JP2019014927A - 無方向性電磁鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板を提供する。【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０１００％以下、Ｓｉ：０．１０〜５．００％、Ｍｎ：０．０１０〜２．０００％、Ａｌ：０．１０〜３．００％、Ｓ：０．０００１〜０．０３００％、Ｐ：０．００１０〜０．２０００％、Ｃｕ：０．００５〜２．０００％、Ｎ：０．０００１〜０．０１５０％、Ｏ：０．００１０〜０．０２００％、Ｍｇ：０〜０．０１００％、Ｔｉ：０〜０．０１００％及びＺｒ：０〜０．０１００％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有し、結晶系がＣｕｂｉｃ型の酸化物とＣｕ硫化物とが複合析出し、平均直径が１０〜５０００ｎｍである複合析出物の個数密度が０．００１〜１０．０００個／μｍ２であることを特徴とする無方向性電磁鋼板。【選択図】なし

Description

本発明は、無方向性電磁鋼板及びその製造方法に関し、特に、電気機器の鉄心材料として使用される、鉄損に優れた無方向性電磁鋼板およびその製造方法に関する。

無方向性電磁鋼板は、重電機器、家電用などの各種モーターの鉄芯材料として用いられている。無方向性電磁鋼板は、商業的には鉄損でグレード分けされ、モーターやトランスの設計特性に応じて使い分けられている。

近年、エネルギー節減の観点から、無方向性電磁鋼板に対して、一層の低鉄損化が強く要望されている。一般に、鋼板中に微細な析出物が存在すると、磁壁移動が阻害され、ヒステリシス損は劣化する。そこで、従来、無方向性電磁鋼板の鉄損の改善を目的に、熱間圧延における硫化物の析出制御、脱硫による硫化物の低減方法、仕上焼鈍後の急速冷却によるＣｕ硫化物の析出抑制などの方法が提案されてきた。

例えば、特許文献１では、Ｃｕを０．２％以下含んだ鋼片を９００〜１１００℃の範囲で３０分以上保定し、その後、１１５０℃で高温保定し、引き続いて圧延を開始するとともに、仕上熱延中の冷却速度を５０℃／秒以下に抑えることによって、Ｃｕ硫化物の分散状態を無方向性電磁鋼板の磁気特性、即ち、鉄損および磁束密度にとって好ましい状態に制御する方法が開示されている。

特許文献２では、鋳造完了時までに溶鋼にＣａＳｉを添加し、Ｓ含有量を０．００５％以下に制御し、１０００℃以上の温度でスラブを加熱した後、熱間圧延し、特定の温度域でコイル巻取りすることによって、微細な析出物の生成を回避する方法が開示されている。

また、特許文献３では、仕上焼鈍後、５００〜６００℃の温度域から３００℃までの間を１０〜５０℃／秒の冷却速度で急冷し、Ｃｕ硫化物の析出を抑制する技術が開示されている。

特許文献４〜７では仕上焼鈍後の冷却速度を制御することによって、磁気特性の向上を期待する技術が開示されている。

特開２０１０−１７４３７６号公報 特開平１０−１８３２４４号公報 特開平０９−３０２４１４号公報 特開２０１１−００６７２１号公報 特開２００６−１４４０３６号公報 特開２００３−１１３４５１号公報 国際公開第２０１４／１６８１３６号

ＣＡＭＰ−ＩＳＩＪ Ｖｏｌ．２５（２０１２），ｐ１０８０ ＣＡＭＰ−ＩＳＩＪ Ｖｏｌ．２２（２００９），ｐ１２８４ Ｔｅｔｓｕ−ｔｏ−Ｈａｇａｎｅ (ＴＥＴＳＵ−２０１６−０６９) Ｔｅｔｓｕ−ｔｏ−Ｈａｇａｎｅ ｖｏｌ．１００（２０１４），ｐ１２２９ Ｔｅｔｓｕ−ｔｏ−Ｈａｇａｎｅ ｖｏｌ．８３（１９９７），ｐ４７９ Ｔｅｔｓｕ−ｔｏ−Ｈａｇａｎｅ ｖｏｌ．９２（２００６），ｐ６１８ Ｂｕｎｎｓｅｋｉ ｖｏｌ．１１（２００２），ｐ６３９

しかし、上記特許文献１〜７に記載の従来の方法では、以下のような問題があった。特許文献１に記載の方法では、スラブ加熱温度の低温化による圧延負荷の増大や、冷却速度の厳密な制御の困難さなど、生産性に問題があった。

また特許文献２に記載の方法では高純度鋼が必須であるが、不可避レベルで混入するＣｕによる微細Ｃｕ硫化物の形成は避けられないので、Ｃｕ混入によって、かえって磁気特性が劣化するという問題があった。

また特許文献３には、５００〜６００℃の温度域から３００℃までの間を１０〜５０℃／秒の冷却速度で急冷する方法が開示されているが、Ｃｕ硫化物は５０℃／秒以上の冷却速度でも冷却中に析出する事実が非特許文献１および２などで知られている。すなわち、１０〜５０℃／秒程度の冷却を行う特許文献３の技術では完全にＣｕ硫化物の析出を抑制することは困難である。

また特許文献４〜６においては、上述した方法により鋼板への冷却歪の導入を回避でき、鉄損劣化を低減することは可能であるが、Ｃｕ硫化物の析出状態を制御することはできず、微細に析出したＣｕ硫化物が磁気特性に悪影響を及ぼしてしまう。
また特許文献７において、Ｃｕ硫化物の析出形態を制御する技術が開示されているが、Ｃｕ硫化物以外の析出物が存在する場合、Ｃｕ硫化物の無害化が困難になるという課題があった。

本発明は上述の問題に鑑み、Ｃｕ硫化物の析出形態を制御し、コスト増加や生産性の低下を招くことなく、鉄損に優れた無方向性電磁鋼板と、その製造方法とを提供することを目的とする。

本発明は上記課題を解決するため、鋼板成分、製造条件が硫化物の分散状態と磁気特性の関係に及ぼす影響について検討を重ねた。その結果、Ｃｕｂｉｃ型の結晶構造を有する酸化物（ＳｉＯ_２、ＭｇＯ、ＴｉＯ、Ｍｎ_２Ｏ_３、Ａｌ_２Ｏ_３のいずれか１種以上）を含む無方向性電磁鋼板をある条件で焼鈍した場合に、Ｃｕ硫化物の微細分散が抑制され、かつ磁気特性が著しく向上することを認識した。そして、鋼中析出物の形態や構造について詳細な調査を行った結果、この現象が特にＣｕ硫化物がＣｕｂｉｃ型の酸化物と複合析出することで、（Ａ）Ｃｕ硫化物の単独分散が回避され、（Ｂ）Ｃｕ硫化物が地鉄と良好な格子整合性を有することを見出した。また、析出核である酸化物とＣｕ硫化物の格子整合性が最適化された場合、すなわち、（Ｃ）Ｃｕ硫化物の結晶構造がＨｅｘａｇｏｎａｌ型の場合にＣｕｂｉｃ型の酸化物との複合析出が起こりうることを見出した。

