystal grains having ⁇ 211 ⁇ 011> orientation.
  • the D1 is 75 ⁇ m or less, and the D1 to D3 are the following formulas (1) and (2); D2/D1 ⁇ 1.02 (1) D3/D1 ⁇ 0.60 (2) It is a non-oriented electrical steel sheet characterized by satisfying
  • the non-oriented electrical steel sheet of the present invention further includes the following groups A to E in addition to the above chemical composition; ⁇ Group A; Cr: 0.01 to 5.0 mass% Group B; Ca: 0.001 to 0.01 mass%, Mg: 0.0001 to 0.01 mass% and REM: at least one of 0.001 to 0.05 mass% Group C; Sn: 0.01 mass%; 001 to 0.2 mass% and Sb: at least one of 0.001 to 0.2 mass% Group D; Ni: 0.01 to 3.0 mass% Group E; It is characterized by containing at least one group of at least one component.
  • the non-oriented electrical steel sheet of the present invention further includes the following groups F and G in addition to the above chemical composition;
  • Group F Ta: 0.0001 to 0.01 mass%
  • B 0.0001 to 0.005 mass%
  • Ga 0.0001 to 0.01 mass%
  • Pb 0.0001 to 0.005 mass%
  • Zn At least one of 0.001 to 0.01 mass%
  • Mo 0.001 to 0.05 mass%
  • W 0.001 to 0.05 mass%
  • Ge Ge: 0.001 to 0.05 mass%
  • the present invention includes C: 0.0005 to 0.0050 mass%, Si: 1.0 to 5.0 mass%, Mn: 0.05 to 5.0 mass%, P: 0 to 0.1 mass%, S: Hot rolling a steel slab having a chemical composition containing 0 to 0.010 mass%, Al: 0.005 to 3.0 mass%, N: 0 to 0.010 mass%, and the balance being Fe and inevitable impurities, Non-oriented electrical steel sheet subjected to hot-rolled sheet annealing, cold-rolled once or cold-rolled twice or more with intermediate annealing to obtain a cold-rolled sheet having a final thickness, and subjected to cold-rolled sheet annealing.
  • the steel sheet before cold rolling to be the final thickness is cooled to 90 ° C. or less, aged at a temperature of 100 to 300 ° C., and then subjected to heat treatment to cool again to obtain the final thickness.
  • the first pass of cold rolling is performed using work rolls with a surface roughness Ra of 0.05 to 3.0 ⁇ m at a bite temperature of 70 ° C. or less, and the soaking temperature for the cold-rolled sheet annealing is set to , 700 to 950° C., a method for manufacturing a non-oriented electrical steel sheet.
  • the steel slab used in the method for producing a non-oriented electrical steel sheet of the present invention in addition to the above chemical composition, further includes the following groups A to E; ⁇ Group A; Cr: 0.01 to 5.0 mass% Group B; Ca: 0.001 to 0.01 mass%, Mg: 0.0001 to 0.01 mass% and REM: at least one of 0.001 to 0.05 mass% Group C; Sn: 0.01 mass%; 001 to 0.2 mass% and Sb: at least one of 0.001 to 0.2 mass% Group D; Ni: 0.01 to 3.0 mass% Group E; It is characterized by containing at least one group of at least one component.
  • the steel slab used in the method for producing a non-oriented electrical steel sheet of the present invention in addition to the above chemical composition, further includes Groups F and G below; Group F; Ta: 0.0001 to 0.01 mass%, B: 0.0001 to 0.005 mass%, Ga: 0.0001 to 0.01 mass%, Pb: 0.0001 to 0.005 mass%, Zn: At least one of 0.001 to 0.01 mass%, Mo: 0.001 to 0.05 mass% and W: 0.001 to 0.05 mass% Group G; Ge: 0.001 to 0.05 mass% , As: 0.001 to 0.05 mass% and Co: 0.001 to 0.05 mass%.
  • Groups F and G below; Group F; Ta: 0.0001 to 0.01 mass%, B: 0.0001 to 0.005 mass%, Ga: 0.0001 to 0.01 mass%, Pb: 0.0001 to 0.005 mass%, Zn: At least one of 0.001 to 0.01 mass%, Mo: 0.001 to 0.05 mass% and W: 0.001 to
  • the present invention it is possible to stably provide a non-oriented electrical steel sheet having excellent fatigue properties, excellent magnetic properties after core annealing, and particularly excellent magnetic flux density. As a result, it not only contributes to the improvement of material yield and productivity in the user, but also greatly contributes to the improvement of the characteristics of the high-speed rotating motor.
  • an object of the present invention is to develop a non-oriented electrical steel sheet that has high fatigue strength after cold-rolled sheet annealing (finish annealing) and less deterioration in magnetic flux density in subsequent core annealing (stress relief annealing).
  • the aim is to develop a non-oriented electrical steel sheet having a fatigue strength of 470 MPa or more after cold-rolled sheet annealing and a magnetic flux density deterioration allowance ⁇ B50 due to core annealing of 0.04 T or less.
  • the fatigue strength of 470 MPa is the minimum value of fatigue strength required for the rotor core material of the EV/HEV drive motor to resist the centrifugal force generated by high-speed rotation.
  • C 0.0005 to 0.0050 mass%
  • C is a harmful element that precipitates as carbide on grain boundaries during core annealing and increases iron loss after core annealing.
  • the present invention controls the recrystallization behavior of the rolled structure in cold-rolled steel annealing by heat-treating the steel plate before cold-rolling to segregate solid solution C at the grain boundary, and specifying
  • This is a technique for controlling the average grain size of oriented crystal grains after cold-rolled sheet annealing.
  • the C content should be in the range of 0.0005 to 0.0050 mass%.
  • a preferable C content is in the range of 0.0020 to 0.0040 mass%.
  • Si 1.0 to 5.0 mass% Si is an essential element for increasing the specific resistance of steel and reducing iron loss. It is also an element that increases the strength of steel through solid-solution strengthening. In order to obtain the above effects, 1.0 mass % or more of Si is added in the present invention. On the other hand, when Si exceeds 5.0 mass%, the toughness is lowered and manufacturability is impaired, so the upper limit is made 5.0 mass%. A preferable Si content is in the range of 2.5 to 4.5 mass%.
  • Mn 0.05-5.0 mass% Mn, like Si, is an element useful for increasing the specific resistance and strength of steel. It is also an element that improves hot workability. In order to obtain these effects, 0.05 mass% or more of Mn is added. On the other hand, the addition of Mn exceeding 5.0 mass% promotes the precipitation of MnC and may degrade the magnetic properties, so the upper limit is made 5.0 mass%. A preferable Mn content is in the range of 0.10 to 3.0 mass%.
  • P 0 to 0.1 mass%
  • P is a useful element used for adjusting the strength (hardness) of steel.
  • the upper limit is made 0.1 mass%.
  • the lower limit is not specified, excessive reduction of P leads to an increase in manufacturing cost, so it is preferable to set it to about 0.001 mass%.
  • a more preferable P content is in the range of 0.005 to 0.08 mass%.
  • S 0 to 0.010 mass%
  • S is a harmful element that forms and precipitates fine sulfides and adversely affects iron loss characteristics. In particular, if the content exceeds 0.010 mass%, the adverse effect becomes noticeable, so the content is limited to 0.010 mass% or less.
  • a preferable S content is 0.005 mass% or less.
  • Al 0.005 to 3.0 mass%
  • Al is a useful element that increases the specific resistance of steel and reduces iron loss. In order to obtain this effect, it is necessary to add 0.005 mass% or more of Al. On the other hand, addition of more than 3.0 mass% promotes nitridation of the surface of the steel sheet during cold-rolled sheet annealing and core annealing, possibly deteriorating the magnetic properties, so the upper limit is made 3.0 mass%.
  • a preferable Al content is in the range of 0.010 to 2.0 mass%.
  • N 0 to 0.010 mass% N is a harmful element that forms and precipitates fine nitrides during cold-rolled sheet annealing and core annealing, and adversely affects iron loss characteristics. In particular, if it exceeds 0.010 mass%, the adverse effect becomes remarkable, so the upper limit is made 0.010 mass%.
  • a preferable N content is 0.0030 mass% or less.
  • the non-oriented electrical steel sheet of the present invention can further contain the following components in addition to the above components, depending on the properties required.
  • Cr 0.01 to 5.0 mass% Cr has the effect of increasing the resistivity of steel and reducing iron loss. In order to obtain this effect, it is preferable to add 0.01 mass % or more of Cr. On the other hand, if it exceeds 5.0 mass %, the magnetic flux density will decrease due to the decrease in the saturation magnetic flux density. Therefore, when Cr is added, it is preferably added in the range of 0.01 to 5.0 mass%.
  • Ca, Mg and REM are all S in steel is an element that has the effect of fixing as a sulfide and reducing iron loss.
  • Ca, Mg and REM are preferably added in an amount of 0.001 mass%, 0.0001 mass% and 0.001 mass% or more, respectively.
  • Ca, Mg and REM are added in excess of 0.01 mass%, 0.01 mass% and 0.05 mass%, respectively, the above effects become saturated and the cost of raw materials increases. Therefore, it is preferable to add Ca, Mg and REM with upper limits of 0.01 mass%, 0.01 mass% and 0.05 mass%, respectively.
  • Ni 0.01 to 3.0 mass%
  • Ni is a magnetic element, that is, an element that exhibits ferromagnetism at room temperature, and positively adding it has the effect of increasing the magnetic flux density. In order to obtain the above effect, it is preferable to add 0.01 mass% or more. On the other hand, if the Ni content exceeds 3.0 mass%, the raw material cost increases, so the upper limit is preferably about 3.0 mass%.
  • Cu , Nb, Ti and V are elements having the effect of increasing the tensile strength and fatigue strength of the steel sheet by being finely precipitated alone or in the form of carbides, nitrides and carbonitrides.
  • the upper limits of Cu, Nb, Ti, and V are preferably Cu: 0.5 mass%, Ti and Nb: 0.05 mass%, and V: 0.20 mass%, respectively.
  • Ta 0.0001-0.01 mass%
  • B 0.0001-0.005 mass%
  • Ga 0.0001-0.01 mass%
  • Pb 0.0001-0.005 mass%
  • Zn 0.001- At least one of 0.01 mass%
  • Mo 0.001 to 0.05 mass%
  • W 0.001 to 0.05 mass%
  • the above elements are single precipitates or other elements and fine precipitates/inclusions It is an element that has the effect of forming a substance and increasing the tensile strength and fatigue strength of steel sheets.
  • Ta 0.0002 to 0.002 mass%
  • B 0.0002 to 0.002 mass%
  • Ga 0.0002 to 0.005 mass%
  • Pb 0.0002 to 0.002 mass%
  • Zn 0.002 to 0.005 mass%
  • Mo 0.002 to 0.03 mass%
  • W 0.002 to 0.03 mass%.
  • At least one of Ge: 0.001 to 0.05 mass%, As: 0.001 to 0.05 mass%, and Co: 0.001 to 0.05 mass% The above elements improve magnetic flux density and iron loss can be added as appropriate. In order to obtain the above effect, it is preferable to add 0.001 mass% or more of each. However, even if it is added in excess of 0.05 mass%, the above effect is saturated, so the upper limit of each is preferably 0.05 mass%. More preferably, each is in the range of 0.002 to 0.03 mass%.
  • the balance other than the above components is substantially Fe and unavoidable impurities.
  • the content of each of the above components may be analyzed using a known analysis method such as inductively coupled plasma mass spectrometry, and is not particularly limited.
  • Average crystal grain size D1 75 ⁇ m or less
  • the fatigue strength of the steel sheet is improved by making the crystal grain size finer. Therefore, in the non-oriented electrical steel sheet of the present invention, the average grain size of the entire steel sheet, that is, the grains in all directions is 75 ⁇ m or less in order to impart the fatigue strength of 470 MPa or more required to the steel sheet after cold-rolled sheet annealing. Requires that there be In the present invention, the average grain size of grains in all directions is represented as D1.
