WO2018025941A1 - 無方向性電磁鋼板、無方向性電磁鋼板の製造方法及びモータコアの製造方法 - Google Patents

無方向性電磁鋼板、無方向性電磁鋼板の製造方法及びモータコアの製造方法 Download PDF

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高橋　克
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Definitions

  • the present invention relates to a non-oriented electrical steel sheet, a non-oriented electrical steel sheet manufacturing method, and a motor core manufacturing method.
  • the motor core of various motors as described above is composed of a stator that is a stator and a rotor that is a rotor.
  • the non-oriented electrical steel sheet is punched into a shape of the motor core and laminated, and then core annealing (strain relief annealing) is performed.
  • the core annealing is generally performed in an atmosphere containing nitrogen, but there is a problem that the non-oriented electrical steel sheet is nitrided during the core annealing and the iron loss is deteriorated.
  • Patent Documents 1 to 3 various proposals aimed at suppressing the deterioration of iron loss have been made.
  • Patent Documents 1 to 3 various proposals aimed at suppressing the deterioration of iron loss have been made.
  • Patent Documents 1 to 3 it is difficult to sufficiently suppress the deterioration of the iron loss due to nitriding of the non-oriented electrical steel sheet.
  • the present invention uses a non-oriented electrical steel sheet in which deterioration of iron loss due to nitriding of the non-oriented electrical steel sheet during strain relief annealing is sufficiently suppressed, a method for manufacturing the same, and a non-oriented electrical steel sheet with low iron loss.
  • An object is to provide a method for manufacturing a motor core.
  • the present inventors have intensively studied to solve the above problems.
  • the deterioration of the iron loss due to nitriding of the steel sheet is caused by the ternary precipitate of (Si, Mn) N produced by the combination of N taken into the steel sheet by nitriding and Mn in the steel. It was clarified that the object was caused by obstructing the domain wall movement. Further, it was found that, when there is no Mn bonded to N at the time of strain relief annealing, precipitation of (Si, Mn) N is suppressed and deterioration of iron loss can be suppressed.
  • the non-oriented electrical steel sheet is Sn: 0.01% to 0.2%, and Sb: 0.01% to 0.2%
  • the non-oriented electrical steel sheet according to (1) comprising at least one selected from the group consisting of:
  • the non-oriented electrical steel sheet is Ni: 0.01% to 0.2%, Cu: 0.01% to 0.2%, and Cr: 0.01% to 0.2%
  • the non-oriented electrical steel sheet is Ca: 0.0005% to 0.0025%, and REM: 0.0005% to 0.0050%
  • An insulating coating is provided on the surface of the ground iron,
  • the adhesion amount of the insulating coating is 400 mg / m 2 or more and 1200 mg / m 2 or less, Any one of (1) to (4), wherein the divalent Fe content and trivalent Fe content in the insulating coating are 10 mg / m 2 or more and 250 mg / m 2 or less in total.
  • a step of hot rolling a steel ingot to obtain a hot rolled steel sheet Performing hot-rolled sheet annealing of the hot-rolled steel sheet; A step of pickling after the hot-rolled sheet annealing; After the pickling, a step of performing cold rolling to obtain a cold-rolled steel sheet, A step of finish annealing the cold-rolled steel sheet;
  • the hot-rolled sheet annealing is a scale generated during the hot rolling with a dew point of ⁇ 40 ° C. to 60 ° C., an annealing temperature of 900 ° C. to 1100 ° C., and a soaking time of 1 second to 300 seconds.
  • the average value of Mn concentration in the range from the surface of the ground iron to the depth of 5 ⁇ m from the surface of the ground iron is [Mn 5 ]
  • the depth from the surface of the ground iron is 10 ⁇ m.
  • the annealing temperature is less than 900 ° C.
  • the steel ingot is in mass%, C: 0.0010% to 0.0050%, Si: 2.5% to 4.0%, Al: 0.0001% to 2.0%, Mn: 0.1% to 3.0%, P: 0.005% to 0.15%, S: 0.0001% to 0.0030%, Ti: 0.0005% to 0.0030%, N: 0.0010% to 0.0030%, Sn: 0.00% to 0.2%, Sb: 0.00% to 0.2%, Ni: 0.00% to 0.2%, Cu: 0.00% to 0.2%, Cr: 0.00% to 0.2%, Ca: 0.0000% to 0.0025%, REM: 0.0000% to 0.0050%, and the balance: Fe and impurities,
  • the manufacturing method of the non-oriented electrical steel sheet characterized by having the chemical composition represented by these. 0.1 ⁇ [Mn 5 ] / [Mn 10 ] ⁇ 0.9 (Formula 2)
  • the steel ingot is Sn: 0.01% to 0.2%, and Sb: 0.01% to 0.2%
  • the steel ingot is Ni: 0.01% to 0.2%, Cu: 0.01% to 0.2%, and Cr: 0.01% to 0.2%
  • the steel ingot is Ca: 0.0005% to 0.0025%, and REM: 0.0005% to 0.0050%
  • the non-oriented electrical steel sheet is mass%, C: 0.0010% to 0.0050%, Si: 2.5% to 4.0%, Al: 0.0001% to 2.0%, Mn: 0.1% to 3.0%, P: 0.005% to 0.15%, S: 0.0001% to 0.0030%, Ti: 0.0005% to 0.0030%, N: 0.0010% to 0.0030%, Sn: 0.00% to 0.2%, Sb: 0.00% to 0.2%, Ni: 0.00% to 0.2%, Cu: 0.00% to 0.2%, Cr: 0.00% to 0.2%, Ca: 0.0000% to 0.0025%, REM: 0.0000% to 0.0050%, and the balance: Fe and impurities, Having a chemical composition represented by The average value of the Mn concentration in the range from the surface of the ground iron to the depth of 2 ⁇ m from the surface of the ground iron is [Mn 2 ], and the Mn concentration at the position where the depth from the surface of the ground iron is 10 ⁇ m is [ Mn 10 ], the average value
  • the non-oriented electrical steel sheet is Sn: 0.01% to 0.2%, and Sb: 0.01% to 0.2%
  • the non-oriented electrical steel sheet is Ni: 0.01% to 0.2%, Cu: 0.01% to 0.2%, and Cr: 0.01% to 0.2%
  • the non-oriented electrical steel sheet is Ca: 0.0005% to 0.0025%, and REM: 0.0005% to 0.0050%
  • the Mn concentration inside the base iron is appropriate, it is possible to sufficiently suppress the deterioration of the iron loss accompanying the nitriding of the non-oriented electrical steel sheet during the strain relief annealing.
  • FIG. 1 is a cross-sectional view showing a non-oriented electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention.
  • FIG. 2 is a schematic view showing the vicinity of the surface of the ground iron in the non-oriented electrical steel sheet according to the embodiment of the present invention.
  • FIG. 3 is a schematic diagram showing the distribution of Mn concentration in the ground iron.
  • FIG. 4 is a flowchart showing an example of a method for manufacturing a non-oriented electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention.
  • Drawing 5 is a mimetic diagram for explaining the manufacturing method of the non-oriented electrical steel sheet concerning the embodiment of the present invention.
  • FIG. 6 is a flowchart showing an example of a method for manufacturing a motor core according to the embodiment of the present invention.
  • the non-oriented electrical steel sheet according to the embodiment of the present invention and the chemical composition of the steel ingot used for manufacturing the non-oriented electrical steel sheet will be described. Although details will be described later, the non-oriented electrical steel sheet according to the embodiment of the present invention is manufactured through hot rolling, hot-rolled sheet annealing, pickling, cold rolling, finish annealing, and the like of a steel ingot. Therefore, the chemical composition of the non-oriented electrical steel sheet and the steel ingot takes into account not only the characteristics of the non-oriented electrical steel sheet but also these treatments.
  • “%”, which is a unit of content of each element contained in the non-oriented electrical steel sheet means “mass%” unless otherwise specified.
  • the non-oriented electrical steel sheet according to this embodiment has C: 0.0010% to 0.0050%, Si: 2.5% to 4.0%, Al: 0.0001% to 2.0%, Mn: 0.1% to 3.0%, P: 0.005% to 0.15%, S: 0.0001% to 0.0030%, Ti: 0.0005% to 0.0030%, N: 0.00. 0010% to 0.0030%, Sn: 0.00% to 0.2%, Sb: 0.00% to 0.2%, Ni: 0.00% to 0.2%, Cu: 0.00% 0.2%, Cr: 0.00% to 0.2%, Ca: 0.0000% to 0.0025%, REM: 0.0000% to 0.0050%, and the balance: Fe and impurities.
  • has a chemical composition. Examples of the impurities include those contained in raw materials such as ore and scrap and those contained in the manufacturing process.
  • C causes deterioration of iron loss. If the C content exceeds 0.0050%, the iron loss in the steel sheet deteriorates, and good magnetic properties cannot be obtained. Therefore, the C content is 0.0050% or less, preferably 0.0040% or less, more preferably 0.0030% or less. On the other hand, if the C content is less than 0.0010%, the magnetic flux density is reduced in the steel sheet, and good magnetic properties cannot be obtained. Therefore, the C content is 0.0010% or more, preferably 0.0015% or more.
  • Si raises the electrical resistance of steel, reduces eddy current loss, and improves high-frequency iron loss. Moreover, Si improves the strength of the steel sheet by solid solution strengthening. If the Si content is less than 2.5%, the effect of this action cannot be sufficiently obtained. Therefore, the Si content is 2.5% or more, preferably 2.7% or more, more preferably 3.0% or more. On the other hand, if the Si content exceeds 4.0%, the workability is remarkably deteriorated and it is difficult to perform cold rolling. Accordingly, the Si content is 4.0% or less, preferably 3.7% or less, and more preferably 3.5% or less.
  • Al increases the electrical resistance of the steel sheet to reduce eddy current loss and improve high-frequency iron loss.
  • Al lowers the workability in the manufacturing process of the steel sheet and the magnetic flux density of the product. Therefore, from this viewpoint, it is preferable to contain a small amount of Al. If the Al content is less than 0.0001%, the load in steelmaking is high and the cost increases. Therefore, the Al content is 0.0001% or more, preferably 0.0010% or more, more preferably 0.0100% or more. On the other hand, if the Al content exceeds 2.0%, the magnetic flux density of the steel sheet is remarkably lowered or embrittled, making it difficult to perform cold rolling. Therefore, the Al content is 2.0% or less, preferably 1.0% or less, and more preferably 0.7% or less.
  • Mn 0.1% to 3.0% Mn increases the electrical resistance of steel, reduces eddy current loss, and improves high-frequency iron loss. If the Mn content is less than 0.1%, the effect of this action cannot be sufficiently obtained. Therefore, the Mn content is 0.1% or more, preferably 0.3% or more, more preferably 0.5% or more. On the other hand, when the Mn content exceeds 3.0%, the magnetic flux density is significantly reduced. Therefore, the Mn content is 3.0% or less, preferably 2.0% or less, more preferably 1.3% or less.
  • P increases the solid solution strengthening ability and increases the ⁇ 100 ⁇ texture, which is advantageous for improving the magnetic properties, and thus achieves both high strength and high magnetic flux density. Furthermore, since the increase in ⁇ 100 ⁇ texture also contributes to reducing the anisotropy of the mechanical properties in the plate surface of the non-oriented electrical steel sheet, P is the value during the punching of the non-oriented electrical steel sheet. Improve dimensional accuracy. If the P content is less than 0.005%, the effect of this action cannot be sufficiently obtained. Therefore, the P content is 0.005% or more, preferably 0.01% or more, more preferably 0.04% or more. On the other hand, if the P content exceeds 0.15%, the ductility of the non-oriented electrical steel sheet is remarkably reduced. Therefore, the P content is 0.15% or less, preferably 0.10% or less, more preferably 0.08% or less.
  • S increases the iron loss by forming fine precipitates of MnS and degrades the magnetic properties of the non-oriented electrical steel sheet. Therefore, the S content is 0.0030% or less, preferably 0.0020% or less, more preferably 0.0010% or less. On the other hand, if the S content is less than 0.0001%, the cost increases. Therefore, the S content is 0.0001% or more, preferably 0.0003% or more. From the viewpoint of suppressing an increase in N concentration due to nitriding, the S content is more preferably set to 0.0005% or more.
  • N causes magnetic aging, increases iron loss, and degrades the magnetic properties of the non-oriented electrical steel sheet. Therefore, the N content is 0.0030% or less, preferably 0.0025% or less, more preferably 0.0020% or less. On the other hand, if the N content is less than 0.0010%, the cost increases. Therefore, the N content is 0.0010% or more, preferably 0.0015% or more.
  • Ti 0.0005% to 0.0030%
  • Ti combines with C, N, Mn and the like to form inclusions, inhibits the growth of crystal grains during strain relief annealing, and degrades magnetic properties. Therefore, the Ti content is 0.0030% or less, preferably 0.0015% or less, more preferably 0.0010% or less. On the other hand, if the Ti content exceeds 0.0005%, the cost increases. Therefore, the Ti content is 0.0005% or more, preferably 0.0006% or more.