本発明は上記知見をもとになされたもので、以下の（１）〜（８）を要旨とする。
（１） すなわち、本発明の一態様に係る無方向性電磁鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０１００％以下、Ｓｉ：０．１０〜５．００％、Ｍｎ：０．０１０〜２．０００％、Ａｌ：０．１０〜３．００％、Ｓ：０．０００１〜０．０３００％、Ｐ：０．００１０〜０．２０００％、Ｃｕ：０．００５〜２．０００％、Ｎ：０．０００１〜０．０１５０％、Ｏ：０．００１０〜０．０２００％、Ｍｇ：０〜０．０１００％、Ｔｉ：０〜０．０１００％及びＺｒ：０〜０．０１００％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有し、結晶系がＣｕｂｉｃ型の酸化物とＣｕ硫化物とが複合析出し、平均直径が１０〜５０００ｎｍである複合析出物の個数密度が０．００１〜１０．０００個／μｍ^２である。
（２） 上記（１）に記載の無方向性電磁鋼板の電解抽出残渣に対するＸ線回折において得られる、２θ＝４６．８°に現れるＨｅｘａｇｏｎａｌ構造を有するＣｕ硫化物の回折強度であるＩ_{２θ＝４６．８}と、２θ＝３２．９°に現れるＣｕｂｉｃ構造を有するＭｎ_２Ｏ_３の回折強度であるＩ_{２θ＝３２．９}が下記式１の条件を満たしてもよい。
Ｉ_{２θ＝４６．８}／Ｉ_{２θ＝３２．９}≧０．１０・・・式１
（３） 上記（１）または（２）に記載の無方向性電磁鋼板の電解抽出残渣に対するＸ線回折において得られる、２θ＝４６．８°に現れるＨｅｘａｇｏｎａｌ構造を有するＣｕ硫化物の回折強度であるＩ_{２θ＝４６．８}と、２θ＝２１．６°に現れるＣｕｂｉｃ構造を有するＳｉＯ_２、２θ＝４２．９°に現れるＣｕｂｉｃ構造を有するＭｇＯ、２θ＝４３．３°に現れるＣｕｂｉｃ構造を有するＴｉＯ、２θ＝４５．９°に現れるＣｕｂｉｃ構造を有するＡｌ_２Ｏ_３のそれぞれの回析強度が下記式２の条件を満たしてもよい。
Ｉ_{２θ＝４６．８}／（Ｉ_{２θ＝２１．６}＋Ｉ_{２θ＝４２．９}＋Ｉ_{２θ＝４３．３}＋Ｉ_{２θ＝４５．９}）≧０．０１０・・・式２
ただし、Ｉ_{２θ＝２１．６}、Ｉ_{２θ＝４２．９}、Ｉ_{２θ＝４３．３}、Ｉ_{２θ＝４５．９}はそれぞれ、２θ＝２１．６°に現れるＣｕｂｉｃ構造を有するＳｉＯ_２、２θ＝４２．９°に現れるＣｕｂｉｃ構造を有するＭｇＯ、２θ＝４３．３°に現れるＣｕｂｉｃ構造を有するＴｉＯ、２θ＝４５．９°に現れるＣｕｂｉｃ構造を有するＡｌ_２Ｏ_３のＸＲＤの回折ピーク高さである。
（４） 上記（１）〜（３）の何れか一項に記載の無方向性電磁鋼板の電解抽出残渣に対するＸ線回折において得られる、２θ＝３２．１°に現れるＣｕｂｉｃ構造を有するＣｕ硫化物の回折強度であるＩ_２θ＝_３２．１と、２θ＝４６．８°に現れるＨｅｘａｇｏｎａｌ構造を有するＣｕ硫化物の回折強度であるＩ_{２θ＝４６．８}とが、下記式３の条件を満たしてもよい。
Ｉ_{２θ＝４６．８}／Ｉ_{２θ＝３２．１}＞０．５０・・・式３
（５） 本発明に係る無方向性電磁鋼板の製造方法は、（１）に記載の化学組成を有する鋼片に熱間圧延を行い、熱延鋼板を得る熱延工程と、前記熱延工程後の前記熱延鋼板を酸洗する酸洗工程と、前記酸洗工程後の前記熱延鋼板に冷間圧延を行い、冷延鋼板を得る冷延工程と、前記冷延鋼板を焼鈍する仕上焼鈍工程とを有する無方向性電磁鋼板の製造方法であって、前記仕上焼鈍工程において、下記式４に示すＴ１（℃）以上で１０秒以上３６００秒以下の保持を行い、前記仕上焼鈍工程の冷却において、前記Ｔ１（℃）以下、下記式５に示すＴ２（℃）以上の温度域における平均冷却速度ＣＲ１を６０℃／秒未満とする。
Ｔ１（℃）＝１５０００／（１２−ｌｏｇ_１０（［％Ｃｕ］^２×［％Ｓ］））−２７３・・・式４
Ｔ２（℃）＝１５０００／（１２−ｌｏｇ_１０（［％Ｃｕ］^２×［％Ｓ］））−３７３・・・式５
なお、上記式中の［％Ｃｕ］はＣｕの質量％での含有量であり、［％Ｓ］はＳの質量％での含有量である。
（６） 上記（５）に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法は、前記仕上焼鈍工程の冷却において、下記式６に示すＴ３（℃）以上、前記Ｔ２（℃）以下の温度域における平均冷却速度ＣＲ２を２０℃／秒以上としてもよい。
Ｔ３（℃）＝１５０００／（１２−ｌｏｇ_１０（［％Ｃｕ］^２×［％Ｓ］））−４７３・・・式６
なお、上記式中の［％Ｃｕ］はＣｕの質量％での含有量であり、［％Ｓ］はＳの質量％での含有量である。
（７） 上記（５）または（６）に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法は、前記熱延工程の鋼片加熱温度を下記式７記載のＴ４（℃）以下かつ下記式８記載のＴ５（℃）以上とし、熱間圧延した後、熱延板の巻取温度を下記式９記載のＴ６（℃）以下に制御してもよい。
Ｔ４（℃）＝１５０００／（６−ｌｏｇ_１０（［％Ｍｎ］×［％Ｏ］））−２７３・・・式７
Ｔ５（℃）＝１４９００／（８−ｌｏｇ_１０（［％Ｍｎ］×［％Ｓ］））−４７３・・・式８
Ｔ６（℃）＝１４９００／（８−ｌｏｇ_１０（［％Ｍｎ］×［％Ｓ］））−５７３・・・式９
なお、上記式中の［％Ｍｎ］はＭｎの質量％での含有量であり、［％Ｏ］はＯの質量％での含有量であり、［％Ｓ］はＳの質量％での含有量である。
（８） 上記（５）〜（７）の何れか一項に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法は、前記熱延工程と前記酸洗工程との間に、前記熱延鋼板を焼鈍する熱延板焼鈍工程を備えてもよい。