  • the non-oriented electrical steel sheet of the present invention in order for the non-oriented electrical steel sheet of the present invention to reliably achieve a fatigue strength of 470 MPa or more after cold-rolled sheet annealing, it is not enough for the average grain size D1 to be 75 ⁇ m or less. As will be described later, in addition to the above, it is necessary to optimize the average crystal grain size D3 in the ⁇ 211 ⁇ 011> orientation in relation to D1.
  • D2/D1 ⁇ 1.02 the average grain size of crystal grains having ⁇ 411 ⁇ ⁇ 148> orientation is D2, D2 is more than the average grain size D1 of grains in all directions described above. is also large, the following formula (1); D2/D1 ⁇ 1.02 (1) must be satisfied.
  • D2/D1 ⁇ 1.02 (1) the deterioration amount ⁇ B50 of the magnetic flux density of the stator core material due to core annealing can be suppressed to 0.04 T or less.
  • ⁇ 411 ⁇ ⁇ 148> oriented grains are known to have a crystallographic orientation that is favorable for magnetic properties.
  • the average crystal grain size D2 of the ⁇ 411 ⁇ 148> oriented grains is larger than the average crystal grain size D1 during core annealing, the ⁇ 411 ⁇ 148> oriented grains eat small grains of the matrix due to the size effect. area ratio increases. As a result, a decrease in magnetic flux density due to core annealing is suppressed.
  • the above D3 is the above-mentioned average crystal grain size D1 of all oriented grains.
  • D3/D1 ⁇ 0.60 (2) must be satisfied.
  • Fatigue strength can be increased by satisfying the above formula (2).
  • the above-mentioned average crystal grain size D1 of grains in all directions is 75 ⁇ m or less and the above formula (2) is satisfied, fatigue of 470 MPa or more required for the rotor core material of the EV/HEV drive motor Strength can be stably obtained.
  • a crystal grain having a ⁇ 211 ⁇ 011> orientation often has a flattened shape in the rolling direction.
  • the crystal grain size having the ⁇ 211 ⁇ ⁇ 011> orientation is fine, the grain boundaries between the oriented grains and the adjacent crystal grains increase, promoting the propagation of cracks generated from inclusions in the steel. It is presumed that
  • a section perpendicular to the rolling direction of the test piece for structure observation (so-called C section) is used as an observation surface, and this observation surface is polished with colloidal silica and mirror-finished. Measure the microstructure.
  • the measurement conditions are a step size of 0.1 ⁇ m and a measurement area of 10 mm 2 or more, or an area where 5000 or more crystal grains, which will be described later, can be observed.
  • analysis software OIM Analysis 8.5 is used to analyze only the measurement points with a CI value of >0.1, and the grain dilation function of the analysis software (Grain Tolerance Angle: 10 °, Minimum Grain Size: 2), Grain CI Standardization function (Grain Tolerance Angle: 10°, Minimum Grain Size: 2), and Single (Average) Orientation per Grain function (Grain Tolerance Angle: 10°).
  • the local orientation data is analyzed to obtain the average crystal grain sizes D1 to D3.
  • the average crystal grain size D1 of grains in all directions of the cold-rolled annealed sheet is determined by defining the grain boundary as having a grain tolerance angle of 10°, and then determining the area average of the grain size (diameter).
  • the average crystal grain size D2 of the ⁇ 411 ⁇ ⁇ 148> oriented grains is (114) [4-81], (141) [-814], ( 141) Of the four crystal orientations of [-4-18] and (411) [-1-48], analyze only crystal grains with a tolerance of less than 15°.
  • the area average of the grain size (diameter) is obtained.
  • the above four crystal orientations are crystallographically equivalent crystal orientations (variants) satisfied by the ⁇ 411 ⁇ 148> orientation when the parent phase ferrite has Cubic symmetry.
  • the average crystal grain size D3 of the ⁇ 211 ⁇ ⁇ 011> oriented grains was obtained by using the Crystal Orientation function in the same manner as described above, using two types of (211) [01-1] and (211) [0-11]. Of the crystal orientations, only crystal grains having a misorientation of less than 15° in Tolerance are analyzed and obtained.
  • the non-oriented electrical steel sheet of the present invention is obtained by manufacturing a steel material (slab) having the chemical composition described above and then hot-rolling the slab to obtain a hot-rolled sheet. Next, after the hot-rolled sheet is subjected to hot-rolled sheet annealing, it is pickled and cold-rolled once or cold-rolled twice or more with intermediate annealing to obtain the final thickness (product thickness). A cold-rolled sheet is prepared, and the cold-rolled sheet is subjected to cold-rolled sheet annealing. A specific description will be given below.
  • the steel material (slab) used for manufacturing the non-oriented electrical steel sheet of the present invention is suitable for the present invention described above using a conventionally known refining process using a converter, an electric furnace, or a vacuum degassing facility. After smelting the steel adjusted to the chemical composition, the slab is manufactured. Any method such as a continuous casting method, an ingot casting-blooming rolling method, a thin slab continuous casting method, or the like may be used as a method for manufacturing a slab.
  • the slab is heated to a predetermined temperature and then hot rolled into a hot-rolled sheet having a predetermined thickness.
  • the conditions for this hot rolling are not particularly limited. °C/s and the coil winding temperature are preferably in the range of 400 to 700°C.
  • Hot-rolled sheet annealing Next, the hot-rolled sheet subjected to hot rolling is subjected to hot-rolled sheet annealing in order to completely recrystallize the rolled structure and homogenize the structure.
  • the conditions for hot-rolled sheet annealing are not particularly specified, but the soaking temperature is preferably in the range of 800 to 1100° C. and the soaking time is in the range of 3 to 100 seconds.
  • the pickling conditions may be descaling to the extent that cold rolling can be applied, and for example, conventional pickling using hydrochloric acid or sulfuric acid can be applied.
  • This pickling may be performed after annealing in the hot-rolled sheet annealing line, or may be performed in a separate line.
  • the descaled hot-rolled sheet is cold-rolled into a cold-rolled sheet having a final sheet thickness (product sheet thickness).
  • the final plate thickness may be obtained by one cold rolling, or two or more cold rollings with intermediate annealing may be performed to obtain the final plate thickness.
  • the rolling reduction of the cold rolling (final cold rolling) to obtain the final plate thickness is 80% or more.
  • the upper limit of the rolling reduction is not particularly limited, but if it exceeds 98%, the rolling load increases remarkably, so it is preferable to set it to about 98%.
  • Heat treatment before final cold rolling the steel sheet before the final cold rolling is subjected to a predetermined heat treatment. It is important to perform heat treatment by heating to a temperature of 300° C. for aging treatment and cooling again.
  • the steel sheet before final cold rolling when the final thickness is obtained by one cold rolling, for the steel sheet after hot-rolled sheet annealing, when the final thickness is obtained by two or more cold rollings with intermediate annealing. is a steel sheet after intermediate annealing immediately before final cold rolling. Since the hot-rolled sheet annealing and intermediate annealing are usually performed by continuous annealing, they are rapidly cooled from a high temperature. Therefore, it is considered that a large amount of dissolved C exists in the steel sheet in a supersaturated state.
  • the steel sheet before the final cold rolling is subjected to the above-described aging treatment to segregate solute C at the grain boundary, thereby strengthening the grain boundary and ⁇ 411 ⁇ ⁇ 148> grains.
  • the grain size of crystal grains having ⁇ 211 ⁇ 011> orientation is controlled within an appropriate range.
  • the grain boundaries are sufficiently solid-solution strengthened, the dislocation movement at the grain boundaries is suppressed during cold rolling, and the amount of strain introduced into the cold-rolled sheet increases.
  • the grain boundary segregation of solute C is insufficient, the amount of strain introduced into the cold-rolled sheet decreases, and the amount of strain introduced into the grains adjacent to the ⁇ 211 ⁇ 011> oriented grains also decreases. Since it decreases, recrystallization of ⁇ 211 ⁇ 011> oriented grains is suppressed.
  • the ⁇ 411 ⁇ ⁇ 148> oriented grains are formed by the ⁇ 211> axis rotation of the ⁇ 211 ⁇ ⁇ 011> oriented grains during the cold-rolled steel annealing process. If the grains are not formed in the same direction, the formation of ⁇ 411 ⁇ 148> oriented grains is also difficult. Therefore, it becomes difficult to control the grain size of ⁇ 211 ⁇ 011> oriented grains and ⁇ 411 ⁇ 148> oriented grains.
  • the steel sheet before the final cold rolling is cooled to 90°C or less to further increase the degree of supersaturation of dissolved C and increase the driving force for segregation at grain boundaries.
  • the lower limit of the temperature for cooling the steel sheet is not particularly set, if the temperature is less than 0°C, the material becomes embrittled and the manufacturability is adversely affected, so it is preferably 0°C or higher.
  • the temperature of the steel sheet is cooled to 90° C. or lower by rapid cooling in the annealing immediately before the final cold rolling, the steel sheet is not required to be further cooled because the solute C is already supersaturated.
  • the method for cooling the steel plate known techniques such as air cooling, gas cooling, and water cooling can be used.
  • the steel plate temperature is not particularly specified, and may be measured by, for example, a radiation thermometer.
  • the steel sheet cooled to 90 ° C. or less to increase the degree of supersaturation of solid solution C is heated to a temperature of 100 to 300 ° C. before the final cold rolling to segregate the supersaturated solid solution C at the grain boundary. process.
  • solid-solution C segregated at the grain boundaries solid-solution strengthens the grain boundaries, and promotes recrystallization of ⁇ 211 ⁇ ⁇ 011> oriented grains in which strain is difficult to accumulate in the final cold rolling, resulting in ⁇ 211 ⁇ It is possible to control the grain size of the ⁇ 011> oriented grains.
  • crystal rotation during recrystallization in the cold-rolled sheet annealing process which will be described later, can also contribute to the control of crystal grains having ⁇ 411 ⁇ 148> orientation.
  • the aging treatment temperature is lower than 100°C, the diffusion of solute C decreases and the above effect cannot be obtained sufficiently.
  • the temperature exceeds 300° C. solid solution C forms fine carbides and precipitates, and the amount of solid solution C that segregates at grain boundaries decreases, so that the above grain boundary strengthening effect and grain size control effect cannot be obtained.
  • the preferred aging treatment temperature is in the range of 150 to 250°C.
  • the aging treatment time (soaking time) is preferably in the range of 10 seconds or more and 20 minutes or less.
  • a heating method for the aging treatment is not particularly specified. For example, known methods such as heat baths such as air baths, oil baths and sand baths, induction heating, radiation heating using radiant tubes and the like can be used.
  • the cooling temperature is the biting temperature in the first pass of the final cold rolling described later.
  • the cooling end temperature is preferably 70° C. or less.
  • Final Cold Rolling The steel sheet subjected to the series of heat treatments (cooling and aging treatments) described above is subjected to final cold rolling to obtain a cold-rolled sheet having a final thickness (product thickness).
  • the first pass of the final cold rolling is performed using work rolls having a surface roughness Ra of 0.05 to 3.0 ⁇ m and a biting temperature of 70 ° C. or less. is important. A specific description will be given below.
  • biting temperature in the first pass of the final cold rolling (steel plate temperature when biting in the first pass) is set to 70 ° C. or less is that if the biting temperature exceeds 70 ° C., ⁇ 411 ⁇ ⁇ 148> orientation grains are over-nucleated. As a result, the crystal grains having the ⁇ 411 ⁇ 148> orientation after cold-rolled sheet annealing become finer and do not satisfy the above-mentioned formula (2), resulting in a large decrease in magnetic flux density during core annealing.
  • a preferred biting temperature is 50° C. or less.
  • the lower limit of the biting temperature is not particularly specified, if it is less than 0°C, the material becomes embrittled and adversely affects the manufacturability, so it is preferably 0°C or higher.
  • the means for measuring the biting temperature in the first pass is not particularly specified, it is preferable to measure it with, for example, a radiation thermometer.