  • Sn and Sb ensure low iron loss by segregating on the surface of the steel sheet and suppressing oxidation during annealing. Therefore, Sn or Sb may be contained. If the content of one or more selected from the group consisting of Sn and Sb is less than 0.01%, the effect of this action may not be sufficiently obtained. Accordingly, the content of one or more selected from the group consisting of Sn and Sb is preferably 0.01% or more, and more preferably 0.03% or more.
  • the content of one or more selected from the group consisting of n and Sb is more than 0.2%, the ductility of the base iron is lowered and cold rolling becomes difficult. Therefore, the content of one or more selected from the group consisting of Sn and Sb is 0.2% or less, preferably 0.1% or less.
  • Ni, Cu and Cr increase the specific resistance and reduce the iron loss. Therefore, Ni, Cu or Cr may be contained. If the content of one or more selected from the group consisting of Ni, Cu and Cr is less than 0.01%, the effect of this action may not be sufficiently obtained. Accordingly, the content of one or more selected from the group consisting of Ni, Cu and Cr is preferably 0.01% or more, and more preferably 0.03% or more. On the other hand, when the content of one or more selected from the group consisting of Ni, Cu and Cr exceeds 0.2%, the magnetic flux density deteriorates. Therefore, the content of one or more selected from the group consisting of Ni, Cu and Cr is 0.2% or less, preferably 0.1% or less.
  • Ca and REM (Rare Earth Metal) promote crystal grain growth during finish annealing. Therefore, Ca or REM may be contained. If the content of one or more selected from the group consisting of Ca and REM is less than 0.0005%, the effect of this action may not be sufficiently obtained. Accordingly, the content of one or more selected from the group consisting of Ca and REM is preferably 0.0005% or more, and more preferably 0.0010% or more. On the other hand, if the Ca content exceeds 0.0025%, the above effect is saturated and the cost increases. Therefore, the Ca content is 0.0025% or less. If the REM content exceeds 0.0050%, the above effect is saturated and the cost increases. Therefore, the REM content is 0.0050% or less, preferably 0.0030% or less.
  • the non-oriented electrical steel sheet according to the present embodiment may contain 0.0001% to 0.0050% of Pb, Bi, V, As, B, etc., respectively.
  • FIG. 1 is a cross-sectional view showing a non-oriented electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention.
  • the non-oriented electrical steel sheet 10 according to the present embodiment includes a ground iron 11 having the predetermined chemical composition.
  • the plate thickness t of the ground iron 11 exceeds 0.35 mm, the high-frequency iron loss may not be reduced. Accordingly, the plate thickness t of the ground iron 11 is preferably 0.35 mm or less, more preferably 0.31 mm or less.
  • the plate thickness t of the ground iron 11 is preferably 0.10 mm or more, more preferably 0.19 mm or more.
  • An insulating coating 13 may be provided on the surface of the ground iron 11. Since the non-oriented electrical steel sheet 10 is used after being punched out of the core blank, by providing the insulating coating 13 on the surface of the base iron 11, the eddy current between the steel sheets can be reduced, and the core Eddy current loss can be reduced.
  • the insulating coating 13 is not particularly limited as long as it is used as an insulating coating for a non-oriented electrical steel sheet, and a known insulating coating can be used.
  • An example of such an insulating film is a composite insulating film containing an inorganic substance as a main component and further containing an organic substance.
  • the composite insulating coating is, for example, at least one of chromic acid metal salt, phosphoric acid metal salt, or an inorganic substance such as colloidal silica, Zr compound, Ti compound, and fine organic resin particles dispersed therein. It is an insulating coating.
  • a coating is used.
  • the adhesion amount of the insulating coating 13 is not particularly limited. For example, it is preferably 400 mg / m 2 or more and 1200 mg / m 2 or less per side. Since the insulating coating 13 having such an adhesion amount is provided on the surface of the ground iron 11, it is possible to maintain excellent uniformity. If the adhesion amount of the insulating coating 13 is less than 400 mg / m 2 per side, it becomes difficult to maintain excellent uniformity. Therefore, the adhesion amount of the insulating coating 13 is preferably 400 mg / m 2 or more per side, more preferably 800 mg / m 2 or more per side.
  • the adhesion amount of the insulating coating 13 exceeds 1200 mg / m 2 per side, it takes a longer time than the usual baking time of the insulating coating, and the cost becomes high. Therefore, the adhesion amount of the insulating coating 13 is preferably 1200 mg / m 2 or less per side, more preferably 1000 mg / m 2 or less per side.
  • various known measuring methods for example, a method of measuring a mass difference before and after immersion of a sodium hydroxide aqueous solution, A fluorescent X-ray method using a calibration curve method or the like may be used as appropriate.
  • the divalent Fe content and the trivalent Fe content in the insulating coating 13 are preferably 10 mg / m 2 or more and 250 mg / m 2 or less in terms of metal Fe.
  • the divalent Fe content and the trivalent Fe content are less than 10 mg / m 2 , sufficient permeation of oxygen or the like inevitably present in the atmosphere is obtained in the stress relief annealing performed when the motor core is manufactured. It cannot be suppressed, and it becomes difficult to improve the adhesion of the insulating coating 13, and it is difficult to raise the annealing temperature in the strain relief annealing. Therefore, the divalent Fe content and the trivalent Fe content are preferably 10 mg / m 2 or more, more preferably 50 mg / m 2 or more.
  • the divalent Fe content and the trivalent Fe content are preferably 250 mg / m 2 or less, and more preferably 200 mg / m 2 or less.
  • the presence of a de-Mn layer to be described later can be considered. Mn is more likely to be oxidized in the vicinity of the surface of the iron base 11 having more oxygen than Al and Si, and is not easily oxidized inside the iron base 11.
  • the concentrated external oxide film is easily formed on the outermost surface layer of the base iron 11.
  • the presence of the de-Mn layer makes it difficult to form an external oxide film that is a Mn-concentrated layer, so that the surface area where the treatment liquid of the insulating coating 13 reacts with the ground iron 11 is increased, and the bivalent in the insulating coating 13 is increased.
  • Fe content and trivalent Fe content increase.
  • the divalent Fe content and the trivalent Fe content in the insulating coating 13 increase, Fe ions and oxygen are combined before oxygen or the like inevitably present in the atmosphere reaches the base iron 11. Therefore, it is possible to suppress oxygen and the like from permeating the steel plate itself.
  • Oxygen that has reached the interface between the insulating coating 13 and the ground iron 11 combines with Si or Al in the steel to form an oxide film.
  • a foreign matter such as an oxide film is generated at the interface between the insulating coating 13 and the ground iron 11, whereby the adhesion between the ground iron 11 and the insulating coating 13 is deteriorated.
  • the adhesion between the base iron 11 and the insulating coating 13 is improved by suppressing permeation of oxygen or the like. Due to such a mechanism, it is considered that the presence of the de-Mn layer contributes to the improvement of the adhesion between the ground iron 11 and the insulating coating 13.
  • strain relief annealing is often performed in nitrogen as a non-oxidizing atmosphere.
  • the iron loss deteriorates due to the progress of nitriding of the base iron and the precipitation of (Si, Mn) N accompanying nitriding when performing strain relief annealing.
  • argon or helium instead of nitrogen in the inert atmosphere, nitriding is suppressed, but costs are high. Therefore, it is industrially essential to use nitrogen as the main atmosphere when performing strain relief annealing. Therefore, the present inventors have obtained the knowledge that if there is no Mn to which N is bonded, precipitation of (Si, Mn) N can be suppressed and deterioration of iron loss can be suppressed.
  • the increase in the N concentration due to nitriding is limited to the vicinity of the surface of the railway. Therefore, if the Mn concentration in the vicinity of the surface of the ground iron where N dissolves can be reduced, precipitation of (Si, Mn) N can be suppressed. In addition, if the content of Mn having a high affinity with N existing on the outermost surface of the steel can be reduced, the reaction itself that N 2 molecules decompose and dissolve into the steel as N atoms can be suppressed. It becomes possible. Furthermore, the penetration of N into the steel can also be prevented by increasing the solubility of MnS and increasing the solid solution S. From these facts, the present inventors have found that by distributing the Mn distribution in the vicinity of the surface of the ground iron, it is possible to suppress the deterioration of the iron loss during the stress relief annealing and to obtain good magnetic properties. It was.
  • FIG. 2 is a schematic view showing the vicinity of the surface of the ground iron in the non-oriented electrical steel sheet according to the embodiment of the present invention.
  • the positive x-axis direction is set in the direction from the surface of the ground iron 11 to the center in the thickness direction (depth direction), and in this specification, description will be made using this coordinate axis.
  • the base iron 11 includes a base material part 101 and a de-Mn layer 103.
  • the base material portion 101 is a portion in which Mn is distributed almost uniformly inside the base iron 11, and the Mn concentration of the base material portion 101 is substantially equal to the Mn content of the base iron 11. It has become.
  • the Mn removal layer 103 is a layer located on the surface side of the base iron 11, and the Mn concentration of the removal Mn layer 103 is relatively lower than the Mn concentration of the base material part 101.
  • the relationship of the following formula 1 is established in the de-Mn layer 103. That is, the average value of Mn concentration in the range from the surface of the base iron 11 to the depth of 2 ⁇ m from the surface of the base iron 11 is [Mn 2 ], and the Mn at the position where the depth from the surface of the base iron 11 is 10 ⁇ m.
  • the concentration is [Mn 10 ]
  • the base iron 11 satisfies the following formula 1.
  • the non-oriented electrical steel sheet according to the present embodiment can suppress deterioration of iron loss at the time of strain relief annealing and obtain good magnetic characteristics.
  • FIG. 3 is a schematic diagram showing the distribution of Mn concentration in the ground iron. From FIG. 3, when there is no de-Mn layer in the ground iron and the distribution of Mn in the depth direction (x direction) is uniform, the Mn concentration is the value of [Mn 10 ] (in other words, The average Mn concentration of the entire ground iron 11) should be almost constant. Further, even when the technique for forming the Al concentrated layer as in Patent Document 1 is applied, as shown by the broken line in FIG. The average Mn concentration is considered to be higher. However, in the base iron in the non-oriented electrical steel sheet according to the present embodiment, the Mn concentration near the surface of the base iron is lower than the average Mn concentration of the whole base iron.
  • the concentration ratio represented by [Mn 2 ] / [Mn 10 ] is 0.9 or less, preferably 0.8 or less, more preferably 0. .7 or less.
  • the Mn concentration of the de-Mn layer is relatively lower than the average Mn concentration of the base material part.
  • the solubility of MnS increases, it is thought that the solid solution S increases. Therefore, by increasing the solubility of MnS and increasing the solid solution S, it becomes possible to reduce the amount of S, which has been difficult to realize due to concern about an increase in N concentration due to nitriding, and particularly improves the grain growth property after heat treatment.
  • the solubility of MnS increases and the solid solution S increases, the solid solution S can suppress not only nitrogen but also the permeation of oxygen, thereby improving the adhesion between the insulating coating after heat treatment and the ground iron. can do.
  • the concentration ratio represented by [Mn 2 ] / [Mn 10 ] is 0.1 or more, preferably 0.2 or more, more preferably 0.5 or more.
  • the Mn concentration of the base iron along the depth direction from the surface of the base iron can be specified using a glow discharge emission spectrometer (GDS).
  • GDS glow discharge emission spectrometer
  • a direct current mode, a high frequency mode, a pulse mode, and the like are prepared according to the material to be analyzed. Even if you measure in different modes, there is no big difference. For this reason, a measurement time in which sputter marks are uniform and a depth of 10 ⁇ m or more can be analyzed is set as a condition, and analysis may be performed as appropriate.
  • the non-oriented electrical steel sheet according to the present embodiment has excellent magnetic characteristics by having the above-described configuration.
  • Various magnetic properties exhibited by the non-oriented electrical steel sheet according to the present embodiment are based on the Epstein method defined in JIS C2550, the single plate magnetic property measurement method (Single Sheet Tester: SST) defined in JIS C2556, and the like. It is possible to measure.
  • FIG. 4 is a flowchart illustrating an example of a method for manufacturing a non-oriented electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention
  • FIG. 5 illustrates a method for manufacturing the non-oriented electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention.
  • hot rolling, hot-rolled sheet annealing, pickling, cold rolling, and finish annealing are performed on a steel ingot having the above chemical composition.
  • the insulating coating is formed on the surface of the ground iron, the insulating coating is formed after the finish annealing.
  • a steel ingot (slab) having the above chemical composition is heated, and the heated steel ingot is hot-rolled to obtain a hot-rolled steel sheet (S101).
  • a scale S mainly composed of Fe oxide is generated on the surface of the base iron 11.
  • Mn in the base iron 11 is almost uniformly dispersed.
  • it does not specifically limit about the heating temperature of the steel ingot at the time of using for hot rolling For example, it is preferable to set it as 1050 to 1200 degreeC.
  • the thickness of the hot-rolled steel sheet after hot rolling is not particularly limited, but is preferably about 1.5 mm to 3.0 mm, for example, in consideration of the final thickness of the base iron.
  • hot rolling is performed after hot rolling (S103).