本発明によれば、無方向性電磁鋼板に対し、高純化や、スラブ加熱温度の低温化、熱延条件の最適化などを施さなくても、微細Ｃｕ硫化物の単独析出を回避するとともに、鉄損に好影響をもたらす析出形態に制御することで、鉄損に優れた無方向性電磁鋼板を提供することができる。
なお、本発明によれば、無方向性電磁鋼板において求められる鉄損以外の特性（磁束密度や加工性など）は、従来材と同等以上を確保できる。

以下に本発明の一実施形態に係る無方向性電磁鋼板（以下、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板と言う場合がある。）及びその製造方法について、詳細に説明する。なお、含有量の％は全て質量％である。

＜化学成分＞
Ｃ：０．０１００％以下
Ｃが多く存在すると磁気時効によって鉄損を著しく劣化させる。そのため、Ｃ含有量の上限を０．０１００％以下とする。下限は０％を含むが、Ｃはトランプエレメントとして少なくとも０．０００１％以上混入することが好ましい。磁気時効の回避を考慮すると、Ｃ含有量は０．０００１〜０．００７０％がより好ましい。更に好ましいＣ含有量は０．０００１〜０．００５０％である。

Ｓｉ：０．１０〜５．００％
Ｓｉの含有量は０．１０％未満では良好な鉄損が得られないため、Ｓｉ含有量の下限を０．１０％以上とする。一方で、Ｓｉ含有量が５．００％を超えると、脆性が劣化し、製造工程での通板が困難となる。したがって、Ｓｉ含有量の上限を５．００％以下とする。磁性と通板性の観点から、好ましいＳｉ含有量は２．００〜４．００％であり、より好ましくは２．５０〜３．５０％である。

Ｍｎ：０．０１０〜２．０００％
ＭｎはＯと反応してＭｎ酸化物を形成するので、本発明では重要な元素のひとつである。鋼中に多量のＭｎが存在する場合、ＭｎＳが析出することにより、Ｃｕ_２Ｓの析出量が低下し、本発明の効果が享受できなくなる。そのため、Ｍｎ含有量の上限を２．０００％以下とする。一方、Ｍｎ含有量が０．０１０％未満であると、熱間圧延時に鋼板が脆化する。そのため、Ｍｎ含有量の下限を０．０１０％以上とする。好ましくは、Ｍｎ含有量は０．０５０〜１．５００％であり、より好ましくは、０．１００〜１．０００％である。

Ａｌ：０．１０〜３．００％
Ａｌは含有量が多いと、Ｓｉと同様に鋼板の硬度上昇を招き、製造工程での通板が困難になる。そのため、生産性を考慮してＡｌ含有量の上限を３．００％以下とする。ＡｌはＳｉ同様、電気抵抗を上げる効果を有するため、下限を０．１０％以上とする。好ましいＡｌ含有量は０．２０〜２．００％であり、より好ましくは０．３０〜１．５０％である。

Ｐ：０．００１０〜０．２０００％
Ｐは鋼板の硬度を高め、打ち抜き性を向上させる作用を有する。しかし、０．２０００％を超えて含有すると鋼板の硬さが上昇するので、打ち抜き金型の摩耗が速くなり、モーター鉄心の製造コストが増加する。また、鋼板が固くなるため、通板そのものが難しくなる。そのため、Ｐ含有量の上限を０．２０００％以下とする。一方、微量のＰは磁束密度を改善する効果を有する。これらの効果を得るため、Ｐ含有量の下限を０．００１０％以上とする。好ましいＰ含有量は０．００１０〜０．１５００％であり、より好ましくは０．００１０〜０．１０００％である。

Ｓ：０．０００１〜０．０３００％
Ｓ含有量は硫化物量に直接関係する。Ｓ含有量が過剰であると、Ｓが固溶状態で鋼中に存在し、熱間圧延時に鋼が脆化する。そのため、Ｓ含有量の上限を０．０３００％以下とする。一方でＳが存在しないと、Ｃｕは金属Ｃｕとして微細析出し、粒成長を妨げ磁束密度劣化の原因となる。そのため、Ｓ含有量の下限を０．０００１％以上とする。好ましいＳｉ含有量は０．００１０〜０．０１００％であり、より好ましくは０．００１０〜０．００５０％である。

Ｃｕ：０．００５〜２．０００％
ＣｕはＣｕ硫化物を形成するため、本発明において特に重要な元素である。Ｃｕ含有量が多すぎると、熱間脆性が生じる。そのため、Ｃｕ含有量の上限を２．０００％以下とする。一方、Ｃｕが少なすぎる場合、ＴｉＳなどの他の微細な硫化物が析出し、鉄損劣化の原因となるため、Ｃｕ含有量の下限を０．００５％以上とする必要がある。好ましいＣｕ含有量は０．０１０〜１．０００％であり、より好ましくは０．０１０〜０．５００％である。

Ｎ：０．０００１〜０．０１５０％
Ｎが過剰であると窒化物の析出量が増えすぎ、結晶粒の成長を阻害し、磁束密度が劣化する。そのためＮ含有量の上限を０．０１５０％以下とする。窒化物による強度上昇を期待しないのであればＮは低いほど好ましい。すなわち、Ｎの下限値は０％を含むが、Ｎの検出限界が０．０００１％なので、これを考慮して、Ｎの下限値を０．０００１％以上とする。Ｎ含有量は、０．０００１〜０．００５０％とするのが、磁気特性にとって好ましく、より好ましくは０．０００１〜０．００３０％である。

Ｏ：０．００１０〜０．０２００％
ＯはＭｎ酸化物の析出量に直接関係するため、本発明において重要な元素である。Ｏ含有量が過剰であると、微細酸化物を多数形成し、かえって磁束密度を低下させる。そのため、Ｏ含有量の上限を０．０２００％以下とする。一方で、Ｍｎ酸化物を析出させ、本発明効果を享受するには、Ｏを少なくとも０．００１０％以上含有させる必要がある。そのため、Ｏ含有量の下限を０．００１０％以上とする。好ましいＯ含有量は０．００１０〜０．０１５０％であり、より好ましくは０．００５０〜０．０１００％である。

本実施形態に係る無方向性電磁鋼板は、上述した元素に加えて更に、Ｍｇ、Ｔｉ、Ｚｒの１種または２種以上を選択的に含有してもよい。含有しない場合の、これら元素の含有量の下限値は０％である。以下、Ｍｇ、Ｔｉ、Ｚｒについて説明する。

Ｍｇ：０〜０．０１００％
Ｍｇ含有量はＭｇＯの析出量に直接関係するため、本発明において制御すべき元素である。Ｍｇが多すぎると、鋼中で微細なＭｇＳを形成し、鋼板粒成長を阻害し磁束密度の低下の原因となる。そのため、その上限を０．０１００％以下とする。また、Ｍｇは０．０００１％以上含有してもよい。Ｍｇ含有量の好ましい範囲は０．０００１〜０．００６０％であり、より好ましくは０．０００１〜０．００３０％である。