  • the reason for controlling the surface roughness Ra of the work roll in the first pass of the final cold rolling in the range of 0.05 to 3.0 ⁇ m is that when the surface roughness Ra is less than 0.05 ⁇ m, ⁇ 211 ⁇ 011 >Strain is not sufficiently introduced into oriented crystal grains. As a result, the nucleation of crystal grains having the ⁇ 411 ⁇ 148> orientation becomes insufficient, making it difficult to control the grain size of the crystal grains having the ⁇ 411 ⁇ 148> orientation, and the magnetic flux density after core annealing decreases. decrease significantly. In addition, the amount of strain introduced into the crystal grains adjacent to the ⁇ 211 ⁇ 011> oriented grains is reduced, and the grain growth of the ⁇ 211 ⁇ 011> oriented grains is suppressed.
  • the surface roughness Ra of the work roll is preferably in the range of 0.1 to 2.0 ⁇ m, more preferably in the range of 0.15 to 0.4 ⁇ m.
  • the surface roughness Ra is the arithmetic mean roughness defined in JIS B0601 (2001).
  • the roll diameter of the work roll used in the first pass of the final cold rolling is preferably 800 mm ⁇ or less, and preferably 600 mm ⁇ or less, from the viewpoint of increasing the coefficient of friction and promoting the introduction of strain into the steel sheet to be rolled. is more preferred.
  • the cold-rolled sheet having the final thickness is subjected to cold-rolled sheet annealing (finish annealing) for recrystallization and imparting a steel structure having a predetermined crystal orientation and average grain size.
  • the soaking temperature for this cold-rolled sheet annealing must be in the range of 700 to 950°C. If the soaking temperature is less than 700° C., the growth of recrystallized grains may be delayed, and in some cases, recrystallization may be incomplete, leaving a non-recrystallized structure. The residual non-recrystallized structure tends to remain even after core annealing, significantly deteriorating the magnetic properties.
  • the soaking temperature is preferably in the range of 750 to 850°C.
  • the steel sheet after the cold-rolled sheet annealing is generally formed into a product sheet of non-oriented electrical steel sheet by coating the surface of the steel sheet with an insulating coating.
  • the type (component composition), coating method, and weight per unit area of the insulating coating are not particularly limited, but may be appropriately determined according to the properties required for the product sheet.
  • a motor core consisting of a rotor core and a stator core using a non-oriented electrical steel sheet as a raw material
  • core materials having cross-sectional shapes of the rotor core and the stator core are obtained from the steel sheet by punching or the like, and then the core materials are laminated. Assemble the rotor core and stator core. After that, the stator core is generally subjected to stress relief annealing (core annealing) for removing processing strain and promoting crystal grain growth.
  • core annealing stress relief annealing
  • the iron loss characteristics are greatly improved, but the magnetic flux density is reduced by the grain growth of crystal grains having orientations unfavorable to magnetism as the grains grow during core annealing, resulting in a texture unfavorable to magnetism. may decrease due to the development of
  • the average crystal grain size D2 of ⁇ 411 ⁇ ⁇ 148> oriented grains satisfies the relationship of D2/D1 ⁇ 1.02 with respect to the average crystal grain size D1 of all oriented grains. Therefore, the deterioration amount ⁇ B50 of the magnetic flux density due to core annealing can be reduced to 0.04 T or less.
  • a steel slab having a chemical composition with the balance being Fe and unavoidable impurities was produced. Thereafter, the steel slab was heated to a temperature of 1100°C for 20 minutes and then hot-rolled at a final rolling temperature of 750°C and a coiling temperature of 700°C to obtain a hot-rolled sheet having a thickness of 2.5 mm. Next, the hot-rolled sheet was subjected to hot-rolled sheet annealing at 1000 ° C.
  • Cold rolling final cold rolling
  • the soaking time for the aging treatment before the final cold rolling was set to 2 minutes.
  • the biting temperature in the first pass before the final cold rolling was obtained by measuring the surface temperature of the steel sheet on the entry side of the first pass with a radiation thermometer.
  • the cold-rolled annealed sheets and the core annealed sheets thus obtained were subjected to the following evaluation tests.
  • ⁇ Fatigue strength> A tensile fatigue test piece (No. 1 test piece in accordance with JIS Z 227 5: 1978, b: 15 mm, R: 100 mm) with the rolling direction as the tensile direction was taken from the cold-rolled annealed sheet and subjected to a fatigue test. bottom.
  • the maximum stress was defined as the fatigue strength.
  • the deterioration amount ⁇ B 50 of the magnetic flux density B 50 before and after core annealing was 0.04 T or less, and the magnetic flux density by core annealing was It was evaluated that the decrease in In addition, those having an iron loss W 10/400 of 11.5 W/kg or less after core annealing were evaluated as having excellent iron loss characteristics.
  • Table 1 shows the following.
  • the heat treatment conditions before cold rolling and the cold rolling conditions were all compatible with the present invention.
  • the average grain size D1 of grains in all orientations of the steel sheet after cold-rolled sheet annealing is 75 ⁇ m or less
  • the average grain size D2 of grains in the above D1 and ⁇ 411 ⁇ 148> orientations and ⁇ 210 ⁇ 011 is 75 ⁇ m or less
  • the average crystal grain size D3 of the oriented grains satisfies the formulas (1) and (2) of the present invention.
  • all of the steel sheets of the present invention had a fatigue strength of 470 MPa or more after cold-rolled sheet annealing, and a deterioration amount ⁇ B 50 of the magnetic flux density B 50 due to core annealing was suppressed to 0.04 T or less. I understand.
  • steel sheets of comparative examples such as No. In the steel sheets of Nos. 4 and 5, the cooling temperature before the final cold rolling exceeded 90°C, so the average grain size ratio D2/D1 was less than 1.02, and the decrease in magnetic flux density due to core annealing was remarkable. be. Also, No. The steel sheets Nos. 6 to 8, 14 and 15 had an average grain size ratio D2/D1 of less than 1.02 because the aging treatment temperature before the final cold rolling was outside the range of 100 to 300 ° C., and the core annealing The decrease in magnetic flux density due to Also, No.
  • the biting temperature in the first pass of the final cold rolling exceeds 70 ° C., so the average grain size ratio D2 / D1 is less than 1.02, and due to core annealing The decrease in magnetic flux density is remarkable.
  • the surface roughness of the work roll WR in the first pass of cold rolling exceeds 3.0 ⁇ m, so the average grain size ratio D2/D1 is less than 1.02, and the core annealing The decrease in magnetic flux density is remarkable.
  • the surface roughness of the work rolls WR in the first pass of cold rolling is less than 0.05 ⁇ m, and therefore the average grain size ratio D3/D1 is less than 0.60. Yes, and the fatigue strength of 470 MPa cannot be secured.
  • the steel sheets of Nos. 50 and 51 had a soaking temperature of less than 700° C. in cold-rolled sheet annealing, so that they contained a non-recrystallized structure after cold-rolled sheet annealing and had significantly poor magnetic properties after core annealing.
  • the soaking temperature for cold-rolled sheet annealing exceeds 950° C.
  • the average grain size D1 after annealing exceeds 75 ⁇ m, so the fatigue strength after cold-rolled sheet annealing is 470 MPa. found to be lower.
  • the surface roughness Ra and biting temperature of the work rolls in the first pass of the final cold rolling were variously changed as shown in Table 3.
  • the cold-rolled annealed sheet was subjected to heat treatment at 825° C. for 1 hour simulating core annealing (stress relief annealing) in a reducing atmosphere with a dew point of ⁇ 40° C. and a gas composition shown in Table 3. and
  • the cold-rolled annealed sheet and the core annealed sheet thus obtained were subjected to the same evaluation test as in Example 1, and the results are also shown in Table 3.
  • the iron loss W 10/400 after core annealing is 8.8 W/kg or less for a sheet thickness of 0.15 mm, 10.3 W/kg or less for a sheet thickness of 0.20 mm, and 11.5 W/kg or less for a sheet thickness of 0.25 mm.
  • the plate thickness of 0.30 mm was evaluated to be excellent in iron loss characteristics when the iron loss was 12.5 W/kg or less.
  • Tables 2 and 3 show the following. All of the steel sheets of invention examples, which were manufactured from slabs having chemical compositions satisfying the present invention and satisfying the conditions of the present invention, satisfied the conditions of the present invention. That is, the fatigue strength after cold-rolled sheet annealing is 470 MPa or more, the iron loss W 10/400 after core annealing satisfies the above reference value, and the magnetic flux density deterioration allowance ⁇ B 50 due to core annealing is 0.04 T or less. meet. In particular, No. 1 to which Cr was positively added. Steel sheets No. 26 and No. 27 have significantly reduced iron loss after core annealing due to increased specific resistance. In addition, No. 1 to which Ca, Mg and REM were positively added. In the steel sheets No.
  • the sulfides in the steel sheets were coarsened and rendered harmless, so that the iron loss after core annealing was greatly reduced.
  • No. 1 to which Sn and Sb were positively added The steel sheets of Nos. 33 and 34 have greatly improved magnetic flux densities due to the improvement of the texture of the cold-rolled and annealed sheets.
  • No. 1 to which Ni was added The steel sheet No. 35 has a greatly improved magnetic flux density due to an increase in the content of magnetic elements.
  • No. 1 to which Cu, Nb, Ti and V were positively added.
  • the steel sheets of Nos. 36 to 39 have greatly improved fatigue strength after cold-rolled steel annealing due to the formation of fine precipitates.
  • the steel plate of the comparative example specifically, the steel plate of No. 1 in which the C content exceeds 0.0050 mass%.
  • the steel sheet No. 1 carbides precipitated at grain boundaries after core annealing, and iron loss after core annealing deteriorated.
  • the No. 1 having a C content of less than 0.0005 mass%.
  • nuclei of ⁇ 411 ⁇ ⁇ 148> oriented grains are insufficiently formed during cold rolling, and an appropriate structure is not formed after cold-rolled steel annealing, so that the magnetic flux density after core annealing significantly decreases.
  • the Si and P contents exceeded 5.0 mass% and 0.1 mass%, respectively.
  • the steel sheet of No. 12 has a high iron loss after core annealing because the specific resistance of the steel is small.
  • carbide precipitates on the grain boundary and iron loss increases after core annealing.
  • the No. 15 steel sheet has a high iron loss value after core annealing because the resistivity of the steel is insufficient.
  • the technique of the present invention can be applied not only to the production of non-oriented electrical steel sheets, but also to the production of primary recrystallization annealing sheets of grain-oriented electrical steel sheets with good magnetic flux density.
  • the steel sheet of the present invention can be used not only for HEV/EV motors, but also for high-speed motors such as high-efficiency air conditioner motors, spindle motors for machine tools, and railway motors.