  • hot-rolled sheet annealing is performed with the scale S generated by hot rolling attached. Due to the scale S generated on the surface of the hot-rolled steel sheet and the atmosphere during the hot-rolled sheet annealing, Mn contained in the base iron 11 is oxidized while diffusing in the scale direction. As a result, a Mn enriched layer 104 containing Mn oxide is formed in the vicinity of the surface of the base iron 11, and a de-Mn layer 103 is formed on the inner side of the Mn enriched layer 104 by several ⁇ m (base iron side). Is formed.
  • the remainder of the base iron 11 is a base material part 111 having a structure after hot-rolled sheet annealing.
  • the Mn concentrated layer 104 is formed under a condition in which Mn is more easily oxidized. Therefore, the Mn supply source to the Mn concentrated layer 104
  • the Mn concentration of the de-Mn layer 103 is lower than that in the prior art. Therefore, a de-Mn layer having a Mn concentration distribution as shown in FIG. 3 is formed.
  • hot-rolled sheet annealing is performed under the conditions described below after removing the scale S generated by hot rolling, Mn in the vicinity of the surface layer in the ground iron 11 is not sufficiently oxidized. Such a de-Mn layer 103 cannot be formed.
  • the dew point in the annealing atmosphere in hot-rolled sheet annealing is less than ⁇ 40 ° C.
  • the oxygen source is only the scale of the surface layer, so that the de-Mn layer is not sufficiently formed. Therefore, the dew point in the annealing atmosphere is ⁇ 40 ° C. or higher, preferably ⁇ 20 ° C. or higher, more preferably ⁇ 10 ° C. or higher.
  • the dew point in the annealing atmosphere is over 60 ° C., scale is generated by oxidation of Fe in the ground iron, and this scale is removed by pickling, so the yield deteriorates.
  • the dew point in the annealing atmosphere is 60 ° C. or less, preferably 50 ° C. or less, more preferably 40 ° C. or less.
  • the temperature of the hot-rolled sheet annealing is set to 900 ° C. or higher, preferably 930 ° C. or higher, more preferably 950 ° C. or higher.
  • the temperature of the hot-rolled sheet annealing is 1100 ° C. or less, preferably 1070 ° C. or less, more preferably 1050 ° C. or less.
  • the soaking time is 1 second or longer, preferably 10 seconds or longer, more preferably 30 seconds or longer.
  • the soaking time is set to 300 seconds or shorter, preferably 150 seconds or shorter, more preferably 90 seconds or shorter.
  • the cooling in the hot-rolled sheet annealing is performed at a cooling rate in the temperature range of 800 ° C. to 500 ° C., preferably 20 ° C./second to 100 ° C./second. By setting such a cooling rate, better magnetic characteristics can be obtained.
  • pickling is performed (S105).
  • the Mn concentrated layer 104 which is an internal oxide layer located on the outermost layer of the scale S and the ground iron 11, is removed, and the de-Mn layer 103 becomes the outermost layer. So that the pickling weight loss is controlled.
  • the Mn concentration in the depth direction is measured at any time by GDS for the steel plate during or after pickling so that the finally obtained non-oriented electrical steel sheet satisfies the above formula 1. Control the pickling weight loss.
  • the amount of pickling loss can be controlled, for example, by changing at least one of the concentration of the acid used for pickling, the concentration of the accelerator used for pickling, and the temperature of the pickling solution.
  • the pickling is the average value of the Mn concentration in the range from the surface of the base iron to the depth of 5 ⁇ m from the surface of the base iron [Mn 5 ], and the depth from the surface of the base iron is 10 ⁇ m.
  • the Mn concentration at the position of [Mn 10 ] is [Mn 10 ]
  • the iron after pickling is performed so as to satisfy the following formula 2.
  • the non-oriented electrical steel sheet finally obtained satisfies the above formula 1.
  • cold rolling is performed (S107).
  • the scale S and the Mn concentrated layer 104 are removed at a rolling reduction such that the final thickness of the base iron 11 is 0.10 mm or more and 0.35 mm or less.
  • the pickled plate is rolled.
  • the base material part 121 provided with the cold-rolled structure is obtained by cold rolling.
  • finish annealing is performed after cold rolling (step S109).
  • the de-Mn layer 103 is formed by performing hot-rolled sheet annealing, and thereafter the de-Mn layer 103 is formed. Maintained.
  • the finish annealing temperature is 900 ° C. or higher, Mn diffuses from the base material part 121 to the de-Mn layer 103 and the de-Mn layer 103 disappears. Therefore, the finish annealing temperature is less than 900 ° C., preferably 880 ° C. or less, more preferably 860 ° C. or less.
  • the finish annealing temperature is preferably 750 ° C. or higher, more preferably 775 ° C. or higher.
  • the annealing time may be set as appropriate according to the finish annealing temperature, and may be, for example, 1 second to 150 seconds. If the annealing time is less than 1 second, sufficient finish annealing cannot be performed, and it may be difficult to appropriately generate seed crystals in the base material portion. Accordingly, the annealing time is preferably 1 second or longer, more preferably 5 seconds or longer. On the other hand, if the annealing time exceeds 150 seconds, the annealing time becomes too long and the productivity may be lowered. Therefore, the annealing time is preferably 150 seconds or less, and more preferably 100 seconds or less.
  • the heating rate in the temperature range of 950 ° C. or lower and 700 ° C. or higher is preferably 10 ° C./s to 800 ° C./s.
  • the heating rate in the temperature range of 950 ° C. or lower and 700 ° C. or higher is preferably 10 ° C./s or higher, more preferably 100 ° C./s or higher.
  • the heating rate in the temperature range of 950 ° C. or lower and 700 ° C. or higher is preferably 800 ° C./s or lower, more preferably 400 ° C./s or lower.
  • the cooling rate in the temperature range of 900 ° C. or lower and 500 ° C. or higher is preferably 10 ° C./s to 100 ° C./s.
  • the cooling rate in the temperature range of 900 ° C. or lower and 500 ° C. or higher is preferably 10 ° C./s or higher, more preferably 20 ° C./s or higher.
  • the cooling rate in the temperature range of 00 ° C. or lower and 500 ° C. or higher is preferably 100 ° C./s or lower, more preferably 70 ° C./s or lower.
  • the non-oriented electrical steel sheet according to the embodiment of the present invention can be manufactured.
  • an insulating coating 13 may be formed as necessary (S111 in FIG. 4).
  • the method for forming the insulating coating 13 is not particularly limited, and the processing liquid may be applied and dried by a known method using the above-described known insulating coating processing liquid. It should be noted that degreasing treatment with an alkali or the like is performed on the surface of the base iron on which the insulating film is formed, so as not to significantly affect the state of the de-Mn layer and the thickness of the de-Mn layer before applying the treatment liquid. Alternatively, an arbitrary pretreatment such as pickling with hydrochloric acid, sulfuric acid, phosphoric acid or the like may be performed. Moreover, you may form an insulating film in the surface as it is after finish annealing, without performing these pre-processing.
  • FIG. 6 is a flowchart showing an example of a method for manufacturing a motor core according to the embodiment of the present invention.
  • the non-oriented electrical steel sheet according to this embodiment is punched into a core shape, and the punched non-oriented electrical steel sheets are laminated (S201) to form a desired motor core shape.
  • S201 the non-oriented electrical steel sheets used for manufacturing the motor core have an insulating coating formed on the surface of the ground iron.
  • non-oriented electrical steel sheets laminated in the core shape are subjected to strain relief annealing (core annealing) (S203).
  • the proportion of nitrogen in the atmosphere in the strain relief annealing is 70% by volume or more, preferably 80% by volume or more, more preferably 90% by volume to 100% by volume, and particularly preferably 97% by volume to 100% by volume.
  • atmospheric gas other than nitrogen is not specifically limited.
  • the reducing mixed gas which consists of hydrogen, a carbon dioxide, carbon monoxide, water vapor
  • the annealing temperature of strain relief annealing is set to 750 ° C. or higher, preferably 775 ° C. or higher.
  • the annealing temperature of the strain relief annealing is set to 900 ° C. or less, preferably 850 ° C. or less.
  • the annealing time for strain relief annealing may be appropriately set according to the annealing temperature, and may be, for example, 10 minutes to 180 minutes. If the annealing time is less than 10 minutes, the strain may not be sufficiently released. Accordingly, the annealing time is preferably 10 minutes or more, more preferably 30 minutes or more. On the other hand, if the annealing time exceeds 180 minutes, the annealing time becomes too long and the productivity may be lowered. Therefore, the annealing time is preferably 180 minutes or less, more preferably 150 minutes or less.
  • the heating rate in the temperature range of 500 ° C. to 750 ° C. in the strain relief annealing is preferably 50 ° C./Hr to 300 ° C./Hr.
  • the heating rate in the temperature range of 500 ° C. or higher and 750 ° C. or lower is preferably 50 ° C./Hr or higher, more preferably 80 ° C./Hr or higher.
  • the heating rate in the temperature range of 500 ° C. or more and 750 ° C. or less is preferably 300 ° C./Hr or less, more preferably 150 ° C./Hr or less.
  • the cooling rate in the temperature range of 750 ° C. or lower and 500 ° C. or higher in strain relief annealing is preferably 50 ° C./Hr to 500 ° C./Hr.
  • the cooling rate in the temperature range of 750 ° C. or lower and 500 ° C. or higher is preferably 50 ° C./Hr or higher, more preferably 80 ° C./Hr or higher.
  • the cooling rate in the temperature range of 750 ° C. or lower and 500 ° C. or higher is preferably 500 ° C./Hr or lower, more preferably 200 ° C./Hr or lower.
  • a motor core using the non-oriented electrical steel sheet according to the embodiment of the present invention can be manufactured.
  • Example 1 After heating the slab having the chemical composition shown in Table 1 to 1150 ° C., hot rolling with a finishing rolling temperature of 850 ° C. and a finishing plate thickness of 2.0 mm is performed, and the hot rolled steel sheet is wound at 650 ° C. Obtained. With the scale formed on the surface of the steel sheet adhered, hot-rolled sheet annealing was performed at 1000 ° C. for 50 seconds in a nitrogen atmosphere with a dew point in the atmosphere of 10 ° C., and then pickled with hydrochloric acid. When pickling, the value of [Mn 5 ] / [Mn 10 ] is set to the values shown in Table 2 and Table 3 by changing the acid concentration, temperature, and time of the acid solution during pickling.
  • a pickling plate was produced. These pickled plates were cold-rolled with a plate thickness of 0.25 mm to obtain cold-rolled steel plates. Thereafter, finish annealing was performed under the conditions shown in Tables 2 and 3 in a mixed atmosphere in which hydrogen was 20%, nitrogen was 80%, and the dew point was 0 ° C., and an insulating coating was applied to obtain a non-oriented electrical steel sheet.
  • the cooling rate in the temperature range from 800 ° C. to 500 ° C. during the hot-rolled sheet annealing is 40 ° C./second, and the heating rate in the temperature range from 950 ° C. to 700 ° C. during the finish annealing is 100 ° C./second.
  • an insulating coating composed of aluminum phosphate and an acrylic-styrene copolymer resin emulsion having a particle size of 0.2 ⁇ m is applied so as to have a predetermined adhesion amount, and is baked at 350 ° C. in the atmosphere. Formed by.
  • the analysis of the Mn concentration distribution by GDS and the analysis of the nitrogen concentration in the steel were carried out after removing the insulating coating with hot alkali.
  • the underline in Tables 1 to 3 indicates that the numerical value is out of the scope of the present invention.
  • the value of [Mn 5 ] / [Mn 10 ] is within the scope of the present invention, but since the finish annealing temperature was over 900 ° C., Mn from the inside diffused and A Mn concentrated layer is formed by oxidation, and the value of [Mn 2 ] / [Mn 10 ] after finish annealing is outside the scope of the present invention.
  • a motor core was manufactured using a part of the obtained non-oriented electrical steel sheet.
  • a non-oriented electrical steel sheet was punched out with a stator outer diameter of 140 mm, a rotor outer diameter of 85 mm, 18 slots, 12 poles, and laminated to form a motor core.
  • a permanent magnet was embedded on the rotor side, and the stator side was subjected to strain relief annealing at 825 ° C. ⁇ 1 hour in a rich gas atmosphere of 70% nitrogen, and then wound.
  • the obtained motor core was excited under the conditions that the magnetic flux density of the tooth portion was 1.0 T, the torque was 2.5 Nm, and the rotation speed was 8000 rpm.
  • Table 4 shows the results of measuring the motor iron loss at that time. In addition, in the motor iron loss shown in Table 4, the remainder which reduced motor output, copper loss, and mechanical loss from the input electric energy was evaluated as iron loss.
  • the underline in Table 4 indicates that the numerical value is out of the scope of the present invention.