Ｚｒ：０〜０．０１００％
ＺｒはＺｒＯ_２を形成する元素であり、本発明効果を更に発揮することが可能であるため、選択的に含有させることのできる元素である。Ｚｒが多すぎると、熱間脆性が悪化する。そのため、その上限を０．０１００％以下とする。また、Ｚｒは０．０００１％以上含有してもよい。Ｚｒ含有量の好ましい範囲は０．０００１〜０．００６０％であり、より好ましくは０．０００１〜０．００３０％である。

Ｔｉ：０〜０．０１００％
Ｔｉ含有量が過剰であると、微細炭化物を形成して粒成長を抑制し、磁束密度を低下させる。そのため、Ｔｉ含有量の上限を０．０１００％以下とする。また、Ｔｉは０．０００１％以上含有してもよい。好ましいＴｉ含有量は０．０００１〜０．００６０％であり、より好ましくは０．０００１〜０．００３０％である。

本実施形態に係る無方向性電磁鋼板は、上述の化学成分を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなることを基本とする。しかしながら、磁気特性の更なる向上、強度、耐食性や疲労特性などの構造部材に求められる特性の向上、鋳造性や通板性の向上、スクラップ使用などによる生産性の向上を目的として、Ｃａ、Ｗ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｓｎ、Ｂｉ、Ｓｂ、Ａｇ、Ｔｅ、Ｃｅ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｉｎ、Ｓｅ、Ｒｅ、Ｏｓ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｙ、Ｌａ等の微量元素を、合計で０．５％以下の範囲で含有させてもよい。また、これらの元素が、合計で０．５％以下の範囲で混入したとしても、本実施形態の効果を損なうものではない。

＜複合析出物＞
次に、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板における重要な制御因子である酸化物の結晶構造について説明する。Ｃｕ硫化物は、鋼板中での存在を完全になくすことが困難である。そこで、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板では、Ｃｕｂｉｃ型の酸化物を析出核としてＣｕ硫化物が複合析出するように制御し、良好な鉄損を得る。すなわち、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板においては、ＣｕおよびＯを含有し、かつ１０〜５０００ｎｍの平均直径を有する複合析出物の単位面積当たりの個数密度（面密度）を、０．００１〜１０．０００個／μｍ^２と規定する。好ましくは０．００１〜１．０００個／μｍ^２、より好ましくは０．００１〜０．１００個／μｍ^２、更に好ましくは０．００１〜０．０１０個／μｍ^２である。析出核となる酸化物はＣｕｂｉｃ型の結晶構造を有していればよく、例えば、Ｍｎ_２Ｏ_３、ＭｇＯ、ＴｉＯ、Ａｌ_２Ｏ_３、ＳｉＯ_２などである。なお、結晶構造がＣｕｂｉｃ型であれば、カチオンとアニオンの化学結合比が異なっても本発明効果を享受できる。また、Ｃｕｂｉｃ型の酸化物が球形をとらず、矩形の場合は、短軸長さと長軸長さとの平均値を複合析出物の平均直径と定義する。

上記のＣｕおよびＯを含有する複合析出物の観察は、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）または走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）により行えばよい。析出物の構成元素はＥＤＳ分析によって同定が可能である。具体的には、対象の析出物にＥＤＳ分析を行った場合に、スペクトル横軸のエネルギー０．５±０．２ｋｅＶの位置にＯ−Ｋα線および、８．０±０．２ｋｅＶの位置にＣｕ−Ｋα線が同時に検出されればよい。元素同定はＫα線以外にもＬα線、Ｋγ線で行ってもよい。ただし、抽出レプリカをＴＥＭ−ＥＤＳの観察試料として供する場合、Ｃｕ硫化物とレプリカを載置するメッシュのシグナルを分離する必要があるため、Ｃｕ製メッシュの使用は避けなければならない。また、Ｃｕ硫化物にはＭｎまたはＦｅが少量固溶することが知られており、ＥＤＳ分析の結果、分析対象の析出物からＭｎ、ＳまたはＦｅ由来のＥＤＳシグナルが検出されても本発明の効果を失うものではない。ＥＤＳシグナルはＫα線、Ｌα線、Ｋγ線などその起源を問わない。さらに、Ａｌ−Ｍｇ−ＯやＡｌ−Ｓｉ−Ｏは複合酸化物を形成するため、酸化物から複数の金属原子がＥＤＳにより検出されるが、やはり本発明の効果を失うものではない。

酸化物の結晶構造は透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）観察および析出物の電子線回折により同定可能である。前記複合析出物においては、Ｃｕ硫化物の結晶構造はＨｅｘａｇｏｎａｌ構造となるが、ＴＥＭによる電子線回折では、酸化物の結晶構造の同定は可能であっても、Ｃｕ硫化物の結晶構造の同定は困難である。これは、析出核である酸化物の回折強度が強く、Ｃｕ硫化物由来の電子線回折が不鮮明になるためである。

Ｃｕ硫化物の結晶構造はＸ線回折（ＸＲＤ）により同定可能である。一般的にＸ線回折はＣｕ−Ｋα線をプローブとする。本実施形態に係る無方向性電磁鋼板においては、例えば、鋼板の電解抽出残渣に対してＸ線回折（ＸＲＤ）を行ったとき、２θ＝４６．８°に現れるＨｅｘａｇｏｎａｌ構造を有するＣｕ硫化物の回折強度であるＩ_{２θ＝４６．８}と、２θ＝３２．９°に現れるＣｕｂｉｃ構造を有するＭｎ_２Ｏ_３の回析強度であるＩ_{２θ＝３２．９}とを、下記式１の条件を満たすように制御することが好ましい。金属酸化物はＭｇＯやＳｉＯ_２，Ａｌ_２Ｏ_３など複数あるが、Ｍｎ_２Ｏ_３が最もＣｕ硫化物との結晶整合性が良く、複合析出し易い。Ｍｎ酸化物の量に対して、複合析出できるＣｕ硫化物の量には限度があり、それを超えるとＣｕ硫化物は微細に単独析出してしまう恐れがある。そのため、Ｉ_{２θ＝４６．８}／Ｉ_{２θ＝３２．９}の上限は１０．００以下とすることがより好ましい。Ｉ_{２θ＝４６．８}／Ｉ_{２θ＝３２．９}のさらに好ましい範囲としては０．５０以上、１０．００以下とする。