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Abstract

Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌを所定量含有する鋼素材を熱間圧延し、熱延板焼鈍し、冷間圧延し、冷延板焼鈍して無方向性電磁鋼板を製造する際、最終冷間圧延前の鋼板を９０℃以下に冷却した後、１００～３００℃の温度で時効し、上記最終冷間圧延の１パス目の圧延を表面粗さＲａが０．０５～３．０μｍのワークロールを用いて７０℃以下の噛込温度で行い、上記冷延板焼鈍を７００～９５０℃で行うことで、電子線後方散乱回折で測定した全方位粒の平均結晶粒径をＤ１、｛４１１｝＜１４８＞方位粒の平均結晶粒径をＤ２、｛２１１｝＜０１１＞方位粒の平均結晶粒径をＤ３としたとき、上記Ｄ１～Ｄ３が所定の条件を満たすようにすることで、疲労特性に優れるロータコア材と、コア焼鈍後の磁気特性に優れるステータコア材を同一素材から採取することができる無方向性電磁鋼板を得る。

Description

無方向性電磁鋼板とその製造方法
　本発明は、モータコアに用いて好適な無方向性電磁鋼板とその製造方法に関するものである。
　近年、電気機器に対する省エネルギー化への要求の高まりにともない、回転機の鉄心に使用される無方向性電磁鋼板に対しては、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）の駆動用モータに対する小型化・高出力化の要求に応えるため、駆動周波数を高めてモータの回転数を高速化することが行われている。
　上記駆動用モータのコアは、通常、ステータコアとロータコアから構成されているが、回転するロータコアには、回転数の上昇に伴い、より大きな遠心力が働くようになる。また、ロータコアには、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、モータの駆動中には特に高い応力状態となる。さらに、モータは、回転と停止を繰り返すため、ロータコアには、遠心力による繰り返し応力が働く。そのため、ロータコアに用いられる電磁鋼板には、高強度かつ高疲労強度という優れた強度特性を有することが必要とされている。
　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には、高磁束密度・低鉄損であることが望ましい。すわなち、モータコアに使用される電磁鋼板の特性としては、ロータコア用には強度特性（引張強さ、疲労特性）に優れることが、ステータコア用には磁気特性（磁束密度、鉄損特性）に優れることが求められる。
　このように、同じモータコアであっても、ロータコアとステータコアでは、電磁鋼板に要求される特性が大きく異なる。上記ロータコアとステータコアは、コア断面の形に加工したロータコア材とステータコア材を積層して組み立てるのが一般的である。したがって、モータコアを製造する側（ユーザ）の観点からは、材料歩留りや生産性を高めるため、ロータコア材とステータコア材を同一の素材鋼板から同時に採取できることが望ましい。
　強度特性と磁気特性の両方に優れるモータコア用の無方向性電磁鋼板については、多くの製造技術が提案されている。例えば、特許文献１には、ステータコアに求められる磁気特性を確保しつつ、ロータコアに求められる機械特性を確保するため、鋼板のＳｉ含有量を高めるとともに、ＮｉやＣｕ等の強化元素を添加する技術が開示されている。また、特許文献２には、冷間圧延後の鋼板を仕上焼鈍（本発明では「冷延板焼鈍」と称する）して細粒組織を有する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を採取し、積層してロータコアとステータコアを組み立てた後、ステータコアのみに歪取焼鈍（本発明では「コア焼鈍」と称する）を施すことで、高強度のロータコアと低鉄損のステータコアを同一素材から製造する技術が開示されている。また、特許文献３には、細粒組織を有する高強度の無方向性電磁鋼板を製造し、ロータコア材およびステータコア材を採取し、積層してロータコアおよびステータコアを組み立てた後、ステータコアに対して６００℃から均熱温度までの昇温速度を８℃／ｍｉｎとするコア焼鈍を施すことで、高強度のロータコアと低鉄損かつ高磁束密度のステータコア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 特開２００４－３１５９５６号公報 国際公開第２０１８／１４７０４４号
　しかしながら、発明者らの調査結果によると、上記特許文献１～３に開示された技術では、製造性を低下させることなく、近年のＥＶ／ＨＥＶ等のモータコアの素材鋼板に求められる強度特性や磁気特性を満たすことが難しくなってきている。具体的には、特許文献１に開示されるようなＳｉやＮｉ、Ｃｕ等の添加量を増大させる技術では、冷間圧延での破断を招き、製造性を著しく低下させる。また、ＮｉやＣｕは高価な元素であり、製造コストの上昇を招く。また、特許文献２に開示の技術では、冷延板焼鈍後に降伏応力が高い無方向性電磁鋼板を得ることができる。しかし、もう一つの重要な特性である疲労強度が必ずしも向上するとは限らないことや、コア焼鈍後の鉄損は改善するが、磁束密度が大きく低下することがある等の問題がある。また、特許文献３に開示の技術では、コア焼鈍では、ステータコアの磁束密度低下を抑制できる。しかし、昇温速度が高いがために、焼鈍炉内の温度やステータコア内の温度のばらつきに起因して、ステータコア内の磁気特性のばらつきが増大し、ユーザでの製造歩留まりが低下するという問題があることが明らかとなった。
　本発明は、従来技術が抱える上記の問題点に鑑みてなされたものであり、その目的は、製造コストの増大およびユーザでのモータコアの製造歩留まりの低下を抑制することができる、優れた強度特性（特に疲労特性）を有するロータコア材と、コア焼鈍を施した後に優れた磁気特性を有するステータコア材とを、同一素材から採取することができる無方向性電磁鋼板を提供するとともに、その有利な製造方法を提案することにある。
　発明者らは、上記の課題を解決するため、無方向性電磁鋼板のコア焼鈍（歪取焼鈍）における粒成長挙動に及ぼす各種要因の影響について鋭意研究を重ねた。その結果、最終冷間圧延の前に適正な熱処理を施し、かつ、最終冷間圧延における１パス目の圧延条件を適正化し、その後、適正な冷延板焼鈍を施すことで、結晶粒を細粒化するとともに特定の方位を有する結晶組織を成長させることが可能となる。その結果、高い疲労強度を有するとともに、その後のコア焼鈍（歪取焼鈍）における磁束密度の低下が小さい無方向性電磁鋼板が得られることを見出し、本発明を開発するに至った。
　上記知見に基づく本発明は、Ｃ：０．０００５～０．００５０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：１．０～５．０ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．０５～５．０ｍａｓｓ％、Ｐ：０～０．１ｍａｓｓ％、Ｓ：０～０．０１０ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．００５～３．０ｍａｓｓ％およびＮ：０～０．０１０ｍａｓｓ％を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる成分組成を有し、電子線後方散乱回折で測定した全方位の結晶粒の平均結晶粒径をＤ１、｛４１１｝＜１４８＞方位を有する結晶粒の平均結晶粒径をＤ２、｛２１１｝＜０１１＞方位を有する結晶粒の平均結晶粒径をＤ３としたとき、上記Ｄ１が７５μｍ以下で、かつ、上記Ｄ１～Ｄ３が下記（１）式および（２）式；
　Ｄ２／Ｄ１≧１．０２　・・・（１）
　Ｄ３／Ｄ１≧０．６０　・・・（２）
を満たすことを特徴とする無方向性電磁鋼板である。
　本発明の無方向性電磁鋼板は、上記成分組成に加えてさらに、下記Ａ～Ｅ群；
　・Ａ群；Ｃｒ：０．０１～５．０ｍａｓｓ％
　・Ｂ群；Ｃａ：０．００１～０．０１ｍａｓｓ％、Ｍｇ：０．０００１～０．０１ｍａｓｓ％およびＲＥＭ：０．００１～０．０５ｍａｓｓ％のうちの少なくとも１種
　・Ｃ群；Ｓｎ：０．００１～０．２ｍａｓｓ％およびＳｂ：０．００１～０．２ｍａｓｓ％のうちの少なくとも１種
　・Ｄ群；Ｎｉ：０．０１～３．０ｍａｓｓ％
　・Ｅ群；Ｃｕ：０．０１～０．５ｍａｓｓ％、Ｎｂ：０．００１０～０．０５ｍａｓｓ％、Ｔｉ：０．００１０～０．０５ｍａｓｓ％およびＶ：０．００１０～０．２０ｍａｓｓ％のうちの少なくとも１種
のうちの少なくとも１群の成分を含有することを特徴とする。
　また、本発明の無方向性電磁鋼板は、上記成分組成に加えてさらに、下記ＦおよびＧ群；
　・Ｆ群；Ｔａ：０．０００１～０．０１ｍａｓｓ％、Ｂ：０．０００１～０．００５ｍａｓｓ％、Ｇａ：０．０００１～０．０１ｍａｓｓ％、Ｐｂ：０．０００１～０．００５ｍａｓｓ％、Ｚｎ：０．００１～０．０１ｍａｓｓ％、Ｍｏ：０．００１～０．０５ｍａｓｓ％およびＷ：０．００１～０．０５ｍａｓｓ％のうちの少なくとも１種
　・Ｇ群；Ｇｅ：０．００１～０．０５ｍａｓｓ％、Ａｓ：０．００１～０．０５ｍａｓｓ％およびＣｏ：０．００１～０．０５ｍａｓｓ％のうちの少なくとも１種
のうちの少なくとも１群の成分を含有することを特徴とする。
　また、本発明は、Ｃ：０．０００５～０．００５０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：１．０～５．０ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．０５～５．０ｍａｓｓ％、Ｐ：０～０．１ｍａｓｓ％、Ｓ：０～０．０１０ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．００５～３．０ｍａｓｓ％およびＮ：０～０．０１０ｍａｓｓ％を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる成分組成を有する鋼スラブを熱間圧延し、熱延板焼鈍を施した後、１回の冷間圧延または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延をして最終板厚の冷延板とし、冷延板焼鈍を施す無方向性電磁鋼板の製造方法において、上記最終板厚とする冷間圧延前の鋼板に、９０℃以下に冷却し、１００～３００℃の温度で時効した後、再度冷却する熱処理を施し、上記最終板厚とする冷間圧延の１パス目の圧延を、表面粗さＲａが０．０５～３．０μｍのワークロールを用いて、７０℃以下の噛込温度で行い、上記冷延板焼鈍の均熱温度を、７００～９５０℃の範囲とすることを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法を提案する。
　また、本発明の無方向性電磁鋼板の製造方法に用いる上記鋼スラブは、上記成分組成に加えてさらに、下記Ａ～Ｅ群；
　・Ａ群；Ｃｒ：０．０１～５．０ｍａｓｓ％
　・Ｂ群；Ｃａ：０．００１～０．０１ｍａｓｓ％、Ｍｇ：０．０００１～０．０１ｍａｓｓ％およびＲＥＭ：０．００１～０．０５ｍａｓｓ％のうちの少なくとも１種
　・Ｃ群；Ｓｎ：０．００１～０．２ｍａｓｓ％およびＳｂ：０．００１～０．２ｍａｓｓ％のうちの少なくとも１種
　・Ｄ群；Ｎｉ：０．０１～３．０ｍａｓｓ％