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Abstract

無方向性電磁鋼板は所定の化学組成を有し、地鉄の表面から、前記地鉄の表面からの深さが２μｍまでの範囲におけるＭｎ濃度の平均値を［Ｍｎ２］、前記地鉄の表面からの深さが１０μｍの位置におけるＭｎ濃度を［Ｍｎ１０］としたときに、前記地鉄は下記の式１を満たす。　０．１≦［Ｍｎ２］／［Ｍｎ１０］≦０．９　（式１）

Description

無方向性電磁鋼板、無方向性電磁鋼板の製造方法及びモータコアの製造方法
　本発明は、無方向性電磁鋼板、無方向性電磁鋼板の製造方法及びモータコアの製造方法に関する。
　昨今、地球環境問題が注目されており、省エネルギーへの取り組みに対する要求は、一段と高まってきており、なかでも電気機器の高効率化は、近年強く要望されている。このため、モータ又は変圧器等の鉄心材料として広く使用されている無方向性電磁鋼板においても、磁気特性の向上に対する要請が更に強まっている。特に、モータの高効率化が進展する電気自動車やハイブリッド自動車用のモータ、及び、コンプレッサ用モータにおいては、その傾向が顕著である。
　上記のような各種モータのモータコアは、固定子であるステータと、回転子であるロータとから構成される。このようなモータコアを製造する際には、無方向性電磁鋼板をモータコアの形状に打ち抜いて積層した後に、コア焼鈍（歪取り焼鈍）が行われる。コア焼鈍は、一般的に、窒素を含んだ雰囲気中で実施されるが、コア焼鈍時に無方向性電磁鋼板が窒化してしまい、鉄損が劣化してしまうという問題がある。
　従来、鉄損の劣化を抑制することを目的とした種々の提案がされている（特許文献１～３）。しかしながら、従来の技術では、無方向性電磁鋼板の窒化による鉄損の劣化を十分に抑制することが困難である。
特開平１０－１８３３１０号公報 特開２００３－２９３１０１号公報 特開２０１４－１９６５５９号公報
　本発明は、歪取り焼鈍時の無方向性電磁鋼板の窒化に伴う鉄損の劣化が十分に抑制された無方向性電磁鋼板及びその製造方法、低鉄損の無方向性電磁鋼板を用いたモータコアの製造方法を提供することを目的とする。
　本発明者らは、上記課題を解決すべく鋭意検討を行った。この結果、鋼板の窒化による鉄損の劣化は、窒化によって鋼板に取り込まれたＮと、鋼中のＭｎとが結合することによって（Ｓｉ，Ｍｎ）Ｎの３元系析出物が生じ、この析出物が磁壁移動を阻害することで生じていることが明らかになった。そして、歪取り焼鈍時において、Ｎと結合するＭｎが存在しなければ、（Ｓｉ，Ｍｎ）Ｎの析出が抑制され、鉄損の劣化を抑制できることを見出した。
　本発明者らは、このような知見に基づいて更に鋭意検討を重ねた結果、以下に示す発明の諸態様に想到した。
　（１）
　質量％で、
　Ｃ：０．００１０％～０．００５０％、
　Ｓｉ：２．５％～４．０％、
　Ａｌ：０．０００１％～２．０％、
　Ｍｎ：０．１％～３．０％、
　Ｐ：０．００５％～０．１５％、
　Ｓ：０．０００１％～０．００３０％、
　Ｔｉ：０．０００５％～０．００３０％、
　Ｎ：０．００１０％～０．００３０％、
　Ｓｎ：０．００％～０．２％、
　Ｓｂ：０．００％～０．２％、
　Ｎｉ：０．００％～０．２％、
　Ｃｕ：０．００％～０．２％、
　Ｃｒ：０．００％～０．２％、
　Ｃａ：０．００００％～０．００２５％、
　ＲＥＭ：０．００００％～０．００５０％、かつ
　残部：Ｆｅ及び不純物、
　で表される化学組成を有し、
　地鉄の表面から、前記地鉄の表面からの深さが２μｍまでの範囲におけるＭｎ濃度の平均値を［Ｍｎ２］、前記地鉄の表面からの深さが１０μｍの位置におけるＭｎ濃度を［Ｍｎ１０］としたときに、前記地鉄は下記の式１を満たすことを特徴とする無方向性電磁鋼板。
　０．１≦［Ｍｎ２］／［Ｍｎ１０］≦０．９　　　（式１）
　（２）
　前記無方向性電磁鋼板は、
　Ｓｎ：０．０１％～０．２％、及び
　Ｓｂ：０．０１％～０．２％
　からなる群から選択された１種以上を含むことを特徴とする（１）に記載の無方向性電磁鋼板。
　（３）
　前記無方向性電磁鋼板は、
　Ｎｉ：０．０１％～０．２％、
　Ｃｕ：０．０１％～０．２％、及び
　Ｃｒ：０．０１％～０．２％
　からなる群から選択された１種以上を含むことを特徴とする（１）又は（２）に記載の無方向性電磁鋼板。
　（４）
　前記無方向性電磁鋼板は、
　Ｃａ：０．０００５％～０．００２５％、及び
　ＲＥＭ：０．０００５％～０．００５０％
　からなる群から選択された１種以上を含むことを特徴とする（１）乃至（３）のいずれか１つに記載の無方向性電磁鋼板。
　（５）
　前記地鉄の表面に絶縁被膜を備え、
　前記絶縁被膜の付着量が、４００ｍｇ／ｍ２以上１２００ｍｇ／ｍ２以下であり、
　前記絶縁被膜における２価のＦｅ含有量及び３価のＦｅ含有量が、合計で１０ｍｇ／ｍ２以上２５０ｍｇ／ｍ２以下であることを特徴とする（１）乃至（４）のいずれか１つに記載の無方向性電磁鋼板。
　（６）
　鋼塊の熱間圧延を行って熱延鋼板を得る工程と、
　前記熱延鋼板の熱延板焼鈍を行う工程と、
　前記熱延板焼鈍の後、酸洗を行う工程と、
　前記酸洗の後、冷間圧延を行って冷延鋼板を得る工程と、
　前記冷延鋼板の仕上焼鈍を行う工程と、
を有し、
　前記熱延板焼鈍は、露点を－４０℃以上６０℃以下とし、焼鈍温度を９００℃以上１１００℃以下とし、均熱時間を１秒以上３００秒以下として、前記熱間圧延中に生じたスケールを残したまま行われ、
　前記酸洗は、地鉄の表面から、前記地鉄の表面からの深さが５μｍまでの範囲におけるＭｎ濃度の平均値を［Ｍｎ５］、前記地鉄の表面からの深さが１０μｍの位置におけるＭｎ濃度を［Ｍｎ１０］としたときに、前記酸洗の後の前記地鉄が下記の式２を満たすように行われ、
　前記仕上焼鈍では、焼鈍温度を９００℃未満とし、
　前記鋼塊は、質量％で、
　Ｃ：０．００１０％～０．００５０％、
　Ｓｉ：２．５％～４．０％、
　Ａｌ：０．０００１％～２．０％、
　Ｍｎ：０．１％～３．０％、
　Ｐ：０．００５％～０．１５％、
　Ｓ：０．０００１％～０．００３０％、
　Ｔｉ：０．０００５％～０．００３０％、
　Ｎ：０．００１０％～０．００３０％、
　Ｓｎ：０．００％～０．２％、
　Ｓｂ：０．００％～０．２％、
　Ｎｉ：０．００％～０．２％、
　Ｃｕ：０．００％～０．２％、
　Ｃｒ：０．００％～０．２％、
　Ｃａ：０．００００％～０．００２５％、
　ＲＥＭ：０．００００％～０．００５０％、かつ
　残部：Ｆｅ及び不純物、
　で表される化学組成を有することを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法。
　０．１≦［Ｍｎ５］／［Ｍｎ１０］≦０．９　　　（式２）
　（７）
　前記仕上焼鈍の後、前記地鉄の表面に絶縁被膜を形成する工程を更に有することを特徴とする（６）に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
　（８）
　前記鋼塊は、
　Ｓｎ：０．０１％～０．２％、及び
　Ｓｂ：０．０１％～０．２％
　からなる群から選択された１種以上を含むことを特徴とする（６）又は（７）に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
　（９）
　前記鋼塊は、
　Ｎｉ：０．０１％～０．２％、
　Ｃｕ：０．０１％～０．２％、及び
　Ｃｒ：０．０１％～０．２％
　からなる群から選択された１種以上を含むことを特徴とする（６）乃至（８）のいずれか１つに記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
　（１０）
　前記鋼塊は、
　Ｃａ：０．０００５％～０．００２５％、及び
　ＲＥＭ：０．０００５％～０．００５０％
　からなる群から選択された１種以上を含むことを特徴とする（６）乃至（９）のいずれか１つに記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
　（１１）
　無方向性電磁鋼板をコア形状に打ち抜く工程と、
　前記打ち抜いた無方向性電磁鋼板を積層する工程と、
　前記積層した無方向性電磁鋼板の歪取り焼鈍を行う工程と、
を有し、
　前記歪取り焼鈍では、焼鈍雰囲気中の窒素の割合を７０体積％以上とし、歪取り焼鈍温度を７５０℃以上９００℃以下とし、
　前記無方向性電磁鋼板は、質量％で、
　Ｃ：０．００１０％～０．００５０％、
　Ｓｉ：２．５％～４．０％、
　Ａｌ：０．０００１％～２．０％、
　Ｍｎ：０．１％～３．０％、
　Ｐ：０．００５％～０．１５％、
　Ｓ：０．０００１％～０．００３０％、
　Ｔｉ：０．０００５％～０．００３０％、
　Ｎ：０．００１０％～０．００３０％、
　Ｓｎ：０．００％～０．２％、
　Ｓｂ：０．００％～０．２％、
　Ｎｉ：０．００％～０．２％、
　Ｃｕ：０．００％～０．２％、
　Ｃｒ：０．００％～０．２％、
　Ｃａ：０．００００％～０．００２５％、
　ＲＥＭ：０．００００％～０．００５０％、かつ
　残部：Ｆｅ及び不純物、
　で表される化学組成を有し、
　地鉄の表面から、前記地鉄の表面からの深さが２μｍまでの範囲におけるＭｎ濃度の平均値を［Ｍｎ２］、前記地鉄の表面からの深さが１０μｍの位置におけるＭｎ濃度を［Ｍｎ１０］としたときに下記の式１を満たすことを特徴とするモータコアの製造方法。
　０．１≦［Ｍｎ２］／［Ｍｎ１０］≦０．９　　　（式１）
　（１２）
　前記地鉄の表面に絶縁被膜を備えることを特徴とする（１１）に記載のモータコアの製造方法。
　（１３）
　前記無方向性電磁鋼板は、
　Ｓｎ：０．０１％～０．２％、及び
　Ｓｂ：０．０１％～０．２％
　からなる群から選択された１種以上を含むことを特徴とする（１１）又は（１２）に記載のモータコアの製造方法。
　（１４）
　前記無方向性電磁鋼板は、
　Ｎｉ：０．０１％～０．２％、
　Ｃｕ：０．０１％～０．２％、及び
　Ｃｒ：０．０１％～０．２％
　からなる群から選択された１種以上を含むことを特徴とする（１１）乃至（１３）のいずれか１つに記載のモータコアの製造方法。
　（１５）
　前記無方向性電磁鋼板は、
　Ｃａ：０．０００５％～０．００２５％、及び
　ＲＥＭ：０．０００５％～０．００５０％
　からなる群から選択された１種以上を含むことを特徴とする（１１）乃至（１４）のいずれか１つに記載のモータコアの製造方法。
　本発明によれば、地鉄の内部におけるＭｎ濃度が適切であるため、歪取り焼鈍時の無方向性電磁鋼板の窒化に伴う鉄損の劣化を十分に抑制することができる。
図１は、本発明の実施形態に係る無方向性電磁鋼板を示す断面図である。 図２は、本発明の実施形態に係る無方向性電磁鋼板における地鉄の表面近傍を示す模式図である。 図３は、地鉄におけるＭｎ濃度の分布を示す模式図である。 図４は、本発明の実施形態に係る無方向性電磁鋼板の製造方法の一例を示すフローチャートである。 図５は、本発明の実施形態に係る無方向性電磁鋼板の製造方法を説明するための模式図である。 図６は、本発明の実施形態に係るモータコアの製造方法の一例を示すフローチャートである。
　まず、本発明の実施形態に係る無方向性電磁鋼板及びその製造に用いる鋼塊の化学組成について説明する。詳細は後述するが、本発明の実施形態に係る無方向性電磁鋼板は、鋼塊の熱間圧延、熱延板焼鈍、酸洗、冷間圧延、及び仕上焼鈍等を経て製造される。従って、無方向性電磁鋼板及び鋼塊の化学組成は、無方向性電磁鋼板の特性のみならず、これらの処理を考慮したものである。以下の説明において、無方向性電磁鋼板に含まれる各元素の含有量の単位である「％」は、特に断りがない限り「質量％」を意味する。本実施形態に係る無方向性電磁鋼板は、Ｃ：０．００１０％～０．００５０％、Ｓｉ：２．５％～４．０％、Ａｌ：０．０００１％～２．０％、Ｍｎ：０．１％～３．０％、Ｐ：０．００５％～０．１５％、Ｓ：０．０００１％～０．００３０％、Ｔｉ：０．０００５％～０．００３０％、Ｎ：０．００１０％～０．００３０％、Ｓｎ：０．００％～０．２％、Ｓｂ：０．００％～０．２％、Ｎｉ：０．００％～０．２％、Ｃｕ：０．００％～０．２％、Ｃｒ：０．００％～０．２％、Ｃａ：０．００００％～０．００２５％、ＲＥＭ：０．００００％～０．００５０％、かつ残部：Ｆｅ及び不純物で表される化学組成を有している。不純物としては、鉱石やスクラップ等の原材料に含まれるもの、製造工程において含まれるもの、が例示される。