Ｉ_{２θ＝４６．８}／Ｉ_{２θ＝３２．９}≧０．１０・・・式１

また、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板においては、Ｍｎ酸化物以外の酸化物として、２θ＝２１．６°に現れるＣｕｂｉｃ構造を有するＳｉＯ_２と、２θ＝４２．９°に現れるＣｕｂｉｃ構造を有するＭｇＯと、２θ＝４３．３°に現れるＣｕｂｉｃ構造を有するＴｉＯと、２θ＝４５．９°に現れるＣｕｂｉｃ構造を有するＡｌ_２Ｏ_３が、下記式２の条件を満たすように制御してもよい。Ｃｕｂｉｃ型の酸化物と複合析出が可能なＣｕ硫化物の結晶構造はＨｅｘａｇｏｎａｌ構造である。これは、Ｃｕｂｉｃ型の酸化物と、Ｈｅｘａｇｏｎａｌ型のＣｕ硫化物との格子整合性が良好なことに起因する。すなわち、Ｈｅｘａｇｏｎａｌ型のＣｕ硫化物の回折強度であるＩ_{２θ＝４６．８}が多いほど、Ｃｕ硫化物は複合析出していることになるので、基本的にはＩ_{２θ＝４６．８}／（Ｉ_{２θ＝２１．６}＋Ｉ_{２θ＝４２．９}＋Ｉ_{２θ＝４３．３}＋Ｉ_{２θ＝４５．９}）が大きい方が発明効果を得ることができる。したがって、この値に上限はないが、任意の酸化物の量に対して、複合析出できるＣｕ硫化物の量には限度があり、それを超えるとＣｕ硫化物は微細に単独析出してしまう恐れがある。そのため、Ｉ_{２θ＝４６．８}／（Ｉ_{２θ＝２１．６}＋Ｉ_{２θ＝４２．９}＋Ｉ_{２θ＝４３．３}＋Ｉ_{２θ＝４５．９}）の上限は１．０００以下とすることが好ましい。Ｉ_{２θ＝４６．８}／（Ｉ_{２θ＝２１．６}＋Ｉ_{２θ＝４２．９}＋Ｉ_{２θ＝４３．３}＋Ｉ_{２θ＝４５．９}）のより好ましい範囲としては、０．１００以上、１．０００以下とする。

Ｉ_{２θ＝４６．８}／（Ｉ_{２θ＝２１．６}＋Ｉ_{２θ＝４２．９}＋Ｉ_{２θ＝４３．３}＋Ｉ_{２θ＝４５．９}）≧０．０１０・・・式２

また、本発明者らは、鋼中のＣｕ硫化物の構造には、Ｈｅｘａｇｏｎａｌ構造に加えて、Ｃｕｂｉｃ構造が存在することを知見している。Ｃｕｂｉｃ型のＣｕ硫化物は、Ｃｕｂｉｃ型の酸化物とは複合析出しないため、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板においては、Ｃｕｂｉｃ構造のＣｕ硫化物はＨｅｘａｇｏｎａｌ構造のＣｕ硫化物に比べて、その存在量が少なくなることが好ましい。したがって、２θ＝３２．１°に現れるＣｕｂｉｃ構造を有するＣｕ硫化物の回折強度であるＩ_{２θ＝３２．１}と、２θ＝４６．８°に現れるＨｅｘａｇｏｎａｌ構造を有するＣｕ硫化物の回折強度であるＩ_{２θ＝４６．８}とが、下記式３の条件を満たすことが好ましい。Ｃｕｂｉｃ構造のＣｕ硫化物が少ないほど本発明の効果を享受できるので、またＩ_{２θ＝４６．８}／Ｉ_{２θ＝３２．１}には最適なバランスが存在するため、好ましい範囲は１０．００以上、５０．００以下である。

Ｉ_{２θ＝４６．８}／Ｉ_{２θ＝３２．１}＞０．５０・・・式３

ＸＲＤ回折では試料の結晶構造に応じて、特定の２θ位置に回折ピークが観察される。ただし、鉄鋼材料中の析出物は、析出物に対するＦｅ固溶、地鉄マトリクスとの格子整合性などの諸要因で結晶格子が変動する。それに伴い、回折が現れる上記２θの値は、誤差の範囲で少なくとも±３°を含むことになる。結晶構造の同定は結晶格子のデータベースであるＪＣＰＤＳ−ＣＡＲＤを用いて照合すればよいが、Ｃｕ硫化物（Ｈｅｘａｇｏｎａｌ）については、２３−９５８や２６−１１１６、４６−１１９５３６−０３７９がある。一方、Ｃｕ硫化物（Ｃｕｂｉｃ）はＪＣＰＤＳ−ＣＡＲＤ：００−０１２−０１７４、００−０２４−００６１や０２３−０９６２、０５３−０５２２、３３−０４９１、３３−０４９２、０７０−９１３３などが存在する。Ｍｎ_２Ｏ_３については３１−０８２５、ＳｉＯ_２については２７−０６０５、ＭｇＯについては０４−０８２９、Ａｌ_２Ｏ_３については１０−０４２５、ＴｉＯについては０８−０１１７、ＭｎＯについては０１−０７５−１０９０で同定可能である。

特に、Ｃｕ硫化物においてはＦｅとＳとが一部置換することで、Ｃｕ_９Ｆｅ_９Ｓ_１６（ＪＣＰＤＳ：００−０２７−０１６５）、Ｃｕ_５ＦｅＳ_４（ＪＣＰＤＳ：０２４−００５０，０８９−２６２０）やＣｕＦｅ_２Ｓ_３（ＪＣＰＤＳ：０２７−０１６６）、ＣｕＦｅＳ_２（ＪＣＰＤＳ：０７５−０２５３、０４１−１４０４）などの析出物を形成するが、このようなＣｕ−Ｆｅ−Ｓ系化合物についても、結晶系がＣｕｂｉｃ構造であり、かつ２θ＝３２．１°±３°において回折ピークが観察されれば、Ｉ_{２θ＝３２．１}と定義できる。なお、上記誤差範囲において、Ｃｕ硫化物（Ｃｕｂｉｃ）およびＣｕ硫化物（Ｈｅｘａｇｏｎａｌ）について、それぞれ２つ以上の回折ピークが存在した場合については、Ｃｕ硫化物（Ｃｕｂｉｃ）はＣｕ硫化物（Ｃｕｂｉｃ）のピーク強度同士を足し合わせたものをＩ_{２θ＝３２．１}とし、Ｃｕ硫化物（Ｈｅｘａｇｏｎａｌ）はＣｕ硫化物（Ｈｅｘａｇｏｎａｌ）のピーク強度同士を足し合わせたものをＩ_{２θ＝４６．８}とするとよい。

上記以外にも、２θの誤差範囲±３°に収まるような析出物であれば本発明の効果は当然享受できる。ただし、実際にそのような結晶構造の析出物が存在するかどうかは電子顕微鏡などによる観察およびＥＤＳ元素分析、電子線回折により判別する必要がある。なぜなら同じ２θ位置に回折ピークを持つような、全く別の析出物が存在しないとも限らないからである。