　・Ｅ群；Ｃｕ：０．０１～０．５ｍａｓｓ％、Ｎｂ：０．００１０～０．０５ｍａｓｓ％、Ｔｉ：０．００１０～０．０５ｍａｓｓ％およびＶ：０．００１０～０．２０ｍａｓｓ％のうちの少なくとも１種
のうちの少なくとも１群の成分を含有することを特徴とする。
　また、本発明の無方向性電磁鋼板の製造方法に用いる上記鋼スラブは、上記成分組成に加えてさらに、下記ＦおよびＧ群；
　・Ｆ群；Ｔａ：０．０００１～０．０１ｍａｓｓ％、Ｂ：０．０００１～０．００５ｍａｓｓ％、Ｇａ：０．０００１～０．０１ｍａｓｓ％、Ｐｂ：０．０００１～０．００５ｍａｓｓ％、Ｚｎ：０．００１～０．０１ｍａｓｓ％、Ｍｏ：０．００１～０．０５ｍａｓｓ％およびＷ：０．００１～０．０５ｍａｓｓ％のうちの少なくとも１種
　・Ｇ群；Ｇｅ：０．００１～０．０５ｍａｓｓ％、Ａｓ：０．００１～０．０５ｍａｓｓ％およびＣｏ：０．００１～０．０５ｍａｓｓ％のうちの少なくとも１種
うちの少なくとも１群の成分を含有することを特徴とする。
　本発明によれば、優れた疲労特性と、優れたコア焼鈍後の磁気特性、特に優れた磁束密度とを兼備する無方向性電磁鋼板を安定して提供することができる。その結果、ユーザでの材料歩留まりの向上と生産性の向上に寄与するのみならず、高速回転モータの特性向上にも大いに寄与する。
　まず、本発明は、冷延板焼鈍（仕上焼鈍）後に高い疲労強度を有するとともに、その後のコア焼鈍（歪取焼鈍）における磁束密度の劣化が小さい無方向性電磁鋼板の開発を目的としている。具体的には、冷延板焼鈍後の疲労強度が４７０ＭＰａ以上で、コア焼鈍による磁束密度の劣化代ΔＢ５０が０．０４Ｔ以下の無方向性電磁鋼板の開発を目的としている。
　ここで、上記疲労強度４７０ＭＰａは、ＥＶ／ＨＥＶ駆動用モータのロータコア材が高速回転で生じる遠心力に抗するために必要とされる最小限の疲労強度の値である。なお、上記疲労強度は、圧延方向を長手方向とする引張疲労試験片（ＪＩＳ　Ｚ　２２７５：１９７８に準拠した１号試験片、ｂ：１５ｍｍ、Ｒ：１００ｍｍ）を、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の条件で疲労試験を実施したときに、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のことをいう。また、上記コア焼鈍による磁束密度の劣化代ΔＢ５０とは、コア焼鈍前の磁束密度Ｂ５０とコア焼鈍後の磁束密度Ｂ５０との差（＝コア焼鈍前の磁束密度Ｂ５０－コア焼鈍後の磁束密度Ｂ５０）のことをいう。
　次に、上記特性を有する本発明の無方向性電磁鋼板が有すべき成分組成について説明する。
Ｃ：０．０００５～０．００５０ｍａｓｓ％
　Ｃは、コア焼鈍時に粒界上に炭化物として析出し、コア焼鈍後の鉄損を増大させる有害元素である。この鉄損特性の劣化を防止するためには、鋼板中に含まれるＣを０．００５０ｍａｓｓ％以下に制限する必要がある。一方、本発明は、後述するように、冷間圧延前の鋼板に熱処理を施して固溶Ｃを粒界に偏析させることで、冷延板焼鈍における圧延組織の再結晶挙動を制御し、特定方位を有する結晶粒の冷延板焼鈍後の平均粒径を制御する技術である。しかし、Ｃ含有量が０．０００５ｍａｓｓ％未満では上記効果が十分に得られない。よって、Ｃ含有量は０．０００５～０．００５０ｍａｓｓ％の範囲とする。好ましいＣ含有量は０．００２０～０．００４０ｍａｓｓ％の範囲である。
Ｓｉ：１．０～５．０ｍａｓｓ％
　Ｓｉは、鋼の固有抵抗を高め、鉄損を低減するのに必須の元素である。また、固溶強化によって鋼の強度を高める元素でもある。上記効果を得るため、本発明では、Ｓｉを１．０ｍａｓｓ％以上添加する。一方、Ｓｉが５．０ｍａｓｓ％を超えると、靭性が低下し、製造性を害するようになるため、上限は５．０ｍａｓｓ％とする。好ましいＳｉ含有量は２．５～４．５ｍａｓｓ％の範囲である。
Ｍｎ：０．０５～５．０ｍａｓｓ％
　Ｍｎは、Ｓｉと同様、鋼の固有抵抗と強度を高めるのに有用な元素である。また、熱間加工性を改善する元素でもある。これらの効果を得るため、Ｍｎは０．０５ｍａｓｓ％以上添加する。一方、５．０ｍａｓｓ％を超えるＭｎの添加は、ＭｎＣの析出を促進し、磁気特性を劣化させる虞があるので、上限は５．０ｍａｓｓ％とする。好ましいＭｎ含有量は０．１０～３．０ｍａｓｓ％の範囲である。
Ｐ：０～０．１ｍａｓｓ％
　Ｐは、鋼の強度（硬さ）調整に用いられる有用な元素である。しかし、０．１ｍａｓｓ％を超える添加は、靱性を低下し、加工時に割れが生じて製造性を害するようになるため、上限は０．１ｍａｓｓ％とする。なお、下限は特に規定しないが、過度のＰの低減は、製造コストの上昇を招くことから、０．００１ｍａｓｓ％程度とするのが好ましい。より好ましいＰの含有量は０．００５～０．０８ｍａｓｓ％の範囲である。
Ｓ：０～０．０１０ｍａｓｓ％
　Ｓは、微細硫化物を形成して析出し、鉄損特性に悪影響を及ぼす有害元素である。特に０．０１０ｍａｓｓ％を超えると、その悪影響が顕著になるため、０．０１０ｍａｓｓ％以下に制限する。好ましいＳの含有量は０．００５ｍａｓｓ％以下である。
Ａｌ：０．００５～３．０ｍａｓｓ％
　Ａｌは、Ｓｉと同様、鋼の固有抵抗を高め、鉄損を低減する有用な元素である。この効果を得るためには、Ａｌを０．００５ｍａｓｓ％以上添加することが必要である。一方、３．０ｍａｓｓ％を超える添加は、冷延板焼鈍およびコア焼鈍での鋼板表面の窒化を促進し、磁気特性を劣化させる虞があるので、上限は３．０ｍａｓｓ％とする。好ましいＡｌの含有量は０．０１０～２．０ｍａｓｓ％の範囲である。
Ｎ：０～０．０１０ｍａｓｓ％
　Ｎは、冷延板焼鈍およびコア焼鈍時に微細な窒化物を形成して析出し、鉄損特性に悪影響を及ぼす有害元素である。特に０．０１０ｍａｓｓ％を超えると、その悪影響が顕著になるため、上限は０．０１０ｍａｓｓ％とする。好ましいＮ含有量は０．００３０ｍａｓｓ％以下である。
　本発明の無方向性電磁鋼板は、上記成分に加えてさらに、要求される特性に応じて以下の成分を含有することができる。
Ｃｒ：０．０１～５．０ｍａｓｓ％
　Ｃｒは、鋼の比抵抗を高め、鉄損を低減する効果がある。この効果を得るためには、Ｃｒは０．０１ｍａｓｓ％以上添加するのが好ましい。一方、５．０ｍａｓｓ％を超えると、飽和磁束密度の低下によって磁束密度が低下するようになる。よって、Ｃｒを添加する場合は０．０１～５．０ｍａｓｓ％の範囲で添加するのが好ましい。
Ｃａ：０．００１～０．０１ｍａｓｓ％、Ｍｇ：０．０００１～０．０１ｍａｓｓ％およびＲＥＭ：０．００１～０．０５ｍａｓｓ％うちの少なくとも１種
　Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭは、いずれも鋼中のＳを硫化物として固定し、鉄損を低減する効果を有する元素である。上記の効果を得るためには、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭをそれぞれ０．００１ｍａｓｓ％、０．０００１ｍａｓｓ％および０．００１ｍａｓｓ％以上添加するのが好ましい。一方、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭをそれぞれ０．０１ｍａｓｓ％、０．０１ｍａｓｓ％および０．０５ｍａｓｓ％を超えて添加すると、上記効果が飽和し、却って原料コストが増大するようになる。そのため、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭは、それぞれ０．０１ｍａｓｓ％、０．０１ｍａｓｓ％および０．０５ｍａｓｓ％を上限として添加するのが好ましい。
Ｓｎ：０．００１～０．２ｍａｓｓ％およびＳｂ：０．００１～０．２ｍａｓｓ％以下のうちの少なくとも１種
　ＳｎおよびＳｂは、冷延板焼鈍後の集合組織を改善し、磁束密度を高める効果を有する元素である。この効果を得るためには、それぞれ０．００１ｍａｓｓ％以上添加するのが好ましい。一方、０．２ｍａｓｓ％を超えると、上記効果は飽和し、また、過度の表面偏析により絶縁被膜の形成不良を招くようになるため、上限はいずれも０．２ｍａｓｓ％とするのが好ましい。
Ｎｉ：０．０１～３．０ｍａｓｓ％
　Ｎｉは、磁性元素、すなわち、常温で強磁性を示す元素であり、積極的に添加することで、磁束密度を高める効果がある。上記効果を得るためには、０．０１ｍａｓｓ％以上添加するのが好ましい。一方、Ｎｉ含有量が３．０ｍａｓｓ％を超えると、原料コストが増大するため、上限は３．０ｍａｓｓ％程度とするのが好ましい。
Ｃｕ：０．０１～０．５ｍａｓｓ％、Ｎｂ：０．００１０～０．０５ｍａｓｓ％、Ｔｉ：０．００１０～０．０５ｍａｓｓ％およびＶ：０．００１０～０．２０ｍａｓｓ％のうちの少なくとも１種
　Ｃｕ、Ｎｂ、ＴｉおよびＶは、単独または炭化物、窒化物、炭窒化物の形態で微細析出して鋼板の引張強さや疲労強度を高める効果を有する元素である。上記効果を得るためには、Ｃｕは０．０１ｍａｓｓ％以上、Ｎｂ、ＴｉおよびＶはそれぞれ０．００１０ｍａｓｓ％以上添加するのが好ましい。一方、Ｃｕは０．５ｍａｓｓ％超え、ＮｂおよびＴｉは０．０５ｍａｓｓ％超え、Ｖは０．２０ｍａｓｓ％超え添加すると、コア焼鈍時の粒成長を阻害し、コア焼鈍後の鉄損を増大させる虞がある。そのため、Ｃｕ、Ｎｂ、ＴｉおよびＶの上限は、それぞれＣｕ：０．５ｍａｓｓ％、ＴｉおよびＮｂ：０．０５ｍａｓｓ％、Ｖ：０．２０ｍａｓｓ％とするのが好ましい
Ｔａ：０．０００１～０．０１ｍａｓｓ％、Ｂ：０．０００１～０．００５ｍａｓｓ％、Ｇａ：０．０００１～０．０１ｍａｓｓ％、Ｐｂ：０．０００１～０．００５ｍａｓｓ％、Ｚｎ：０．００１～０．０１ｍａｓｓ％、Ｍｏ：０．００１～０．０５ｍａｓｓ％およびＷ：０．００１～０．０５ｍａｓｓ％のうちの少なくとも１種
　上記元素は、単独の析出物または他の元素と微細析出物・介在物を形成して鋼板の引張強さや疲労強度を高める効果を有する元素である。上記効果を得るためには、Ｔａ、Ｂ、ＧａおよびＰｂはそれぞれ０．０００１ｍａｓｓ％以上、Ｚｎ、ＭｏおよびＷはそれぞれ０．００１ｍａｓｓ％以上添加するのが好ましい。一方、過剰に添加し過ぎると、コア焼鈍時の粒成長を阻害し、コア焼鈍後の鉄損を増大させるため、上記上限値以下に制限するのが好ましい。より好ましくは、Ｔａ：０．０００２～０．００２ｍａｓｓ％、Ｂ：０．０００２～０．００２ｍａｓｓ％、Ｇａ：０．０００２～０．００５ｍａｓｓ％、Ｐｂ：０．０００２～０．００２ｍａｓｓ％、Ｚｎ：０．００２～０．００５ｍａｓｓ％、Ｍｏ：０．００２～０．０３ｍａｓｓ％およびＷ：０．００２～０．０３ｍａｓｓ％の範囲である。
Ｇｅ：０．００１～０．０５ｍａｓｓ％、Ａｓ：０．００１～０．０５ｍａｓｓ％およびＣｏ：０．００１～０．０５ｍａｓｓ％のうちの少なくとも１種
　上記元素は、磁束密度を向上し、鉄損を低減する効果があるので、適宜、添加することができる。上記の効果を得るためにはそれぞれ０．００１ｍａｓｓ％以上添加するのが好ましい。しかし、０．０５ｍａｓｓ％を超えて添加しても、上記効果が飽和するため、上限は、それぞれ０．０５ｍａｓｓ％とするのが好ましい。より好ましくは、それぞれ０．００２～０．０３ｍａｓｓ％の範囲である。
　本発明の無方向性電磁鋼板は、上記成分以外の残部は、実質的にＦｅおよび不可避的不純物である。なお、上記各成分の含有量の分析は、公知の分析方法、例えば、誘導結合プラズマ質量分析法等を用いて行えばよく、特に制限はない。
　次に、本発明の無方向性電磁鋼板の組織について説明する。
平均結晶粒径Ｄ１：７５μｍ以下