　（Ｃ：０．００１０％～０．００５０％）
　Ｃは、鉄損の劣化を引き起こす。Ｃ含有量が０．００５０％超では、鋼板において鉄損が劣化し、良好な磁気特性を得ることができない。従って、Ｃ含有量は０．００５０％以下とし、好ましくは０．００４０％以下とし、より好ましくは０．００３０％以下とする。一方、Ｃ含有量が０．００１０％未満では、鋼板において磁束密度が低下し、良好な磁気特性を得ることができない。従って、Ｃ含有量は０．００１０％以上とし、好ましくは０．００１５％以上とする。
　（Ｓｉ：２．５％～４．０％）
　Ｓｉは、鋼の電気抵抗を上昇させて渦電流損を低減させ、高周波鉄損を改善させる。また、Ｓｉは、固溶強化により鋼板の強度を向上させる。Ｓｉ含有量が２．５％未満では、この作用による効果が十分に得られない。従って、Ｓｉ含有量は２．５％以上とし、好ましくは２．７％以上、より好ましくは３．０％以上とする。一方、Ｓｉ含有量が４．０％超では、加工性が著しく劣化し、冷間圧延を実施することが困難となる。従って、Ｓｉ含有量は４．０％以下とし、好ましくは３．７％以下とし、より好ましくは３．５％以下とする。
（Ａｌ：０．０００１％～２．０％）
　Ａｌは、鋼板の電気抵抗を上昇させることで渦電流損を低減させ、高周波鉄損を改善させる。一方で、Ａｌは、鋼板の製造過程における加工性と、製品の磁束密度とを低下させるため、この観点では、Ａｌは少なく含有させることが好ましい。Ａｌ含有量が０．０００１％未満では、製鋼での負荷が高く、コストが増加してしまう。従って、Ａｌ含有量は０．０００１％以上とし、好ましくは０．００１０％以上とし、より好ましくは０．０１００％以上とする。一方、Ａｌ含有量が２．０％超では、鋼板の磁束密度が著しく低下し、又は脆化することで冷間圧延を実施することが困難となる。従って、Ａｌ含有量は２．０％以下とし、好ましくは１．０％以下とし、より好ましくは０．７％以下とする。
（Ｍｎ：０．１％～３．０％）
　Ｍｎは、鋼の電気抵抗を上昇させて渦電流損を低減させ、高周波鉄損を改善させる。Ｍｎ含有量が０．１％未満では、この作用による効果が十分に得られない。従って、Ｍｎ含有量は０．１％以上とし、好ましくは０．３％以上とし、より好ましくは０．５％以上とする。一方、Ｍｎ含有量が３．０％超では、磁束密度の低下が顕著となる。従って、Ｍｎ含有量は３．０％以下とし、好ましくは２．０％以下とし、より好ましくは１．３％以下とする。
（Ｐ：０．００５％～０．１５％）
　Ｐは、固溶強化能が大きく、磁気特性の向上に有利な｛１００｝集合組織を増加させるため、高強度と高磁束密度とを両立させる。更に、｛１００｝集合組織の増加は、無方向性電磁鋼板の板面内における機械特性の異方性を低減することにも寄与するため、Ｐは、無方向性電磁鋼板の打ち抜き加工時の寸法精度を改善させる。Ｐ含有量が０．００５％未満では、この作用による効果が十分に得られない。従って、Ｐ含有量は０．００５％以上とし、好ましくは０．０１％以上とし、より好ましくは０．０４％以上とする。一方、Ｐ含有量が０．１５％超では、無方向性電磁鋼板の延性が著しく低下する。従って、Ｐ含有量は０．１５％以下とし、好ましくは０．１０％以下とし、より好ましくは０．０８％以下とする。
（Ｓ：０．０００１％～０．００３０％）
　Ｓは、ＭｎＳの微細析出物を形成することで鉄損を増加させ、無方向性電磁鋼板の磁気特性を劣化させる。従って、Ｓ含有量は０．００３０％以下とし、好ましくは０．００２０％以下とし、より好ましくは０．００１０％以下とする。一方、Ｓ含有量が０．０００１％未満では、コストが増加してしまう。従って、Ｓ含有量は０．０００１％以上とし、好ましくは０．０００３％以上とする。窒化によるＮ濃度の増加を抑制する観点から、Ｓ含有量は、より好ましくは０．０００５％以上とする。
（Ｎ：０．００１０％～０．００３０％）
　Ｎは、磁気時効を引き起こして鉄損を増加させ、無方向性電磁鋼板の磁気特性を劣化させる。従って、Ｎ含有量は０．００３０％以下とし、好ましくは０．００２５％以下とし、より好ましくは０．００２０％以下とする。一方、Ｎ含有量が０．００１０％未満では、コストが増加してしまう。従って、Ｎ含有量は０．００１０％以上とし、好ましくは０．００１５％以上とする。
（Ｔｉ：０．０００５％～０．００３０％）
　Ｔｉは、Ｃ、Ｎ、Ｍｎ等と結合して介在物を形成し、歪取り焼鈍中の結晶粒の成長を阻害して磁気特性を劣化させる。従って、Ｔｉ含有量は０．００３０％以下とし、好ましくは０．００１５％以下とし、より好ましくは０．００１０％以下とする。一方、Ｔｉ含有量が０．０００５％超では、コストが増加してしまう。従って、Ｔｉ含有量は０．０００５％以上とし、好ましくは０．０００６％以上とする。
　（Ｓｎ：０．００％～０．２％及びＳｂ：０．００％～０．２％からなる群から選択された１種以上）
　Ｓｎ及びＳｂは、鋼板の表面に偏析し焼鈍中の酸化を抑制することで、低い鉄損を確保する。従って、Ｓｎ又はＳｂが含有されていてもよい。Ｓｎ及びＳｂからなる群から選択された１種以上の含有量がそれぞれ０．０１％未満では、この作用による効果が十分に得られないことがある。従って、Ｓｎ及びＳｂからなる群から選択された１種以上の含有量は、それぞれ好ましくは０．０１％以上とし、より好ましくは０．０３％以上とする。一方、ｎ及びＳｂからなる群から選択された１種以上の含有量がそれぞれ０．２％超では、地鉄の延性が低下して冷間圧延が困難となる。従って、Ｓｎ及びＳｂからなる群から選択された１種以上の含有量は、それぞれ０．２％以下とし、好ましくは０．１％以下とする。
　（Ｎｉ：０．００％～０．２％、Ｃｕ：０．００％～０．２％及びＣｒ：０．００％～０．２％からなる群から選択された１種以上）
　Ｎｉ、Ｃｕ及びＣｒは、比抵抗を高めて鉄損を低減させる。従って、Ｎｉ、Ｃｕ又はＣｒが含有されていてもよい。Ｎｉ、Ｃｕ及びＣｒからなる群から選択された１種以上の含有量がそれぞれ０．０１％未満では、この作用による効果が十分に得られないことがある。従って、Ｎｉ、Ｃｕ及びＣｒからなる群から選択された１種以上の含有量は、それぞれ好ましくは０．０１％以上とし、より好ましくは０．０３％以上とする。一方、Ｎｉ、Ｃｕ及びＣｒからなる群から選択された１種以上の含有量がそれぞれ０．２％超では、磁束密度が劣化する。従って、Ｎｉ、Ｃｕ及びＣｒからなる群から選択された１種以上の含有量は、それぞれ０．２％以下とし、好ましくは０．１％以下とする。
　（Ｃａ：０．００００％～０．００２５％及びＲＥＭ：０．００００％～０．００５０％からなる群から選択された１種以上）
　Ｃａ及びＲＥＭ（Ｒａｒｅ　Ｅａｒｔｈ　Ｍｅｔａｌ：希土類元素）は、仕上焼鈍時における結晶粒成長を促進させる。従って、Ｃａ又はＲＥＭが含有されていてもよい。Ｃａ及びＲＥＭからなる群から選択された１種以上の含有量がそれぞれ０．０００５％未満では、この作用による効果が十分に得られないことがある。従って、Ｃａ及びＲＥＭからなる群から選択された１種以上の含有量は、それぞれ好ましくは０．０００５％以上とし、より好ましくは０．００１０％以上とする。一方、Ｃａ含有量が０．００２５％超では、上記効果が飽和し、コストが増加してしまう。従って、Ｃａ含有量は０．００２５％以下とする。ＲＥＭ含有量が０．００５０％超では、上記効果が飽和し、コストが増加してしまう。従って、ＲＥＭ含有量は０．００５０％以下とし、好ましくは０．００３０％以下とする。
　（その他）
　さらに、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板は、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｖ、Ａｓ、Ｂ等をそれぞれ０．０００１％～０．００５０％含有してもよい。
　なお、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板及びその製造に用いる鋼塊の化学組成を事後的に測定する場合には、公知の各種測定法を利用することが可能である。例えば、ＩＣＰ－ＭＳ（誘導結合プラズマ質量分析）法等を適宜利用すればよい。
　次に、本発明の実施形態に係る無方向性電磁鋼板について、図１を参照しながら説明する。図１は、本発明の実施形態に係る無方向性電磁鋼板を示す断面図である。本実施形態に係る無方向性電磁鋼板１０は、上記所定の化学組成を有する地鉄１１を備えている。地鉄１１の板厚ｔが０．３５ｍｍ超では、高周波鉄損を低減することができない場合がある。従って、地鉄１１の板厚ｔは、好ましくは０．３５ｍｍ以下とし、より好ましくは０．３１ｍｍ以下とする。一方、地鉄１１の板厚ｔが０．１０ｍｍ未満では、板厚が薄いために焼鈍ラインの通板が困難となる可能性がある。従って、地鉄１１の板厚ｔは、好ましくは０．１０ｍｍ以上とし、より好ましくは０．１９ｍｍ以上とする。
　地鉄１１の表面には、絶縁被膜１３を備えていてもよい。無方向性電磁鋼板１０は、コアブランクを打ち抜いたのち積層されて使用されるため、地鉄１１の表面に絶縁被膜１３を設けることで、鋼板間の渦電流を低減することができ、コアとして渦電流損を低減することが可能となる。
　絶縁被膜１３は、無方向性電磁鋼板の絶縁被膜として用いられるものであれば、特に限定されるものではなく、公知の絶縁被膜を用いることが可能である。このような絶縁被膜として、例えば、無機物を主成分とし、更に有機物を含有した複合絶縁被膜が挙げられる。複合絶縁被膜とは、例えば、クロム酸金属塩、リン酸金属塩、又は、コロイダルシリカ、Ｚｒ化合物、Ｔｉ化合物等の無機物のうち少なくとも何れかを主成分とし、微細な有機樹脂の粒子が分散している絶縁被膜である。特に、近年ニーズが高まっている、製造時における環境負荷を低減する観点からは、リン酸金属塩やＺｒあるいはＴｉのカップリング剤、又は、これらの炭酸塩やアンモニウム塩を出発物質として用いた絶縁被膜が用いられる。
　絶縁被膜１３の付着量は、特に限定されるものではないが、例えば、好ましくは片面あたり４００ｍｇ／ｍ２以上１２００ｍｇ／ｍ２以下とする。このような付着量の絶縁被膜１３が地鉄１１の表面に備えられることで、優れた均一性を保持することが可能となる。絶縁被膜１３の付着量が片面あたり４００ｍｇ／ｍ２未満では、優れた均一性を保持することが困難となる。従って、絶縁被膜１３の付着量は、好ましくは片面あたり４００ｍｇ／ｍ２以上とし、より好ましくは片面あたり８００ｍｇ／ｍ２以上とする。一方、絶縁被膜１３の付着量が片面あたり１２００ｍｇ／ｍ２超では、通常の絶縁被膜の焼付時間よりも長時間かかるため、コストが高くなる。従って、絶縁被膜１３の付着量は、好ましくは片面あたり１２００ｍｇ／ｍ２以下とし、より好ましくは片面あたり１０００ｍｇ／ｍ２以下とする。なお、絶縁被膜１３の付着量を、事後的に測定する場合には、公知の各種測定法を利用することが可能であり、例えば、水酸化ナトリウム水溶液の浸漬前後の質量差を測定する方法、検量線法を用いた蛍光Ｘ線法等を適宜利用すればよい。