一般的に、ＸＲＤ回折強度とはスペクトルのバックグラウンドからピークまでの高さである。バックグラウンド強度が十分低く、除去する必要がない状況が理想的だが、析出物からの回折強度が弱い場合、相対的にバックグラウンドの強度が高くなる場合がある。そのような場合には、非特許文献３、４に記載してあるように、ＸＲＤ解析ソフトウェアを用いてバックグラウンドを除去する必要がある。本実施形態におけるＸＲＤ回折強度（ピーク強度）も、同様にソフトウェアを用いて、バックグラウンドを除去して求めるとよい。

＜製造方法＞
次に、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板の製造方法について述べる。
本実施形態に係る無方向性電磁鋼板は、上述した成分組成となるように通常の電磁鋼板と同様に転炉で溶製され、連続鋳造された鋼片に、熱間圧延、熱延板焼鈍、冷間圧延、仕上焼鈍などを行うことによって製造できる。

本実施形態に係る無方向性電磁鋼板では、Ｃｕ硫化物とＣｕｂｉｃ型の酸化物とを複合析出せしめ鉄損改善の効果を得る。一般にＣｕ硫化物は析出速度が速く、仕上焼鈍で固溶しても、その後の冷却中に単独で微細に再析出してしまい鉄損に悪影響を及ぼす。しかし、冷却開始時にＣｕｂｉｃ型の酸化物が存在すると、Ｃｕ硫化物は冷却中にＣｕｂｉｃ型の酸化物を核として複合析出する。これにより、Ｃｕ硫化物の微細析出を抑制することができる。このため、仕上焼鈍工程の前工程までにＣｕｂｉｃ型の酸化物を析出させ、仕上焼鈍工程では、Ｃｕ硫化物を固溶させ、かつ、冷却速度を制御することで冷却開始時にＣｕｂｉｃ型の酸化物とＣｕ硫化物とを複合析出させることが可能となる。

本実施形態では、仕上焼鈍工程における保持温度、保持時間および所定の温度範囲（下記Ｔ１〜Ｔ２（℃）間）における冷却を以下に示す条件で行う。また、磁気特性をさらに向上させるために、熱延工程、熱延工程後のコイル巻取、熱延工程後かつ酸洗工程前の熱延板焼鈍工程を以下に示す条件で行うことが好ましい。
なお、本実施形態において、熱延工程後の酸洗については特に限定しない。また、冷間圧延についても特に限定せず、二回以上冷延、温間圧延などの冷延方法及び冷延圧下率によらず、鉄損改善効果を享受できる。またこれらの工程に加え、絶縁皮膜の形成や脱炭工程などを経ても構わない。

（仕上焼鈍工程）
仕上焼鈍工程において、下記式４記載のＴ１（℃）、下記式５記載のＴ２（℃）および下記式６記載のＴ３（℃）が重要な意味を持つ。下記Ｔ１（℃）はＣｕ硫化物の固溶温度であり、下記Ｔ２（℃）はＨｅｘａｇｏｎａｌ型のＣｕ硫化物が析出する下限温度かつＣｕｂｉｃ型のＣｕ硫化物が析出する上限温度、下記Ｔ３（℃）はＣｕｂｉｃ型のＣｕ硫化物が析出する下限温度である。

Ｔ１（℃）＝１５０００／（１２−ｌｏｇ_１０（［％Ｃｕ］^２×［％Ｓ］））−２７３・・・式４
Ｔ２（℃）＝１５０００／（１２−ｌｏｇ_１０（［％Ｃｕ］^２×［％Ｓ］））−３７３・・・式５
Ｔ３（℃）＝１５０００／（１２−ｌｏｇ_１０（［％Ｃｕ］^２×［％Ｓ］））−４７３・・・式６

仕上焼鈍工程においては、Ｃｕ硫化物をその固溶温度である上記Ｔ１（℃）以上で保持することにより、Ｃｕ硫化物を全量固溶させることが可能となる。保持温度がＴ１（℃）未満では、Ｃｕ硫化物を固溶させることができない。なお、保持温度は酸化物の固溶温度以下が好ましい。本発明と関連するＭｎ_２Ｏ_３、ＭｇＯ、ＴｉＯ、Ａｌ_２Ｏ_３、ＳｉＯ_２の固溶温度はいずれも高温であり、一般的には１２５０℃以上である。そのため、保持温度はＴ１℃以上１２５０℃以下が磁性にとって好ましい範囲である。磁性にとってより好ましい保持温度は（Ｔ１＋２００）℃以上１１００℃以下である。

仕上焼鈍工程における保持時間は１０秒以上３６００秒以下とする。保持時間が１０秒未満では十分にＣｕ硫化物の固溶が進まない。一方で、保持時間が３６００秒を超えると、析出速度の遅いＴｉＳなどの他の微細硫化物が生成し、鉄損改善に悪影響を及ぼす。仕上焼鈍工程における好ましい保持時間は、２０秒以上２００秒以下である。

仕上焼鈍工程における冷却速度の制御も本発明において重要な制御因子である。Ｃｕ硫化物は析出速度が速いため、仕上焼鈍後の冷却工程中に析出する。ただし、Ｃｕ硫化物がＨｅｘａｇｏｎａｌ型の結晶構造を形成する温度域と、Ｃｕｂｉｃ型の結晶構造を形成する温度域とが存在することが判っている。Ｈｅｘａｇｏｎａｌ型のＣｕ硫化物は、上記のＣｕｂｉｃ型の酸化物と複合析出する。すなわち、仕上焼鈍後の冷却工程として、Ｃｕ硫化物（Ｈｅｘａｇｏｎａｌ）が析出する温度域の冷却速度を遅くして、当該温度域における滞在時間をより長く確保することが重要である。つまり、上記Ｔ１〜Ｔ２（℃）間の平均冷却速度ＣＲ１（℃／秒）を６０℃／秒未満に制御する。Ｔ１〜Ｔ２（℃）間の平均冷却速度ＣＲ１が小さいほど本発明効果は大きいが、実際の製造においては自然空冷が現実的であり、その場合、平均冷却速度は０．０１℃／秒が限界である。したがって、上記Ｔ１〜Ｔ２（℃）間の平均冷却速度ＣＲ１の下限は、０．０１℃／秒以上とすることが好ましい。平均冷却速度ＣＲ１の好ましい範囲は０．０１℃／秒以上、４０℃／秒以下である。

また、Ｃｕｂｉｃ型の結晶構造を有するＣｕ硫化物は、前記Ｔ２〜Ｔ３（℃）間の温度域において析出する。そこで本実施形態では、Ｃｕｂｉｃ型の結晶構造を有するＣｕ硫化物の析出温度域の冷却速度を早くして、当該温度域における滞在時間を短縮することにより、鉄損をより改善してもよい。具体的には、前記Ｔ２〜Ｔ３（℃）間の温度域における平均冷却速度ＣＲ２（℃／秒）が２０℃／秒以上となるように急速冷却してもよい。ただし、平均冷却速度ＣＲ２（℃／秒）が大きければ大きいほど、本発明効果は高いが、鋼板に導入される冷却歪の影響を考えると、平均冷却速度ＣＲ２（℃／秒）の上限は２００℃／秒以下に制御する必要がある。平均冷却速度ＣＲ２（℃／秒）の好ましい範囲は５０℃／秒以上、１００℃／秒以下である。