　鋼板の疲労強度は、結晶粒径を微細化することで向上する。そこで、本発明の無方向性電磁鋼板は、冷延板焼鈍後の鋼板に必要な疲労強度４７０ＭＰａ以上を付与するため、鋼板全体、すなわち、全方位の結晶粒の平均結晶粒径が７５μｍ以下であることを必要条件とする。なお、本発明では上記全方位粒の平均結晶粒径をＤ１と表記する。
　しかし、本発明の無方向性電磁鋼板が、冷延板焼鈍後の疲労強度４７０ＭＰａ以上を確実に達成するためには、上記平均結晶粒径Ｄ１が７５μｍ以下であることだけでは不十分である。後述するように、上記に加えてさらに、｛２１１｝＜０１１＞方位の平均結晶粒径Ｄ３をＤ１との関係において適正化する必要がある。
　また、上記平均結晶粒径Ｄ１を７５μｍ以下とするためには、後述する冷間圧延後の再結晶焼鈍（冷延板焼鈍）の均熱温度を所定の範囲に制御することが必要である。
Ｄ２／Ｄ１≧１．０２
　次に、本発明の無方向性電磁鋼板は、｛４１１｝＜１４８＞方位を有する結晶粒の平均結晶粒径をＤ２としたとき、上記Ｄ２が前述した全方位粒の平均結晶粒径Ｄ１よりも大きく、下記（１）式；
　Ｄ２／Ｄ１≧１．０２　・・・（１）
を満たしていることが必要である。この関係式を満たすことで、コア焼鈍によるステータコア材の磁束密度の劣化代ΔＢ５０を０．０４Ｔ以下に抑制することができる。
　そのメカニズムは、現時点ではまだ十分に解明されていないが、以下のように考えている。｛４１１｝＜１４８＞方位粒は、磁気特性に有利な結晶方位を有することが知られている。コア焼鈍時に、｛４１１｝＜１４８＞方位粒の平均結晶粒径Ｄ２が平均結晶粒径Ｄ１より粗大であると、サイズ効果により｛４１１｝＜１４８＞方位粒がマトリックスの小さな結晶粒を蚕食して面積比率が増大する。その結果、コア焼鈍による磁束密度の低下が抑制される。
　なお、上記（１）式を満たす｛４１１｝＜１４８＞方位粒の平均結晶粒径Ｄ２を得るためには、後述する最終冷間圧延前の一連の熱処理（冷却、時効処理）と、最終冷間圧延における１パス目の圧延条件（噛込温度、ワークロールの表面粗さＲａ）を適正化することが必要である。
Ｄ３／Ｄ１≧０．６０
　次に、本発明の無方向性電磁鋼板は、｛２１１｝＜０１１＞方位を有する結晶粒の平均結晶粒径をＤ３としたとき、上記Ｄ３は、先述した全方位粒の平均結晶粒径Ｄ１に対して、下記（２）式；
　Ｄ３／Ｄ１≧０．６０　・・・（２）
を満たしていることが必要である。上記（２）式を満たすことで、疲労強度を高めることができる。特に、先述した全方位粒の平均結晶粒径Ｄ１が７５μｍ以下で、かつ、上記（２）式を満たした場合には、ＥＶ／ＨＥＶ駆動用モータのロータコア材に必要とされる４７０ＭＰａ以上の疲労強度を安定して得ることができる。
　上記（２）式を満たすことで疲労強度が向上する理由について、現時点ではまだ十分に明らかとなっていないが、以下のように考えている。｛２１１｝＜０１１＞方位を有する結晶粒は、圧延方向に扁平な形状を有する場合が多い。｛２１１｝＜０１１＞方位を有する結晶粒径が微細であると、上記方位粒と隣接する結晶粒との間の粒界が増加し、鋼中の介在物などから発生した亀裂の伝播が助長されるためと推定している。
　なお、上記（２）式を満たす｛２１１｝＜０１１＞方位粒の平均結晶粒径Ｄ３を得るためには、後述する最終冷間圧延前の一連の熱処理（冷却、時効処理）と、最終冷間圧延における１パス目の圧延条件（噛込温度、ワークロールの表面粗さＲａ）を適正化することが必要である。
　ここで、上記した平均結晶粒径Ｄ１－Ｄ３の測定方法について説明する。
　組織観察用の試験片の圧延方向に垂直な断面（いわゆるＣ断面）を観察面とし、この観察面をコロイダルシリカで研磨し、鏡面化した後、電子線後方散乱回折（ＥＢＳＤ）で観察面のミクロ組織構造を測定する。測定条件は、ステップサイズ：０．１μｍとし、測定領域は１０ｍｍ２以上、もしくは後述する結晶粒が５０００個以上を観察できる領域とする。
　次いで、上記測定結果に対して、解析ソフト：ＯＩＭ　Ａｎａｌｙｓｉｓ　８．５を用いて、ＣＩ値＞０．１の測定点のみを解析し、解析ソフトのGrain Dilation機能 (Grain Tolerance Angle:10°、 Minimum Grain Size:2) 、Grain CI Standardization機能 (Grain Tolerance Angle:10°、 Minimum Grain Size:2) 、および、Single (Average) Orientation per Grain機能 (Grain Tolerance Angle:10°) の条件でクリーンアップ処理を順に１回ずつ実施した後、局所方位データの解析を行ない、平均結晶粒径Ｄ１－Ｄ３を求める。
　具体的には、冷延焼鈍板の全方位粒の平均結晶粒径Ｄ１は、結晶粒界をGrain Tolerance Angleを１０°として定義した上で、Grain Size (diameter) のArea Averageを求める。
　また、｛４１１｝＜１４８＞方位粒の平均結晶粒径Ｄ２は、ＣＩ値＞０．１かつCrystal Orientation機能を用いて、（１１４）［４－８１］、（１４１）［－８１４］、（１４１）［－４－１８］および（４１１）［－１－４８］の４種の結晶方位のうち、Toleranceが１５°未満の方位差を有する結晶粒のみを解析する。次いで、結晶粒界をGrain Tolerance Angleを１０°として定義した上で、Grain Size (diameter) のArea Averageを求める。なお、上記４種の結晶方位は、母相であるフェライトがＣｕｂｉｃ対称性がある場合には、｛４１１｝＜１４８＞方位が満たす結晶学的に等価な結晶方位（バリアント）である。
　また、｛２１１｝＜０１１＞方位粒の平均結晶粒径Ｄ３は、上記と同様、Crystal Orientation機能を用いて、（２１１）［０１－１］および（２１１）［０－１１］の２種の結晶方位のうち、Toleranceが１５°未満の方位差を有する結晶粒のみを解析して求める。
　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。
　本発明の無方向性電磁鋼板は、上記した成分組成を有する鋼素材（スラブ）を製造した後、上記スラブを熱間圧延して熱延板とする。次いで、上記熱延板に熱延板焼鈍を施した後、酸洗し、１回の冷間圧延または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延をして最終板厚（製品板厚）の冷延板とし、該冷延板に冷延板焼鈍を施すことにより製造する。以下、具体的に説明する。
鋼素材
　本発明の無方向性電磁鋼板の製造に用いる鋼素材（スラブ）は、転炉や電気炉、あるいはさらに真空脱ガス設備等を用いる従来公知の精錬プロセスを用いて前述した本発明に適合する成分組成に調整した鋼を溶製した後、スラブを製造する。なお、スラブを製造する方法は、連続鋳造法や造塊－分塊圧延法、薄スラブ連続鋳造法等、いずれの方法を用いてもよい。
熱間圧延
　次いで、上記スラブは、所定の温度に加熱した後、熱間圧延して所定の板厚の熱延板とする。この熱間圧延の条件は特に限定しないが、例えば、スラブの加熱温度は１０５０～１２３０℃、熱間圧延の仕上圧延終了温度は８００～９５０℃、熱間圧延後の平均冷却速度は２０～１００℃／ｓ、コイル巻取温度は４００～７００℃の範囲とするのが好ましい。
熱延板焼鈍
　次いで、上記熱間圧延した熱延板は、圧延組織を完全に再結晶させて組織を均質化するため、熱延板焼鈍を施す。熱延板焼鈍の条件は特に規定しないが、均熱温度は８００～１１００℃、均熱時間は３～１００ｓの範囲とするのが好ましい。
酸洗
　次いで、上記熱延板焼鈍後の鋼板は、酸洗して脱スケールする。酸洗条件は、冷間圧延を施すことができる程度に脱スケールできればよく、例えば塩酸または硫酸等を用いた常法の酸洗を適用することができる。なお、この酸洗は、上記熱延板焼鈍ライン内において焼鈍後に実施してもよいし、別のラインで実施してもよい。
冷間圧延
　次いで、脱スケールした熱延板は、冷間圧延して最終板厚（製品板厚）の冷延板とする。この冷間圧延は、１回の冷間圧延で最終板厚としてもよいし、中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延で最終板厚としてもよい。この際、最終板厚とする冷間圧延（最終冷間圧延）の圧下率は８０％以上とすることが好ましい。この圧下率を８０％以上とすることで、冷延板焼鈍後の集合組織の先鋭性を高め、磁気特性を向上することができる。なお、圧下率の上限は特に規制しないが、９８％を超えると圧延負荷が顕著に増加するので、９８％程度とするのが好ましい。
最終冷間圧延前の熱処理
　ここで、本発明においては、上記最終冷間圧延を行う前の鋼板に、所定の熱処理を施す、具体的には、鋼板を９０℃以下に冷却した後、１００～３００℃の温度に加熱して時効処理し、再度冷却する熱処理を施すことが重要である。
　最終冷間圧延前の鋼板は、１回の冷間圧延で最終板厚とする場合は、熱延板焼鈍後の鋼板、中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延で最終板厚とする場合は、最終冷間圧延直前の中間焼鈍後の鋼板である。上記熱延板焼鈍や中間焼鈍は、通常、連続焼鈍により施されるため、高温から急速に冷却される。そのため、鋼板中には多量の固溶Ｃが過飽和の状態で存在していると考えられる。本発明では、最終冷間圧延前の鋼板に、上記した時効処理を施して、固溶Ｃを粒界に偏析させることで、粒界の強化を図るとともに、｛４１１｝＜１４８＞方粒と｛２１１｝＜０１１＞方位を有する結晶粒の粒径を適正範囲に制御する。粒界が十分に固溶強化されると、冷間圧延時に結晶粒界での転位運動が抑制され、冷延板に導入される歪量が増大する。しかし、固溶Ｃの粒界偏析が不十分であると、冷延板に導入される歪量が低下し、｛２１１｝＜０１１＞方位粒に隣接する結晶粒に導入されている歪量も低下するため｛２１１｝＜０１１＞方位粒の再結晶が抑制される。さらに、｛４１１｝＜１４８＞方位粒は、冷延板焼鈍過程で｛２１１｝＜０１１＞方位粒が＜２１１＞軸回転することで形成されるが、｛２１１｝＜０１１＞方位粒が十分に形成されない場合、｛４１１｝＜１４８＞方位粒の形成も困難となる。したがって、｛２１１｝＜０１１＞方位粒および｛４１１｝＜１４８＞方位粒の粒径制御が困難となる。
　そこで、本発明では、最終冷間圧延前の鋼板を９０℃以下に冷却して、固溶Ｃの過飽和度をより高めて、粒界に偏析する駆動力を増大させる。なお、鋼板を冷却する温度の下限は特に設定しないが、０℃未満になると材料が脆化し、製造性に悪影響を及ぼすようになることから、０℃以上とするのが好ましい。なお、最終冷間圧延直前の焼鈍で急速冷却して鋼板温度を９０℃以下に冷却している場合は、既に固溶Ｃが過飽和状態にあるので、さらに、鋼板を冷却する必要はない。
　なお、上記鋼板の冷却方法は、例えば、空冷やガス冷却、水冷等、公知の技術を用いることができる。また、上記鋼板温度は、例えば放射温度計で測定すればよく、特に規定しない。
　次いで、９０℃以下に冷却して固溶Ｃの過飽和度を高めた鋼板は、最終冷間圧延の前に１００～３００℃の温度に加熱して過飽和の固溶Ｃを粒界に偏析させる時効処理を施す。この時効処理によって、粒界に偏析した固溶Ｃが粒界を固溶強化するとともに、最終冷間圧延において歪が蓄積し難い｛２１１｝＜０１１＞方位粒の再結晶を促進し、｛２１１｝＜０１１＞方位粒の粒径を制御することができる。また、後述する冷延板焼鈍工程における再結晶中の結晶回転で、｛４１１｝＜１４８＞方位を有する結晶粒の制御にも寄与することができる。