　絶縁被膜１３における２価のＦｅ含有量及び３価のＦｅ含有量は、金属Ｆｅ換算で、好ましくは１０ｍｇ／ｍ２以上２５０ｍｇ／ｍ２以下とする。２価のＦｅ含有量及び３価のＦｅ含有量が１０ｍｇ／ｍ２未満では、モータコアを製造する際に実施される歪取り焼鈍において、雰囲気中に不可避的に存在する酸素等の透過を十分に抑制することができず、絶縁被膜１３の密着性を向上させることが困難となるとともに、歪取り焼鈍での焼鈍温度を上昇させることが困難となる。従って、２価のＦｅ含有量及び３価のＦｅ含有量は、好ましくは１０ｍｇ／ｍ２以上とし、より好ましくは５０ｍｇ／ｍ２以上とする。一方、２価のＦｅ含有量及び３価のＦｅ含有量が２５０ｍｇ／ｍ２超では、通常の絶縁被膜の焼付時間よりも長時間かかるため、コストが高くなる。従って、２価のＦｅ含有量及び３価のＦｅ含有量は、好ましくは２５０ｍｇ／ｍ２以下とし、より好ましくは２００ｍｇ／ｍ２以下である。地鉄１１と絶縁被膜１３との密着性が向上する要因として、後述する脱Ｍｎ層の存在が考えられる。Ｍｎは、ＡｌやＳｉよりも、より酸素の多い地鉄１１の表面付近で酸化されやすく、地鉄１１の内部で酸化されにくい。このため、地鉄１１の最表層に濃化した外部酸化膜が形成されやすい。しかしながら、脱Ｍｎ層の存在により、Ｍｎ濃化層である外部酸化膜が形成されにくくなるため、絶縁被膜１３の処理液と地鉄１１が反応する表面積が増加し、絶縁被膜１３における２価のＦｅ含有量及び３価のＦｅ含有量が増加する。絶縁被膜１３における２価のＦｅ含有量及び３価のＦｅ含有量が増加することによって、雰囲気中に不可避的に存在する酸素等が地鉄１１まで到達する前に、Ｆｅイオンと酸素が結合するため、鋼板自体に酸素等が透過することを抑制することができる。絶縁被膜１３と地鉄１１との界面に到達した酸素は、鋼中のＳｉやＡｌと結合して酸化膜を形成する。この酸化膜のような異物が絶縁被膜１３と地鉄１１との界面に生じることによって、地鉄１１と絶縁被膜１３との密着性が劣化する。このため、酸素等の透過の抑制により地鉄１１と絶縁被膜１３との密着性が向上すると考えられる。このようなメカニズムにより、脱Ｍｎ層の存在が地鉄１１と絶縁被膜１３との密着性の向上に寄与すると考えられる。
　次に、本発明の実施形態に係る無方向性電磁鋼板の地鉄におけるＭｎの深さ方向分布について説明する。前述したように、歪取り焼鈍は、非酸化雰囲気として窒素中で行われることが多い。しかし、歪取り焼鈍を行う際に地鉄の窒化の進行と、窒化に伴う（Ｓｉ，Ｍｎ）Ｎの析出とによって、鉄損が劣化する。不活性雰囲気に、窒素ではなくアルゴンやヘリウムを用いることで、窒化は抑制されるが、コストがかかる。従って、歪取り焼鈍を行う際に窒素を主たる雰囲気として用いることは、工業的に不可欠である。そこで、本発明者らは、Ｎが結合するＭｎが存在しなければ（Ｓｉ，Ｍｎ）Ｎの析出を抑制でき、鉄損の劣化を抑制できるとの知見を得た。
　窒化によるＮ濃度の増加は、地鉄の表面付近に限られる。そのため、Ｎが固溶してくる地鉄の表面近傍のＭｎ濃度を低減することができれば、（Ｓｉ，Ｍｎ）Ｎの析出を抑制することができる。また、地鉄の最表面に存在する、Ｎと親和性の高いＭｎの含有量を低減することができれば、Ｎ２分子が分解してＮ原子として地鉄中に溶け込む反応自体を抑制することも可能となる。更に、ＭｎＳの溶解度が増加して固溶Ｓが増えることによっても、Ｎの鋼中への侵入を防ぐことが可能となる。これらのことから、本発明者らは、地鉄の表面近傍でＭｎの分布を偏在させることで、歪取り焼鈍時における鉄損の劣化を抑制して、良好な磁気特性が得られることを見出した。
　図２は、本発明の実施形態に係る無方向性電磁鋼板における地鉄の表面近傍を示す模式図である。なお、図２では、便宜的に、地鉄１１の表面から厚み方向（深さ方向）の中心へと向かう方向にｘ軸正方向を設定し、本明細書ではこの座標軸を用いて説明する。
　地鉄１１は、母材部１０１と、脱Ｍｎ層１０３とを備えている。母材部１０１は、地鉄１１の内部において、Ｍｎがほぼ均一に分布している部分であり、母材部１０１のＭｎ濃度は、地鉄１１が有しているＭｎ含有量とほぼ等しい値となっている。脱Ｍｎ層１０３は、地鉄１１の表面側に位置している層であり、脱Ｍｎ層１０３のＭｎ濃度は、母材部１０１のＭｎ濃度よりも相対的に低い値となっている。
　具体的には、地鉄１１の表面をｘ軸の原点（すなわち、ｘ＝０μｍの位置）とした場合、脱Ｍｎ層１０３では、下記の式１の関係が成立している。すなわち、地鉄１１の表面から、地鉄１１の表面からの深さが２μｍまでの範囲におけるＭｎ濃度の平均値を［Ｍｎ２］、地鉄１１の表面からの深さが１０μｍの位置におけるＭｎ濃度を［Ｍｎ１０］としたときに、地鉄１１は下記の式１を満たす。下記の式１の関係が成立することで、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板では、歪取り焼鈍時における鉄損の劣化を抑制して、良好な磁気特性を得ることが可能となる。
　０．１≦［Ｍｎ２］／［Ｍｎ１０］≦０．９　　　（式１）
　図３は、地鉄におけるＭｎ濃度の分布を示す模式図である。図３より、地鉄中に脱Ｍｎ層が存在せず、深さ方向（ｘ方向）におけるＭｎの分布が均一である場合には、Ｍｎ濃度は、［Ｍｎ１０］の値（換言すれば、地鉄１１全体の平均Ｍｎ濃度の値）でほぼ一定となるはずである。また、上記特許文献１のようなＡｌ濃化層を形成する技術を応用した場合であっても、図３において破線で示したように、地鉄の表面近傍のＭｎ濃度は、地鉄全体の平均Ｍｎ濃度の値よりも高くなると考えられる。しかしながら、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板における地鉄では、地鉄の表面近傍のＭｎ濃度は、地鉄全体の平均Ｍｎ濃度の値よりも低くなる。
　すなわち、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板における地鉄では、脱Ｍｎ層を備えることで、図３に示したように、地鉄の表面（ｘ＝０μｍ）から深さ２μｍ（ｘ＝２μｍ）の位置までの範囲におけるＭｎ濃度の平均値（［Ｍｎ２］）は、深さ１０μｍの位置（ｘ＝１０μｍ）でのＭｎ濃度（［Ｍｎ１０］）よりも低くなっている。従って、上記式１の最右辺の不等式に示したように、［Ｍｎ２］／［Ｍｎ１０］で表される濃度比は０．９以下とし、好ましくは０．８以下とし、より好ましくは０．７以下とする。これは、脱Ｍｎ層のＭｎ濃度が母材部の平均Ｍｎ濃度よりも相対的に低くなっていることを意味している。このような脱Ｍｎ層においては、Ｓに対して過剰に溶けているＭｎ量が少ないため、ＳはＭｎＳとして固定されるよりも固溶して分散している方が、エントロピーが大きい分安定する。このため、ＭｎＳの溶解度が増加すると、固溶Ｓが増えると考えられる。したがって、ＭｎＳの溶解度が増加して固溶Ｓが増えることによって、窒化によるＮ濃度の増加が懸念されて実現困難であったＳ量の低減化が可能となり、特に熱処理後の粒成長性が改善されることで鉄損の劣化を更に抑制することができる。結晶粒界に偏析しやすい固溶Ｓが存在していると、Ｎが鋼中に侵入する経路が塞がれるため、窒化しにくくなると考えられる。通常Ｓ量を低減すると、固溶Ｓが減少し、窒化によりＮ濃度が増加する。しかし、本実施形態では、Ｓ量を低減してもＳがＭｎＳとして固定されずに固溶Ｓのままで存在しているため、窒化を抑制することができる。また、ＭｎＳの溶解度が増加して固溶Ｓが増えることによって、Ｓ量の低減化において従来必要とされていたＳｎ及びＳｂの含有量を低減することができ、その結果安価に製造することができる。また、ＭｎＳの溶解度が増加して固溶Ｓが増えることによって、固溶Ｓが窒素だけでなく酸素の透過も抑制することができるため、熱処理後の絶縁被膜と地鉄との密着性を向上することができる。
　一方、脱Ｍｎ層のＭｎ濃度が低くなりすぎ、［Ｍｎ２］／［Ｍｎ１０］で表される濃度比が０．１未満となる場合には、地鉄の表面近傍のＭｎ含有量が低くなりすぎ、高周波鉄損が劣化してしまう。従って、上記式１の最左辺の不等式に示したように、［Ｍｎ２］／［Ｍｎ１０］で表される濃度比は、０．１以上とし、好ましくは０．２以上とし、より好ましくは０．５以上とする。
　地鉄の表面から深さ方向に沿った地鉄のＭｎ濃度は、グロー放電発光分析装置（Ｇｌｏｗ　Ｄｉｓｃｈａｒｇｅ　Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ：ＧＤＳ）を用いて特定することができる。ＧＤＳの測定条件については、分析する材料に応じて、直流モード、高周波モード、更にパルスモード等が用意されているが、主に伝導体である地鉄を分析する本実施形態においては、どのようなモードで測定しても大差はない。そのため、スパッタ痕が均一となり、かつ、深さが１０μｍ以上分析できる測定時間を条件として設定し、適宜分析すればよい。
　本実施形態に係る無方向性電磁鋼板は、上記のような構成を備えることで、優れた磁気特性を示す。本実施形態に係る無方向性電磁鋼板が示す各種の磁気特性は、ＪＩＳ　Ｃ２５５０に規定されたエプスタイン法、ＪＩＳ　Ｃ２５５６に規定された単板磁気特性測定法（Ｓｉｎｇｌｅ　Ｓｈｅｅｔ　Ｔｅｓｔｅｒ：ＳＳＴ）等に準じて測定することが可能である。
　次に、本発明の実施形態に係る無方向性電磁鋼板の製造方法について、図４及び図５を参照しながら説明する。図４は、本発明の実施形態に係る無方向性電磁鋼板の製造方法の一例を示すフローチャートであり、図５は、本発明の実施形態に係る無方向性電磁鋼板の製造方法を説明するための模式図である。
　本実施形態に係る無方向性電磁鋼板の製造方法では、上記の化学組成を有する鋼塊の熱間圧延、熱延板焼鈍、酸洗、冷間圧延、仕上焼鈍を行う。絶縁被膜を地鉄の表面に形成する場合には、上記仕上焼鈍の後に絶縁被膜の形成が行われる。
　まず、図４に示すように、上記の化学組成を有する鋼塊（スラブ）を加熱し、加熱された鋼塊について熱間圧延を行って熱延鋼板を得る（Ｓ１０１）。このような熱間圧延を行うことによって、図５（Ａ）に示すように、地鉄１１の表面には、Ｆｅ酸化物を主体とするスケールＳが生成される。この熱間圧延では、地鉄１１の内部におけるＭｎは、ほぼ均一に分散しているものと考えられる。熱間圧延に供する際の鋼塊の加熱温度については、特に限定されるものではないが、例えば、１０５０℃以上１２００℃以下とすることが好ましい。熱間圧延後の熱延鋼板の板厚についても、特に限定されるものではないが、地鉄の最終板厚を考慮して、例えば、１．５ｍｍ～３．０ｍｍ程度とすることが好ましい。
　図４に示すように、熱間圧延の後、熱延板焼鈍を行う（Ｓ１０３）。本実施形態に係る無方向性電磁鋼板の製造方法では、図５（Ｂ）に示すように、熱間圧延によって生成したスケールＳを付着させたままで、熱延板焼鈍を行う。熱延鋼板の表面に生成したスケールＳ及び熱延板焼鈍時の雰囲気により、地鉄１１中に含まれるＭｎはスケール方向に拡散しつつ酸化される。その結果、地鉄１１の表面付近には、Ｍｎ酸化物を含むＭｎ濃化層１０４が形成されるとともに、Ｍｎ濃化層１０４の数μｍ内層側（地鉄側）には、脱Ｍｎ層１０３が形成される。地鉄１１の残部は、熱延板焼鈍後の組織を備えた母材部１１１である。このように、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板の製造方法では、Ｍｎがより酸化されやすい状況下でＭｎ濃化層１０４が形成されるため、Ｍｎ濃化層１０４へのＭｎの供給元である脱Ｍｎ層１０３のＭｎ濃度は、従来と比較してより一層低くなる。このため、図３に示すようなＭｎの濃度分布を有する脱Ｍｎ層が形成される。一方、熱間圧延によって生成したスケールＳを除去した上で、後述のような条件で熱延板焼鈍を行ったとしても、地鉄１１中の表層近傍のＭｎは十分に酸化されないため、上記のような脱Ｍｎ層１０３を形成することはできない。