（熱延工程）
本実施形態では酸化物を析出核として活用するため、仕上焼鈍工程の前工程までにＣｕｂｉｃ型の酸化物をなるべく多く析出させることが好ましい。特に、Ｃｕ硫化物と格子整合性の良好なＭｎ酸化物を多く析出させ、Ｍｎ硫化物の析出を回避しておくことが好ましい。そのためには、まず熱延工程において、鋼片加熱温度をＭｎ酸化物の固溶温度である下記式７記載のＴ４（℃）以下かつ、微細なＭｎＳが固溶する温度である下記式８記載のＴ５（℃）以上に制御して、保持することが好ましい。ＭｎＳの完全な固溶温度はＴ５＋２００℃程度であるが、鋼片中の粗大なＭｎＳは磁性への悪影響をほとんど与えないので、鋼片加熱温度をＴ５（℃）以上とすることで、本発明の効果は享受できる。

Ｔ４（℃）＝１５０００／（６−ｌｏｇ_１０（［％Ｍｎ］×［％Ｏ］））−２７３・・・式７
Ｔ５（℃）＝１４９００／（８−ｌｏｇ_１０（［％Ｍｎ］×［％Ｓ］））−４７３・・・式８

熱延工程において、鋼片加熱の保持時間はＭｎＳを完全に固溶させるため、１２００秒以上とすることが好ましい。保持時間が１２００秒未満ではＭｎＳが十分に固溶しない。一方で、鋼片加熱の保持時間の上限は、生産性の観点から１８０００秒以下とすることが好ましい。より好ましい鋼片加熱の保持時間は、２４００秒以上、１００００秒以下である。

また、ＭｎＳの析出はＣｕ_２Ｓの析出を阻害するため、熱延工程後のコイル巻取温度をＭｎＳの析出下限温度である下記式９記載のＴ６（℃）以下としてもよい。巻取温度は鋼片加熱温度と熱延コイルの冷却速度で規定されるため、５００℃以下に制御するとコイル内の温度ムラが大きくなり、磁性の観点で好ましくない。そのため、コイル巻取温度の制御範囲は５００℃以上、Ｔ６（℃）以下とすることが好ましい。より好ましい上限は前記Ｔ３（℃）以下である。

Ｔ６（℃）＝１４９００／（８−ｌｏｇ_１０（［％Ｍｎ］×［％Ｓ］））−５７３・・・式９

（熱延板焼鈍工程）
冷間圧延前の熱延板を焼鈍することで、熱間圧延における温度偏差や析出物の分散状態のばらつきを均一化させ、鉄損を改善することが可能である。溶け残りの微細ＭｎＳを固溶させ、Ｍｎ酸化物を析出させることで本発明効果を更に発揮できるため、熱延板焼鈍工程において、前記Ｔ５（℃）以上に保持することは磁性にとって好ましい。本発明と関連するＭｎ_２Ｏ_３、ＭｇＯ、ＴｉＯ、Ａｌ_２Ｏ_３、ＳｉＯ_２の固溶温度は、一般的には１２５０℃以上である。そのため、酸化物の溶解を回避すべく、熱延板焼鈍工程における保持温度を１２５０℃以下に設定することが好ましい。磁性にとってより好ましくは、Ｔ５＋１００〜１２５０℃で保持することである。

さらに、熱延板焼鈍後の冷却においては、ＭｎＳの析出温度域である前記Ｔ５（℃）以下、前記Ｔ１（℃）以上の温度域の冷却速度を２０℃／秒以上に制御し、Ｍｎ硫化物の析出を回避することが好ましい。より好ましい冷却速度は５０℃／秒以上、１００℃／秒以下である。

また、熱延板焼鈍工程における保持時間について特に規定はしないが、１０秒以上、３６００秒以下とすることで、熱延板焼鈍の効果が十分得られる。一方で、保持時間が３６００秒を超えると、析出速度の遅いＴｉＳなどの他の微細硫化物が生成し、鉄損改善に悪影響を及ぼす。より好ましい保持時間は、２０秒以上、２００秒以下である。

以下、本発明の実施例を挙げながら、本発明の技術的内容について更に説明する。なお、以下に示す実施例での条件は、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。また本発明は、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。なお、下記の説明で用いる表中の下線は、本発明の範囲外であることを示す。

＜実施例１＞
表１（鋼Ｎｏ．Ａ１〜Ａ２７、鋼Ｎｏ．ａ１〜ａ１５）に示す成分のインゴットを真空溶解し、１２００℃に加熱して３６００秒保持した後、巻き取り温度が７００℃となるように熱間圧延し、板厚２．０ｍｍの熱延鋼板を得た。その後、酸洗を経て圧下率７５％で冷間圧延し、板厚０．５０ｍｍの冷延鋼板とした。続いて１０００℃で３０秒の仕上焼鈍を行った。仕上焼鈍後の冷却において、Ｔ１〜Ｔ２（℃）間の平均冷却速度ＣＲ１を３０℃／秒とし、Ｔ２〜Ｔ３（℃）間の平均冷却速度ＣＲ２を１８℃／秒とした。

析出物の観察結果と磁気特性（磁束密度および鉄損）を表２に示す。なお、観察されたＣｕ硫化物のうち、酸化物と複合析出していたＣｕ硫化物の個数割合が５０％以上の場合は表中の「析出形態」の欄に「○」で示し、５０％未満の場合は「×」で示した。なお、析出物観察は、鋼板の圧延方向に垂直な断面をエッチングし、ＳＥＭ観察により観察し、ＥＤＳ分析により同定した。その際、１００μｍ^２の視野を１０視野観察した。観察されたＯおよびＣｕを含む平均直径が１０〜５０００ｎｍである複合析出物の総数を、１０００（１００μｍ^２×１０視野）で割った数字を、複合析出物の個数密度（個／μｍ^２）、すなわち面密度とした。なお、表中に「−」と記載されたものは、未評価であることを示す。

磁気特性については、鉄損に応じて、ＶＧ：非常に優れる、Ｇ：優れる、Ｆ：効果がみられる、Ｂ：従来レベルとして評価し、Ｂと評価されたものを不合格とした。なお、磁気特性の評価はＪＩＳ Ｃ ２５５０：２０００に準じて行った。歪取焼鈍は実施していない。鉄損については、Ｗ_{１５／５０}（Ｗ／ｋｇ）を評価した。Ｗ_{１５／５０}は、周波数５０Ｈｚ、最大磁束密度１．５Ｔのときの鉄損である。また、磁束密度については、Ｂ_５０を用いて評価した。Ｂ_５０は、磁界の強さ５０００Ａ／ｍにおける磁束密度を示す。なお、Ｂ_５０の最低目標値を従来材と同等である１．５０Ｔ以上とし、１．５０Ｔ未満のものを不合格とした。なお、試料の鉄損評価基準は、以下の通りとした。