　上記時効処理温度が１００℃より低いと、固溶Ｃの拡散が減少し、上記効果が十分に得られない。一方、３００℃を超えると、固溶Ｃが微細炭化物を形成して析出し、粒界に偏析する固溶Ｃが減少するので、上記の粒界強化効果や粒径制御効果が得られなくなる。上記効果をさらに高める観点から好ましい時効処理温度は１５０～２５０℃の範囲である。また、上記時効処理時間（均熱時間）は１０ｓ以上２０ｍｉｎ以下の範囲とするのが好ましい。上記時効処理の加熱方法は、特に規定しない。例えば、エアバス、オイルバス、サンドバスといった熱浴や、誘導加熱、ラジアントチューブ等を用いた輻射加熱等の公知の方法を用いることができる。
　その後、上記時効処理後の鋼板は冷却するが、時効処理を施した直後に最終冷間圧延を行う場合は、上記の冷却温度が後述する最終冷間圧延１パス目の噛込温度になるため、上記冷却の終了温度は７０℃以下とするのが好ましい。
最終冷間圧延
　上記した一連の熱処理（冷却、時効処理）を施した鋼板は、最終冷間圧延して最終板厚（製品板厚）の冷延板とする。この際、本発明においては、上記最終冷間圧延の１パス目を、表面粗さＲａが０．０５～３．０μｍのワークロールを用い、かつ、噛込温度を７０℃以下として圧延することが重要である。以下、具体的に説明する。
　最終冷間圧延の１パス目の噛込温度（１パス目に噛み込ませるときの鋼板温度）を７０℃以下とする理由は、噛込温度が７０℃を超えると、冷間圧延時における｛４１１｝＜１４８＞方位を有する結晶粒の核形成が過多となる。その結果、冷延板焼鈍後の｛４１１｝＜１４８＞方位を有する結晶粒が微細化して、前述した（２）式を満たさなくなり、コア焼鈍での磁束密度の大きな低下を招くからである。好ましい噛込温度は５０℃以下である。なお、噛込温度の下限は特に規定しないが、０℃未満になると材料が脆化し、製造性に悪影響を及ぼすので、０℃以上とするのが好ましい。また、１パス目の噛込温度の測定手段は、特に規定しないが、例えば放射温度計で測定するのが好ましい。
　また、最終冷間圧延１パス目のワークロールの表面粗さＲａを０．０５～３．０μｍの範囲に制御する理由は、表面粗さＲａが０．０５μｍより小さくなると、｛２１１｝＜０１１＞方位を有する結晶粒への歪の導入が不十分となる。その結果、｛４１１｝＜１４８＞方位を有する結晶粒の核形成が不十分となるため、｛４１１｝＜１４８＞方位を有する結晶粒の粒径制御が困難となり、コア焼鈍後の磁束密度が大きく低下する。また、｛２１１｝＜０１１＞方位粒に隣接する結晶粒に導入さる歪量が低下し、｛２１１｝＜０１１＞方位粒の粒成長が抑制されることによって、｛２１０｝＜０１１＞方位を有する結晶粒が微細となり、十分な疲労強度を確保できなくなる。一方、表面粗さＲａが３．０μｍより大きくなると、｛４１１｝＜１４８＞方位を有する結晶粒の核形成が過多となり、冷延板焼鈍において、｛４１１｝＜１４８＞方位を有する結晶粒が多数形成されて微細化する。その結果、結晶粒径比Ｄ２／Ｄ１≧１．０２を満たさなくなり、コア焼鈍での磁束密度の劣化代の増大を招く。なお、上記効果をより高める観点から好ましいワークロールの表面粗さＲａは０．１～２．０μｍの範囲であり、さらに好ましくは０．１５～０．４μｍの範囲である。ここで、上記表面粗さＲａは、ＪＩＳ　Ｂ０６０１（２００１）に規定された算術平均粗さである。Ｒａの測定手段は、特に規定しないが、例えば、光干渉表面形状測定装置等を用いて測定することが好ましい。
　なお、最終冷間圧延１パス目に用いるワークロールのロール径は、摩擦係数を高めて圧延する鋼板への歪の導入を促進する観点から、８００ｍｍφ以下とするのが好ましく、６００ｍｍφ以下とするのがより好ましい。
冷延板焼鈍
　次いで、上記最終板厚とした冷延板は、再結晶させて所定の結晶方位と平均結晶粒径を有する鋼組織を付与するための冷延板焼鈍（仕上焼鈍）を施す。この冷延板焼鈍の均熱温度は７００～９５０℃の範囲とする必要がある。均熱温度が７００℃未満では、再結晶粒の成長が遅延したり、場合によっては再結晶が不完全となって未再結晶組織が残留したりする虞がある。残留した未再結晶組織は、コア焼鈍後も残留する傾向があり、磁気特性を著しく低下させる。一方、均熱温度が９５０℃を超えると、再結晶粒が過度に粗大化し、冷延板焼鈍後の平均結晶粒径Ｄ１を７５μｍ以下とすることができなくなる。なお、ロータコアに求められる高い強度特性と優れた磁気特性を安定的に確保する観点から、均熱温度は７５０～８５０℃の範囲とするのが好ましい。
　次いで、上記冷延板焼鈍後の鋼板は、鋼板表面に絶縁被膜を被成して無方向性電磁鋼板の製品板とするのが一般的である。上記絶縁被膜の種類（成分組成）や被成方法、目付量については特に限定しないが、製品板に要求される特性に応じて、適宜決定すればよい。
　なお、無方向性電磁鋼板を素材としてロータコアとステータコアからなるモータコアを製造する場合、上記鋼板からロータコアとステータコアの断面形状を有するコア材を打抜加工等で採取した後、上記コア材を積層してロータコアとステータコアを組み立てる。その後、ステータコアに対しては、さらに加工歪の除去と結晶粒の成長を促進するための歪取焼鈍（コア焼鈍）を施すのが一般的である。
　なお、上記コア焼鈍では、鉄損特性は大きく改善されるが、磁束密度は、コア焼鈍での粒成長にともない、磁性に不利な方位を有する結晶粒が粒成長し、磁性に不利な集合組織が発達することによって逆に低下することがある。しかし、本発明の無方向性電磁鋼板は、｛４１１｝＜１４８＞方位粒の平均結晶粒径Ｄ２が全方位粒の平均結晶粒径Ｄ１に対してＤ２／Ｄ１≧１．０２の関係を満たしているので、コア焼鈍による磁束密度の劣化代ΔＢ５０を０．０４Ｔ以下に軽減することができる。
　Ｃ：０．００２３ｍａｓｓ％、Ｓｉ：３．４１ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．７３ｍａｓｓ％、Ｐ：０．００４８ｍａｓｓ％、Ｓ：０．００１４ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．９２ｍａｓｓ％およびＮ：０．００１５ｍａｓｓ％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼スラブを製造した。その後、上記鋼スラブを１１００℃の温度に２０ｍｉｎ間加熱した後、仕上圧延終了温度を７５０℃、巻取温度を７００℃とする熱間圧延して板厚２．５ｍｍの熱延板とした。次いで、上記熱延板に１０００℃×３０ｓの熱延板焼鈍を施した後、酸洗し、表１に示す条件で最終冷間圧延前の鋼板に一連の熱処理を施した後、１回の冷間圧延（最終冷間圧延）をして最終板厚０．２５ｍｍの冷延板とした。なお、最終冷間圧延前の時効処理の均熱時間は２ｍｉｎとした。また、最終冷間圧延前の１パス目の噛込温度は、１パス目の入側で鋼板表面温度を放射温度計で測定した。次いで、上記冷延板にｖｏｌ％比でＨ２：Ｎ２＝２０：８０、露点－４０℃の還元雰囲気中で、８５０℃×１０ｓの冷延板焼鈍を施した後、絶縁被膜を被成し、冷延焼鈍板とした。その後、上記冷延焼鈍板に、ｖｏｌ％比でＨ２：Ｎ２＝２０：８０、露点－４０℃の還元雰囲気中で、コア焼鈍（歪取焼鈍）を模擬した８２５℃×１ｈｒの熱処理を施し、コア焼鈍板とした。
　斯くして得た冷延焼鈍板およびコア焼鈍板について、以下の評価試験に供した。
＜疲労強度＞
　上記の冷延焼鈍板から、圧延方向を引張方向とする引張疲労試験片（ＪＩＳ　Ｚ　２２７　５：１９７８に準拠した１号試験片、ｂ：１５ｍｍ、Ｒ：１００ｍｍ）を採取し、疲労試験に供した。疲労試験は、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の条件で疲労試験を実施し、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疲労強度とした。その結果、疲労強度が４７０ＭＰａ以上のものを疲労特性に優れていると評価した。
＜磁気特性＞
　上記の冷延焼鈍板およびコア焼鈍板のそれぞれから、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１８０ｍｍの磁気測定用試験片を採取した。次いで、上記試験片をＪＩＳ　Ｃ　２５５０－１：２０１１に準拠したエプスタイン法で、冷延焼鈍板については磁束密度Ｂ５０を、コア焼鈍板については磁束密度Ｂ５０および鉄損Ｗ１０／４００を測定した。その結果、コア焼鈍前後の磁束密度Ｂ５０の劣化代ΔＢ５０（コア焼鈍前の磁束密度Ｂ５０－コア焼鈍後の磁束密度Ｂ５０）が０．０４Ｔ以下であるものを、コア焼鈍による磁束密度の低下が抑制されていると評価した。また、コア焼鈍後の鉄損Ｗ１０／４００が１１．５Ｗ／ｋｇ以下であるものを鉄損特性に優れていると評価した。
　上記測定の結果を、表１に併記した。この表から、以下のことがわかる。
　本発明の条件を満たして製造された発明例の鋼板は、いずれも冷間圧延前の熱処理条件および冷間圧延条件が本発明に適合していた。具体的には、冷延板焼鈍後の鋼板の全方位粒の平均結晶粒径Ｄ１が７５μｍ以下で、上記Ｄ１と｛４１１｝＜１４８＞方位粒の平均結晶粒径Ｄ２および｛２１０｝＜０１１＞方位粒の平均結晶粒径Ｄ３が本発明の（１）式および（２）式を満たしている。その結果、本発明例の鋼板は、いずれも冷延板焼鈍後の鋼板の疲労強度が４７０ＭＰａ以上でかつコア焼鈍による磁束密度Ｂ５０の劣化代ΔＢ５０が０．０４Ｔ以下に抑制されていることがわかる。
　これに対して、比較例の鋼板、例えば、Ｎｏ．４および５の鋼板は、最終冷間圧延前の冷却温度が９０℃を超えているため、平均結晶粒径比Ｄ２／Ｄ１が１．０２未満であり、コア焼鈍による磁束密度の低下が顕著である。
　また、Ｎｏ．６～８、１４および１５の鋼板は、最終冷間圧延前の時効処理温度が１００～３００℃の範囲外であるため、平均結晶粒径比Ｄ２／Ｄ１が１．０２未満であり、コア焼鈍による磁束密度の低下が顕著である。
　また、Ｎｏ．１６～２４および３９～４９の鋼板は、最終冷間圧延１パス目の噛込温度が７０℃を超えているため、平均結晶粒径比Ｄ２／Ｄ１が１．０２未満であり、コア焼鈍による磁束密度の低下が顕著である。
　また、Ｎｏ．３７および３８の鋼板は、冷間圧延１パス目のワークロールＷＲの表面粗さが３．０μｍを超えているため、平均結晶粒径比Ｄ２／Ｄ１が１．０２未満であり、コア焼鈍による磁束密度の低下が顕著である。
　また、Ｎｏ．２８、２９、３９および４０の鋼板は、冷間圧延１パス目のワークロールＷＲの表面粗さが０．０５μｍ未満であるため、いずれも平均結晶粒径比Ｄ３／Ｄ１が０．６０未満であり、疲労強度４７０ＭＰａを確保できていない。
　また、Ｎｏ．５０および５１の鋼板は、冷延板焼鈍の均熱温度が７００℃未満のため、冷延板焼鈍後に未再結晶組織を含み、コア焼鈍後の磁気特性が顕著に悪い。