　熱延板焼鈍における焼鈍雰囲気中の露点が－４０℃未満では、酸素源が表層のスケールのみとなるため、脱Ｍｎ層が十分に形成されない。従って、焼鈍雰囲気中の露点は－４０℃以上とし、好ましくは－２０℃以上とし、より好ましくは－１０℃以上とする。一方、焼鈍雰囲気中の露点が６０℃超では、地鉄中のＦｅが酸化されることでスケールが生成し、このスケールが酸洗により除去されるため、歩留まりが悪化する。また、地鉄中のＦｅが酸化されることで、Ｍｎ濃化層及び脱Ｍｎ層が消失してしまう。従って、焼鈍雰囲気中の露点は６０℃以下とし、好ましくは５０℃以下とし、より好ましくは４０℃以下とする。
　熱延板焼鈍の温度が９００℃未満では、焼鈍によって地鉄の結晶粒が十分に粗大化せず、良好な磁気特性が得られない。従って、熱延板焼鈍の温度は９００℃以上とし、好ましくは９３０℃以上、より好ましくは９５０℃以上とする。一方、熱延板焼鈍の温度が１１００℃超では、後述の冷間圧延において地鉄が破断してしまう。従って、熱延板焼鈍の温度は１１００℃以下とし、好ましくは１０７０℃以下とし、より好ましくは１０５０℃以下とする。
　均熱時間が１秒未満では、焼鈍によって地鉄の結晶粒が十分に粗大化せず、良好な磁気特性が得られない。従って、均熱時間は１秒以上とし、好ましくは１０秒以上とし、より好ましくは３０秒以上とする。一方、均熱時間が３００秒超では、後述の冷間圧延において地鉄が破断してしまう。従って、均熱時間は３００秒以下とし、好ましくは１５０秒以下とし、より好ましくは９０秒以下とする。
　なお、熱延板焼鈍における冷却は、８００℃～５００℃までの温度域での冷却速度を、好ましくは２０℃／秒～１００℃／秒として行う。このような冷却速度とすることで、より良好な磁気特性を得ることができる。
　図４に示すように、熱延板焼鈍の後、酸洗を行う（Ｓ１０５）。酸洗では、図５（Ｃ）に示すように、スケールＳ及び地鉄１１の最表層に位置する内部酸化層であるＭｎ濃化層１０４を除去して、脱Ｍｎ層１０３が最表層となるように酸洗減量を制御する。酸洗を行う際は、酸洗中や酸洗後の鋼板について、ＧＤＳにより深さ方向のＭｎ濃度を随時測定し、最終的に得られる無方向性電磁鋼板が上記の式１を満たすように、酸洗減量を制御する。なお、酸洗減量は、例えば、酸洗に用いる酸の濃度、酸洗に用いる促進剤の濃度、酸洗液の温度のうち少なくとも何れかを変更することによって制御することができる。具体的には、酸洗は、地鉄の表面から、地鉄の表面からの深さが５μｍまでの範囲におけるＭｎ濃度の平均値を［Ｍｎ５］、地鉄の表面からの深さが１０μｍの位置におけるＭｎ濃度を［Ｍｎ１０］としたときに、酸洗の後の地鉄が下記の式２を満たすように行われる。下記の式２を満たすように酸洗減量を制御することで、最終的に得られる無方向性電磁鋼板が上記の式１を満たすこととなる。
　０．１≦［Ｍｎ５］／［Ｍｎ１０］≦０．９　　　（式２）
　図４に示すように、酸洗の後、冷間圧延を行う（Ｓ１０７）。図５（Ｄ）に示すように、冷間圧延では、地鉄１１の最終板厚が０．１０ｍｍ以上０．３５ｍｍ以下となるような圧下率で、スケールＳ及びＭｎ濃化層１０４の除去された酸洗板が圧延される。冷間圧延により、冷延組織を備えた母材部１２１が得られる。
　図４に示すように、冷間圧延の後、仕上焼鈍を行う（ステップＳ１０９）。図５（Ｅ）に示すように、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板の製造方法においては、熱延板焼鈍を行うことによって脱Ｍｎ層１０３が形成され、その後においては脱Ｍｎ層１０３が維持されている。仕上焼鈍温度が９００℃以上では、母材部１２１から脱Ｍｎ層１０３へとＭｎが拡散して、脱Ｍｎ層１０３が消失してしまう。従って、仕上焼鈍温度は９００℃未満とし、好ましくは８８０℃以下とし、より好ましくは８６０℃以下とする。このような仕上焼鈍温度とする仕上焼鈍を行うことで、モータコアの製造に際して実施される歪取り焼鈍において好適に再結晶を生じさせることが可能な、微細な再結晶組織を備えた母材部１０１が得られる。一方、仕上焼鈍温度が７５０℃未満では、焼鈍時間が長くなりすぎて、生産性を低下させることがある。従って、仕上焼鈍温度は、好ましくは７５０℃以上とし、より好ましくは７７５℃以上とする。
　焼鈍時間は、仕上焼鈍温度に応じて適宜設定すればよいが、例えば、１秒～１５０秒とすることができる。焼鈍時間が１秒未満では、十分な仕上焼鈍を行うことができず、母材部に適切に種結晶を生じさせることが困難となることがある。従って、焼鈍時間は、好ましくは１秒以上とし、より好ましくは５秒以上とする。一方、焼鈍時間が１５０秒超では、焼鈍時間が長くなりすぎて、生産性を低下させることがある。従って、焼鈍時間は、好ましくは１５０秒以下とし、より好ましくは１００秒以下とする。
　９５０℃以下７００℃以上の温度域での加熱速度は、好ましくは１０℃／ｓ～８００℃／ｓとする。加熱速度が１０℃／ｓ未満では、無方向性電磁鋼板において、良好な磁気特性が得られないことがある。従って、９５０℃以下７００℃以上の温度域での加熱速度は、好ましくは１０℃／ｓ以上とし、より好ましくは１００℃／ｓ以上とする。一方、加熱速度が８００℃／ｓ超では、磁気特性の向上効果が飽和することがある。従って、９５０℃以下７００℃以上の温度域での加熱速度は、好ましくは８００℃／ｓ以下とし、より好ましくは４００℃／ｓ以下とする。
　９００℃以下５００℃以上の温度域での冷却速度は、好ましくは１０℃／ｓ～１００℃／ｓとする。冷却速度が１０℃／ｓ未満では、無方向性電磁鋼板において、良好な磁気特性が得られないことがある。従って、９００℃以下５００℃以上の温度域での冷却速度は、好ましくは１０℃／ｓ以上とし、より好ましくは２０℃／ｓ以上とする。一方、冷却速度が１００℃／ｓ超では、磁気特性の向上効果が飽和することがある。従って、００℃以下５００℃以上の温度域での冷却速度は、好ましくは１００℃／ｓ以下とし、より好ましくは７０℃／ｓ以下とする。
　このようにして、本発明の実施形態に係る無方向性電磁鋼板を製造することができる。
　図５（Ｆ）に示すように、仕上焼鈍の後、必要に応じて、絶縁被膜１３を形成させてもよい（図４中のＳ１１１）。絶縁被膜１３を形成させる方法については、特に限定されるものではなく、上記のような公知の絶縁被膜処理液を用いて、公知の方法により処理液の塗布及び乾燥を行えばよい。なお、絶縁被膜が形成される地鉄の表面には、処理液を塗布する前に、脱Ｍｎ層の状態、脱Ｍｎ層の厚さ等に大きな影響を与えない程度に、アルカリ等による脱脂処理や、塩酸、硫酸、リン酸等による酸洗処理等、任意の前処理を施してもよい。また、これらの前処理を施さずに仕上焼鈍後のままの表面に、絶縁被膜を形成させてもよい。
　次に、本発明の実施形態に係るモータコアの製造方法について、図６を参照しながら説明する。図６は、図６は、本発明の実施形態に係るモータコアの製造方法の一例を示すフローチャートである。
　まず、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板をコア形状に打ち抜き、打ち抜いた無方向性電磁鋼板を積層して（Ｓ２０１）、所望のモータコアの形状を形成する。コア形状に打ち抜いた無方向性電磁鋼板を積層するため、モータコアの製造に用いる無方向性電磁鋼板は、地鉄の表面に絶縁被膜が形成されたものであることが重要である。
　その後、コア形状に積層された無方向性電磁鋼板に対して、歪取り焼鈍（コア焼鈍）を行う（Ｓ２０３）。
　歪取り焼鈍における雰囲気中の窒素の割合が７０体積％未満では、歪取り焼鈍のコストが増加する。従って、歪取り焼鈍における雰囲気中の窒素の割合は７０体積％以上とし、好ましくは８０体積％以上とし、より好ましくは９０体積％～１００体積％とし、特に好ましくは９７体積％～１００体積％とする。なお、窒素以外の雰囲気ガスは、特に限定されるものではないが、一般的に、水素、二酸化炭素、一酸化炭素、水蒸気、メタン等からなる還元性の混合ガスを用いることができる。これらのガスを得るために、プロパンガスや天然ガスを燃焼させる方法が、一般的に採用されている。
　歪取り焼鈍の焼鈍温度が７５０℃未満では、無方向性電磁鋼板に蓄積されている歪を十分に解放することができない。従って、歪取り焼鈍の焼鈍温度は７５０℃以上とし、好ましくは７７５℃以上とする。一方、歪取り焼鈍の焼鈍温度が９００℃超では、再結晶組織の粒成長が進み過ぎて、ヒステリシス損失は低下するものの、渦電流損失が増加するために、かえって全鉄損は増加してしまう。従って、歪取り焼鈍の焼鈍温度は、９００℃以下とし、好ましくは８５０℃以下とする。
　歪取り焼鈍の焼鈍時間は、焼鈍温度に応じて適宜設定すればよいが、例えば、１０分～１８０分とすることができる。焼鈍時間が１０分未満では、十分に歪を解放することができないことがある。従って、焼鈍時間は、好ましくは１０分以上とし、より好ましくは３０分以上とする。一方、焼鈍時間が１８０分超では、焼鈍時間が長くなりすぎて、生産性を低下させることがある。従って、焼鈍時間は、好ましくは１８０分以下とし、より好ましくは１５０分以下とする。
　歪取り焼鈍における５００℃以上７５０℃以下の温度域での加熱速度は、好ましくは５０℃／Ｈｒ～３００℃／Ｈｒとする。加熱速度が５０℃／Ｈｒ未満では、モータコアにおいて、良好な磁気特性等が得られないことがある。従って、５００℃以上７５０℃以下の温度域での加熱速度は、好ましくは５０℃／Ｈｒ以上とし、より好ましくは８０℃／Ｈｒ以上とする。一方、加熱速度が３００℃／Ｈｒ超では、磁気特性等の向上効果が飽和することがある。従って、５００℃以上７５０℃以下の温度域での加熱速度は、好ましくは３００℃／Ｈｒ以下とし、より好ましくは１５０℃／Ｈｒ以下とする。
　歪取り焼鈍における７５０℃以下５００℃以上の温度域での冷却速度は、好ましくは５０℃／Ｈｒ～５００℃／Ｈｒとする。冷却速度が５０℃／Ｈｒ未満では、モータコアにおいて、良好な磁気特性等が得られないことがある。従って、７５０℃以下５００℃以上の温度域での冷却速度は、好ましくは５０℃／Ｈｒ以上とし、より好ましくは８０℃／Ｈｒ以上とする。一方、冷却速度が５００℃／Ｈｒ超では、冷却ムラが生じることで熱応力による歪が導入され易くなってしまい、鉄損が劣化することがある。従って、７５０℃以下５００℃以上の温度域での冷却速度は、好ましくは５００℃／Ｈｒ以下とし、より好ましくは２００℃／Ｈｒ以下とする。
　このようにして、本発明の実施形態に係る無方向性電磁鋼板を用いたモータコアを製造することができる。
　次に、本発明の実施例について説明する。実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。　
（実施例１）
　表１に示す化学組成を有するスラブを１１５０℃に加熱した後、仕上圧延温度を８５０℃とし、仕上板厚を２．０ｍｍとした熱間圧延を行い、６５０℃で巻取って熱延鋼板を得た。鋼板の表面に生成したスケールを付着させたまま、雰囲気中の露点を１０℃とした窒素雰囲気にて１０００℃×５０秒の熱延板焼鈍を行い、その後塩酸で酸洗した。酸洗を行う際は、酸洗時の酸液の酸濃度、温度、時間を変更することで、上記［Ｍｎ５］／［Ｍｎ１０］の値が表２及び表３に示す値となるような酸洗板を製造した。これらの酸洗板は、板厚を０．２５ｍｍとした冷間圧延を行い、冷延鋼板を得た。その後、水素２０％、窒素８０％、露点を０℃とした混合雰囲気にて、表２及び表３に示す条件で仕上焼鈍を行い、絶縁被膜を塗布し、無方向性電磁鋼板を得た。なお、熱延板焼鈍時における８００℃～５００℃までの温度域での冷却速度を４０℃／秒とし、仕上焼鈍時における９５０℃以下７００℃以上の温度域での加熱速度を１００℃／秒とし、仕上焼鈍時における９００℃以下５００℃以上の温度域での冷却速度を３０℃／秒とした。絶縁被膜については、リン酸アルミニウムと粒径が０．２μｍであるアクリル－スチレン共重合体樹脂エマルジョンとからなる絶縁被膜を所定の付着量となるように塗布し、大気中、３５０℃で焼付けることによって形成した。ＧＤＳによるＭｎ濃度分布の分析及び鋼中の窒素濃度の分析については、熱アルカリにより絶縁被膜を除去した後に行った。表１～表３中の下線は、その数値が本発明の範囲から外れていることを示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　表２のＮｏ．１３～Ｎｏ．１５及びＮｏ．２２～Ｎｏ．２４のサンプルは、板厚方向においてＭｎ濃度が均一な酸洗板であり、本発明の知見無しには理想的な酸洗板に見える。しかしながら、仕上焼鈍時には、僅かな水分の混入により鋼板の表面で鋼中のＭｎが酸化されて、Ｍｎ濃化層が形成されたため、仕上焼鈍後における［Ｍｎ２］／［Ｍｎ１０］の値は本発明の範囲外となっている。