　一方、Ｎｏ．５６および５７の鋼板は、冷延板焼鈍の均熱温度が９５０℃を超えているため、焼鈍後の平均結晶粒径Ｄ１が７５μｍを超えているため、冷延板焼鈍後の疲労強度が４７０ＭＰａより低いことがわかる。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　表２に示した種々の成分を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼スラブを連続鋳造法で製造した。その後、上記鋼スラブを１１００℃の温度に２０ｍｉｎ間加熱した後、仕上圧延終了温度を７５０℃、巻取温度を７００℃とする熱間圧延して板厚２．５ｍｍの熱延板とした。次いで、上記熱延板に１０００℃×３０ｓの熱延板焼鈍を施した後、表３に示した温度まで鋼板を冷却し、酸洗した後、表３に示す条件で１回の冷間圧延（最終冷間圧延）をして種々の最終板厚とする冷延板とした。この際、最終冷間圧延１パス目のワークロールの表面粗さＲａと噛込温度を表３に示したように種々に変化させた。次いで、上記冷延板にｖｏｌ％比でＨ２：Ｎ２＝２０：８０、露点－４０℃の還元雰囲気中で、８５０℃×１０ｓの冷延板焼鈍を施した後、絶縁被膜を被成し、冷延焼鈍板とした。次いで、上記冷延焼鈍板に、表３に示したガス組成を有する露点－４０℃の還元雰囲気中で、コア焼鈍（歪取焼鈍）を模擬した８２５℃×１ｈｒの熱処理を施してコア焼鈍板とした。
　斯くして得た冷延焼鈍板およびコア焼鈍板について、実施例１と同様の評価試験に供し、その結果を表３に併記した。なお、コア焼鈍後の鉄損Ｗ１０／４００は、板厚０．１５ｍｍでは８．８Ｗ／ｋｇ以下、０．２０ｍｍでは１０．３Ｗ／ｋｇ以下、板厚０．２５ｍｍでは１１．５Ｗ／ｋｇ以下、板厚０．３０ｍｍでは１２．５Ｗ／ｋｇ以下の場合に鉄損特性に優れていると評価した。
　表２および表３から、以下のことがわかる。
　本発明を満たす成分組成のスラブを素材とし、本発明の条件を満たして製造された発明例の鋼板は、いずれも本発明の条件を満たしている。すなわち、冷延板焼鈍後の疲労強度が４７０ＭＰａ以上で、コア焼鈍後の鉄損Ｗ１０／４００が上記基準値を満たし、コア焼鈍による磁束密度の劣化代ΔＢ５０が０．０４Ｔ以下の条件を満たしている。
　特に、Ｃｒを積極的に添加したＮｏ．２６および２７の鋼板は、比抵抗が増大したことで、コア焼鈍後の鉄損が大きく低減している。
　また、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭを積極的に添加したＮｏ．２８～３２の鋼板は、鋼板中の硫化物が粗大化して無害化されたことで、コア焼鈍後の鉄損が大きく低減している。
　また、ＳｎおよびＳｂを積極的に添加したＮｏ．３３および３４の鋼板は、冷延板焼鈍板の集合組織の改善により、磁束密度が大きく向上している。
　また、Ｎｉを添加したＮｏ．３５の鋼板は、磁性元素の含有量の増大により、磁束密度が大きく向上している。
　また、Ｃｕ、Ｎｂ、ＴｉおよびＶを積極的に添加したＮｏ．３６～３９の鋼板は、微細析出物の形成により、冷延板焼鈍後の疲労強度が大きく向上している。
　また、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭおよびＳｎ、Ｓｂの複合添加したＮｏ．４０～４２の鋼板は、鋼中のＳが硫化物として固定化されたことにより、コア焼鈍後の鉄損が低減し、磁束密度が向上している。
　また、Ｔａ、Ｂ、Ｇａ、Ｐｂ、Ｚｎ、ＭｏおよびＷのうちの少なくとも１種を積極的に添加したＮｏ．４３～４９の鋼板は、微細析出物の形成により、冷延板焼鈍後の疲労強度が大きく向上している。
　また、Ｇｅ、ＡｓおよびＣｏのうちの少なくとも１種を積極的に添加したＮｏ．５０～５２の鋼板は、磁束密度が大きく向上している。
　これに対して、比較例の鋼板、具体的には、Ｃ含有量が０．００５０ｍａｓｓ％を超えるＮｏ．１の鋼板は、コア焼鈍後の粒界に炭化物が析出し、コア焼鈍後の鉄損が劣化している。
　また、Ｃ含有量が０．０００５ｍａｓｓ％未満のＮｏ．７の鋼板は、冷間圧延における｛４１１｝＜１４８＞方位粒の核の形成が不足し、冷延板焼鈍後に適正な組織が形成されないため、コア焼鈍後の磁束密度の低下が著しい。
　また、ＳｉおよびＰの含有量がそれぞれ５．０ｍａｓｓ％、０．１ｍａｓｓ％を超えるＮｏ．８および１７の鋼板は、冷間圧延時に破断を起こし、製品化できていない。
　また、Ｓｉ含有量が１．０ｍａｓｓ％未満のＮｏ．１２の鋼板は、鋼の比抵抗が小さいためコア焼鈍後の鉄損が高い。
　また、Ｍｎ含有量が５．０ｍａｓｓ％を超えるＮｏ．１３の鋼板は、コア焼鈍後に粒界上に炭化物が析出してコア焼鈍後の鉄損が増大している。
　一方、Ｍｎ含有量が０．０５ｍａｓｓ％未満のＮｏ．１５鋼板は、鋼の比抵抗が不十分であるためコア焼鈍後の鉄損値が高い値となっている。
　また、Ｓ含有量が０．０１ｍａｓｓ％を超えるＮｏ．１９の鋼板は、硫化物が多数析出してコア焼鈍時の粒成長を阻害したため、コア焼鈍後の鉄損が増大している。
　また、Ａｌ含有量が３．０ｍａｓｓ％を超えるＮｏ．２０の鋼板は、コア焼鈍時に鋼板表層が窒化し、コア焼鈍後の鉄損が増大している。
　また、Ｎ含有量が０．０１ｍａｓｓ％を超えるＮｏ．２４の鋼板は、コア焼鈍時に鋼板中に微細な窒化物が析出してコア焼鈍後の鉄損が増大している。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
　本発明の技術は、無方向性電磁鋼板のみならず、磁束密度の良好な方向性電磁鋼板の一次再結晶焼鈍板の製造にも適用することができる。また、本発明の鋼板は、ＨＥＶ／ＥＶモータだけでなく、高効率エアコンモータや、工作機械の主軸モータ、鉄道モータ等の高速モータにも用いることができる。

 

Claims (6)

  1. Ｃ：０．０００５～０．００５０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：１．０～５．０ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．０５～５．０ｍａｓｓ％、Ｐ：０～０．１ｍａｓｓ％、Ｓ：０～０．０１０ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．００５～３．０ｍａｓｓ％およびＮ：０～０．０１０ｍａｓｓ％を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる成分組成を有し、
    電子線後方散乱回折で測定した全方位の結晶粒の平均結晶粒径をＤ１、｛４１１｝＜１４８＞方位を有する結晶粒の平均結晶粒径をＤ２、｛２１１｝＜０１１＞方位を有する結晶粒の平均結晶粒径をＤ３としたとき、
    上記Ｄ１が７５μｍ以下で、かつ、上記Ｄ１～Ｄ３が下記（１）式および（２）式を満たすことを特徴とする無方向性電磁鋼板。
    　　　　　　　記
    　Ｄ２／Ｄ１≧１．０２　・・・（１）
    　Ｄ３／Ｄ１≧０．６０　・・・（２）
  2. 上記成分組成に加えてさらに、下記Ａ～Ｅ群のうちの少なくとも１群の成分を含有することを特徴とする請求項１に記載の無方向性電磁鋼板。
    　　　　　　　記
    　・Ａ群；Ｃｒ：０．０１～５．０ｍａｓｓ％
    　・Ｂ群；Ｃａ：０．００１～０．０１ｍａｓｓ％、Ｍｇ：０．０００１～０．０１ｍａｓｓ％およびＲＥＭ：０．００１～０．０５ｍａｓｓ％のうちの少なくとも１種
    　・Ｃ群；Ｓｎ：０．００１～０．２ｍａｓｓ％およびＳｂ：０．００１～０．２ｍａｓｓ％のうちの少なくとも１種
    　・Ｄ群；Ｎｉ：０．０１～３．０ｍａｓｓ％
    　・Ｅ群；Ｃｕ：０．０１～０．５ｍａｓｓ％、Ｎｂ：０．００１０～０．０５ｍａｓｓ％、Ｔｉ：０．００１０～０．０５ｍａｓｓ％およびＶ：０．００１０～０．２０ｍａｓｓ％のうちの少なくとも１種
  3. 上記成分組成に加えてさらに、下記ＦおよびＧ群のうちの少なくとも１群の成分を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の無方向性電磁鋼板。
    　　　　　　　記
    　・Ｆ群；Ｔａ：０．０００１～０．０１ｍａｓｓ％、Ｂ：０．０００１～０．００５ｍａｓｓ％、Ｇａ：０．０００１～０．０１ｍａｓｓ％、Ｐｂ：０．０００１～０．００５ｍａｓｓ％、Ｚｎ：０．００１～０．０１ｍａｓｓ％、Ｍｏ：０．００１～０．０５ｍａｓｓ％およびＷ：０．００１～０．０５ｍａｓｓ％のうちの少なくとも１種
    　・Ｇ群；Ｇｅ：０．００１～０．０５ｍａｓｓ％、Ａｓ：０．００１～０．０５ｍａｓｓ％およびＣｏ：０．００１～０．０５ｍａｓｓ％のうちの少なくとも１種
  4. Ｃ：０．０００５～０．００５０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：１．０～５．０ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．０５～５．０ｍａｓｓ％、Ｐ：０～０．１ｍａｓｓ％、Ｓ：０～０．０１０ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．００５～３．０ｍａｓｓ％およびＮ：０～０．０１０ｍａｓｓ％を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる成分組成を有する鋼スラブを熱間圧延し、熱延板焼鈍を施した後、１回の冷間圧延または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延をして最終板厚の冷延板とし、該冷延板に冷延板焼鈍を施す無方向性電磁鋼板の製造方法において、
    上記最終板厚とする冷間圧延前の鋼板に、９０℃以下に冷却し、１００～３００℃の温度で時効した後、再度冷却する熱処理を施し、
    上記最終板厚とする冷間圧延の１パス目の圧延を、表面粗さＲａが０．０５～３．０μｍのワークロールを用いて、７０℃以下の噛込温度で行い、
    上記冷延板焼鈍の均熱温度を、７００～９５０℃の範囲とすることを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法。
  5. 上記鋼スラブは、上記成分組成に加えてさらに、下記Ａ～Ｅ群のうちの少なくとも１群の成分を含有することを特徴とする請求項４に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
    　　　　　　　記
    　・Ａ群；Ｃｒ：０．０１～５．０ｍａｓｓ％
    　・Ｂ群；Ｃａ：０．００１～０．０１ｍａｓｓ％、Ｍｇ：０．０００１～０．０１ｍａｓｓ％およびＲＥＭ：０．００１～０．０５ｍａｓｓ％のうちの少なくとも１種
    　・Ｃ群；Ｓｎ：０．００１～０．２ｍａｓｓ％およびＳｂ：０．００１～０．２ｍａｓｓ％のうちの少なくとも１種
    　・Ｄ群；Ｎｉ：０．０１～３．０ｍａｓｓ％
    　・Ｅ群；Ｃｕ：０．０１～０．５ｍａｓｓ％、Ｎｂ：０．００１０～０．０５ｍａｓｓ％、Ｔｉ：０．００１０～０．０５ｍａｓｓ％およびＶ：０．００１０～０．２０ｍａｓｓ％のうちの少なくとも１種
  6. 上記鋼スラブは、下記ＦおよびＧ群のうちの少なくとも１群の成分を含有することを特徴とする請求項４または５に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
    　　　　　　　記
    　・Ｆ群；Ｔａ：０．０００１～０．０１ｍａｓｓ％、Ｂ：０．０００１～０．００５ｍａｓｓ％、Ｇａ：０．０００１～０．０１ｍａｓｓ％、Ｐｂ：０．０００１～０．００５ｍａｓｓ％、Ｚｎ：０．００１～０．０１ｍａｓｓ％、Ｍｏ：０．００１～０．０５ｍａｓｓ％およびＷ：０．００１～０．０５ｍａｓｓ％のうちの少なくとも１種
    　・Ｇ群；Ｇｅ：０．００１～０．０５ｍａｓｓ％、Ａｓ：０．００１～０．０５ｍａｓｓ％およびＣｏ：０．００１～０．０５ｍａｓｓ％のうちの少なくとも１種
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