　表２のＮｏ．１～Ｎｏ．３、Ｎｏ．５～Ｎｏ．７、Ｎｏ．９～Ｎｏ．１１、Ｎｏ．１６、Ｎｏ．１７、Ｎｏ．１９、Ｎｏ．２０、Ｎｏ．２５、Ｎｏ．２６、Ｎｏ．２８、Ｎｏ．３０、Ｎｏ．３１、Ｎｏ．３３、Ｎｏ．３４、Ｎｏ．３６、Ｎｏ．３８、Ｎｏ．３９、Ｎｏ．４１、Ｎｏ．４３、Ｎｏ．４４、Ｎｏ．４６、Ｎｏ．４７、Ｎｏ．４９のサンプル及び表３のＮｏ．５１、Ｎｏ．５２、Ｎｏ．５４、Ｎｏ．６１、Ｎｏ．６２、Ｎｏ．６４、Ｎｏ．６６、Ｎｏ．６７、Ｎｏ．６９、Ｎｏ．７２、Ｎｏ．７３、Ｎｏ．７５、Ｎｏ．７７、Ｎｏ．７８、Ｎｏ．８０、Ｎｏ．８２、Ｎｏ．８３、Ｎｏ．８５、Ｎｏ．８７、Ｎｏ．８８、Ｎｏ．９０のサンプルは、仕上焼鈍後における［Ｍｎ２］／［Ｍｎ１０］の値が本発明の範囲内となっている。
　表２のＮｏ．４、Ｎｏ．８、Ｎｏ．１２、Ｎｏ．１８、Ｎｏ．２１、Ｎｏ．２７、Ｎｏ．２９、Ｎｏ．３２、Ｎｏ．３５、Ｎｏ．３７、Ｎｏ．４０、Ｎｏ．４２、Ｎｏ．４５、Ｎｏ．４８、Ｎｏ．５０のサンプル及び表３のＮｏ．５３、Ｎｏ．５５、Ｎｏ．５８、Ｎｏ．６０、Ｎｏ．６３、Ｎｏ．６５、Ｎｏ．６８、Ｎｏ．７０、Ｎｏ．７４、Ｎｏ．７６、Ｎｏ．７９、Ｎｏ．８１、Ｎｏ．８４、Ｎｏ．８６、Ｎｏ．８９、Ｎｏ．９１のサンプルに関し、［Ｍｎ５］／［Ｍｎ１０］の値は本発明の範囲内であるが、仕上焼鈍温度が９００℃超であったために、内部からのＭｎが拡散するとともに、表層での酸化によるＭｎ濃化層が形成され、仕上焼鈍後における［Ｍｎ２］／［Ｍｎ１０］の値が本発明の範囲外となっている。
　得られた無方向性電磁鋼板の一部を用いて、モータコアを製造した。無方向性電磁鋼板を、ステータ外径１４０ｍｍ、ロータ外径８５ｍｍ、１８スロット、１２極で打ち抜き、積層してモータコアとした。ロータ側には永久磁石を埋め込み、ステータ側は窒素７０％のリッチガス雰囲気にて８２５℃×１時間の歪取り焼鈍を施し、巻き線を施した。得られたモータコアは、ティース部の磁束密度が１．０Ｔとなり、トルク２．５Ｎｍ、回転数８０００ｒｐｍとなる条件で励磁した。その際のモータ鉄損を測定した結果を表４に示す。なお、表４に示すモータ鉄損においては、投入した電力量からモータ出力、銅損、機械損を減じた残りを、鉄損として評価した。表４中の下線は、その数値が本発明の範囲から外れていることを示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　表４より、本発明例では、歪取り焼鈍後の鋼中窒素増加量が低く抑えられており、モータ鉄損においても良好な値が得られていることが分かる。

Claims (15)

  1. 　質量％で、
    　Ｃ：０．００１０％～０．００５０％、
    　Ｓｉ：２．５％～４．０％、
    　Ａｌ：０．０００１％～２．０％、
    　Ｍｎ：０．１％～３．０％、
    　Ｐ：０．００５％～０．１５％、
    　Ｓ：０．０００１％～０．００３０％、
    　Ｔｉ：０．０００５％～０．００３０％、
    　Ｎ：０．００１０％～０．００３０％、
    　Ｓｎ：０．００％～０．２％、
    　Ｓｂ：０．００％～０．２％、
    　Ｎｉ：０．００％～０．２％、
    　Ｃｕ：０．００％～０．２％、
    　Ｃｒ：０．００％～０．２％、
    　Ｃａ：０．００００％～０．００２５％、
    　ＲＥＭ：０．００００％～０．００５０％、かつ
    　残部：Ｆｅ及び不純物、
    　で表される化学組成を有し、
    　地鉄の表面から、前記地鉄の表面からの深さが２μｍまでの範囲におけるＭｎ濃度の平均値を［Ｍｎ２］、前記地鉄の表面からの深さが１０μｍの位置におけるＭｎ濃度を［Ｍｎ１０］としたときに、前記地鉄は下記の式１を満たすことを特徴とする無方向性電磁鋼板。
    　０．１≦［Ｍｎ２］／［Ｍｎ１０］≦０．９　　　（式１）
  2. 　前記無方向性電磁鋼板は、
    　Ｓｎ：０．０１％～０．２％、及び
    　Ｓｂ：０．０１％～０．２％
    　からなる群から選択された１種以上を含むことを特徴とする請求項１に記載の無方向性電磁鋼板。
  3. 　前記無方向性電磁鋼板は、
    　Ｎｉ：０．０１％～０．２％、
    　Ｃｕ：０．０１％～０．２％、及び
    　Ｃｒ：０．０１％～０．２％
    　からなる群から選択された１種以上を含むことを特徴とする請求項１又は２に記載の無方向性電磁鋼板。
  4. 　前記無方向性電磁鋼板は、
    　Ｃａ：０．０００５％～０．００２５％、及び
    　ＲＥＭ：０．０００５％～０．００５０％
    　からなる群から選択された１種以上を含むことを特徴とする請求項１乃至３のいずれか１項に記載の無方向性電磁鋼板。
  5. 　前記地鉄の表面に絶縁被膜を備え、
    　前記絶縁被膜の付着量が、４００ｍｇ／ｍ２以上１２００ｍｇ／ｍ２以下であり、
    　前記絶縁被膜における２価のＦｅ含有量及び３価のＦｅ含有量が、合計で１０ｍｇ／ｍ２以上２５０ｍｇ／ｍ２以下であることを特徴とする請求項１乃至４のいずれか１項に記載の無方向性電磁鋼板。
  6. 　鋼塊の熱間圧延を行って熱延鋼板を得る工程と、
    　前記熱延鋼板の熱延板焼鈍を行う工程と、
    　前記熱延板焼鈍の後、酸洗を行う工程と、
    　前記酸洗の後、冷間圧延を行って冷延鋼板を得る工程と、
    　前記冷延鋼板の仕上焼鈍を行う工程と、
    を有し、
    　前記熱延板焼鈍は、露点を－４０℃以上６０℃以下とし、焼鈍温度を９００℃以上１１００℃以下とし、均熱時間を１秒以上３００秒以下として、前記熱間圧延中に生じたスケールを残したまま行われ、
    　前記酸洗は、地鉄の表面から、前記地鉄の表面からの深さが５μｍまでの範囲におけるＭｎ濃度の平均値を［Ｍｎ５］、前記地鉄の表面からの深さが１０μｍの位置におけるＭｎ濃度を［Ｍｎ１０］としたときに、前記酸洗の後の前記地鉄が下記の式２を満たすように行われ、
    　前記仕上焼鈍では、焼鈍温度を９００℃未満とし、
    　前記鋼塊は、質量％で、
    　Ｃ：０．００１０％～０．００５０％、
    　Ｓｉ：２．５％～４．０％、
    　Ａｌ：０．０００１％～２．０％、
    　Ｍｎ：０．１％～３．０％、
    　Ｐ：０．００５％～０．１５％、
    　Ｓ：０．０００１％～０．００３０％、
    　Ｔｉ：０．０００５％～０．００３０％、
    　Ｎ：０．００１０％～０．００３０％、
    　Ｓｎ：０．００％～０．２％、
    　Ｓｂ：０．００％～０．２％、
    　Ｎｉ：０．００％～０．２％、
    　Ｃｕ：０．００％～０．２％、
    　Ｃｒ：０．００％～０．２％、
    　Ｃａ：０．００００％～０．００２５％、
    　ＲＥＭ：０．００００％～０．００５０％、かつ
    　残部：Ｆｅ及び不純物、
    　で表される化学組成を有することを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法。
    　０．１≦［Ｍｎ５］／［Ｍｎ１０］≦０．９　　　（式２）
  7. 　前記仕上焼鈍の後、前記地鉄の表面に絶縁被膜を形成する工程を更に有することを特徴とする請求項６に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
  8. 　前記鋼塊は、
    　Ｓｎ：０．０１％～０．２％、及び
    　Ｓｂ：０．０１％～０．２％
    　からなる群から選択された１種以上を含むことを特徴とする請求項６又は７に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
  9. 　前記鋼塊は、
    　Ｎｉ：０．０１％～０．２％、
    　Ｃｕ：０．０１％～０．２％、及び
    　Ｃｒ：０．０１％～０．２％
    　からなる群から選択された１種以上を含むことを特徴とする請求項６乃至８のいずれか１項に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
  10. 　前記鋼塊は、
    　Ｃａ：０．０００５％～０．００２５％、及び
    　ＲＥＭ：０．０００５％～０．００５０％
    　からなる群から選択された１種以上を含むことを特徴とする請求項６乃至９のいずれか１項に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
  11. 　無方向性電磁鋼板をコア形状に打ち抜く工程と、
    　前記打ち抜いた無方向性電磁鋼板を積層する工程と、
    　前記積層した無方向性電磁鋼板の歪取り焼鈍を行う工程と、
    を有し、
    　前記歪取り焼鈍では、焼鈍雰囲気中の窒素の割合を７０体積％以上とし、歪取り焼鈍温度を７５０℃以上９００℃以下とし、
    　前記無方向性電磁鋼板は、質量％で、
    　Ｃ：０．００１０％～０．００５０％、
    　Ｓｉ：２．５％～４．０％、
    　Ａｌ：０．０００１％～２．０％、
    　Ｍｎ：０．１％～３．０％、
    　Ｐ：０．００５％～０．１５％、
    　Ｓ：０．０００１％～０．００３０％、
    　Ｔｉ：０．０００５％～０．００３０％、
    　Ｎ：０．００１０％～０．００３０％、
    　Ｓｎ：０．００％～０．２％、
    　Ｓｂ：０．００％～０．２％、
    　Ｎｉ：０．００％～０．２％、
    　Ｃｕ：０．００％～０．２％、
    　Ｃｒ：０．００％～０．２％、
    　Ｃａ：０．００００％～０．００２５％、
    　ＲＥＭ：０．００００％～０．００５０％、かつ
    　残部：Ｆｅ及び不純物、
    　で表される化学組成を有し、
    　地鉄の表面から、前記地鉄の表面からの深さが２μｍまでの範囲におけるＭｎ濃度の平均値を［Ｍｎ２］、前記地鉄の表面からの深さが１０μｍの位置におけるＭｎ濃度を［Ｍｎ１０］としたときに下記の式１を満たすことを特徴とするモータコアの製造方法。
    　０．１≦［Ｍｎ２］／［Ｍｎ１０］≦０．９　　　（式１）
  12. 　前記地鉄の表面に絶縁被膜を備えることを特徴とする請求項１１に記載のモータコアの製造方法。
  13. 　前記無方向性電磁鋼板は、
    　Ｓｎ：０．０１％～０．２％、及び
    　Ｓｂ：０．０１％～０．２％
    　からなる群から選択された１種以上を含むことを特徴とする請求項１１又は１２に記載のモータコアの製造方法。
  14. 　前記無方向性電磁鋼板は、
    　Ｎｉ：０．０１％～０．２％、
    　Ｃｕ：０．０１％～０．２％、及び
    　Ｃｒ：０．０１％～０．２％
    　からなる群から選択された１種以上を含むことを特徴とする請求項１１乃至１３のいずれか１項に記載のモータコアの製造方法。
  15. 　前記無方向性電磁鋼板は、
    　Ｃａ：０．０００５％～０．００２５％、及び
    　ＲＥＭ：０．０００５％～０．００５０％
    　からなる群から選択された１種以上を含むことを特徴とする請求項１１乃至１４のいずれか１項に記載のモータコアの製造方法。
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