ＶＧ（ＶｅｒｙＧｏｏｄ）：Ｗ_{１５／５０}（Ｗ／ｋｇ）＜３．００
Ｇ（Ｇｏｏｄ）：３．００≦Ｗ_{１５／５０}（Ｗ／ｋｇ）≦３．４０
Ｆ（Ｆａｉｒ）：３．４０＜Ｗ_{１５／５０}（Ｗ／ｋｇ）≦４．５０
Ｂ（Ｂａｄ）：４．５０＜Ｗ_{１５／５０}（Ｗ／ｋｇ）

表２のＮｏ．Ｂ１〜Ｂ２７はいずれも発明鋼であり、いずれも磁束密度が目標値を満足するものとなり、さらに鉄損の評価は「Ｇ」と、良好な結果だった。
比較鋼のＮｏ．ｂ２およびｂ６は平均直径が１０〜５０００ｎｍである、Ｃｕ硫化物と酸化物の複合析出物の個数密度（面密度）が発明範囲を越えており、鉄損はいずれも４．５０Ｗ／ｋｇを超える悪値だったため、評価を「Ｂ」とし、不合格と判定した。
Ｎｏ．ｂ８、ｂ１１およびｂ１５は、そもそも磁束密度Ｂ_５０が１．５０Ｔ未満であり、目標値に達しなかったため不合格と判定し、析出物の観察を行っていない。
Ｎｏ．ｂ５、ｂ１２、ｂ１４は、観察されたＣｕ硫化物のうち、Ｃｕｂｉｃ型の酸化物と複合析出していたＣｕ硫化物の個数割合が５０％未満であり、Ｃｕ硫化物と酸化物の複合析出物が得られず、鉄損は４．５０Ｗ／ｋｇを超える悪値を示したため、評価を「Ｂ」とし、不合格と判定した。
Ｎｏ．ｂ１は磁気時効を示したため、不合格と判定した。
Ｎｏ．ｂ３、ｂ４、ｂ７、ｂ９、ｂ１０、ｂ１３は、熱間圧延または冷間圧延が困難であったため、不合格と判定した。

＜実施例２＞
表１に示すＮｏ．Ａ１４、Ａ１５、Ａ１８〜Ａ２１、Ａ２３〜Ａ２７に示す成分のインゴットを真空溶解し、１１００℃でインゴットを加熱して、それぞれの温度にて４５００秒保持した後、巻き取り温度が４８０℃となるように熱間圧延し、板厚２．０ｍｍの熱延鋼板を得た。その後、酸洗を経て圧下率７５％で冷間圧延し、板厚０．５０ｍｍの冷延鋼板とした。続いて９５０℃で６０秒の仕上焼鈍を行った。冷却において、Ｔ１〜Ｔ２（℃）間の平均冷却速度ＣＲ１を３８℃／秒とした。また、Ｔ２〜Ｔ３（℃）間の平均冷却速度ＣＲ２を３０℃／秒とした。

表３にはＸ線回折結果、析出物の析出形態、磁気特性（磁束密度および鉄損）の評価結果を示す。析出物の観察、磁気特性の測定については、実施例１と同様の評価を行った。Ｘ線回折には非特許文献５〜７に記載されている一般的な抽出残渣法により介在物のみをフィルターで捕集したものを分析試料として用いた。ＸＲＤ測定は非特許文献４〜６に記載のＣｕＫα線をプローブとした広角Ｘ線回折により行った。表３中の「Ｉ_ＣｕＳ／Ｉ_{Ｍｎ２Ｏ３}」は、Ｉ_{２θ＝４６．８}／Ｉ_{２θ＝３２．９}を示す。

Ｎｏ．Ｃ１〜Ｃ１１はいずれも発明例である。Ｎｏ．Ｃ７〜Ｃ１１は複合析出物の個数密度が好ましい範囲内（０．００１〜１．０００個／μｍ^２）であり、かつ「Ｉ_ＣｕＳ／Ｉ_{Ｍｎ２Ｏ３}」の値が０．１０以上に制御されているため、特に良好な鉄損が得られた。

＜実施例３＞
表１に示す鋼Ｎｏ．Ａ７、Ａ１１、Ａ１８〜Ａ２７の成分を有するインゴットを真空溶解し、１２００℃で加熱して、それぞれの温度にて３６００秒保持した後、巻き取り温度が７５０℃となるように熱間圧延し、板厚２．０ｍｍの熱延板を得た。その後、酸洗を経て圧下率７５％で冷間圧延し、板厚０．５０ｍｍの冷延鋼板とした。続いて９５０℃で６０秒の仕上焼鈍を行った。仕上焼鈍後の冷却において、Ｔ１〜Ｔ２（℃）間の平均冷却速度ＣＲ１を４２℃／秒とし、Ｔ２〜Ｔ３（℃）間の平均冷却速度ＣＲ２を２５℃／秒とした。

表４にはＸ線回折結果、析出物の析出形態、磁気特性（磁束密度および鉄損）の評価結果を示す。Ｘ線回折、磁気特性の測定、析出物の測定については、実施例１および実施例２と同様の評価を行った。表４中の「Ｉ_ＣｕＳ／Ｉ_{Ｍｎ２Ｏ３}」は、Ｉ_{２θ＝４６．８}／Ｉ_{２θ＝３２．９}を示し、「Ｉ_{ＣｕＳ（Ｈｅｘ）}／Ｉ_{Ｏｘｉｄｅ}」は、Ｉ_{２θ＝４６．８}／（Ｉ_{２θ＝２１．６}＋Ｉ_{２θ＝４２．９}＋Ｉ_{２θ＝４３．３}＋Ｉ_{２θ＝４５．９}）を示す。

Ｎｏ．Ｄ１〜Ｄ１２はいずれも発明例であるが、Ｎｏ．Ｄ９〜Ｄ１１は、複合析出物の個数密度が好ましい範囲（０．００１〜１．０００個／μｍ^２）の範囲外であり、またＩ_ＣｕＳ／Ｉ_{Ｍｎ２Ｏ３}の値が０．１０未満であっため、複合析出物の個数密度が好ましい範囲（０．００１〜１．０００個／μｍ^２）の範囲内であり、Ｉ_ＣｕＳ／Ｉ_{Ｍｎ２Ｏ３}の値が０．１０以上であるＤ１〜Ｄ８およびＤ１２に比べて鉄損がやや劣位だった。Ｎｏ．Ｄ７は、Ｉ_{ＣｕＳ（Ｈｅｘ）}／Ｉ_{Ｏｘｉｄｅ}の値が０．０１０未満であったが、Ｉ_ＣｕＳ／Ｉ_{Ｍｎ２Ｏ３}の値が０．１０以上であったため、鉄損は「Ｇ」と、比較的良好な結果だった。

＜実施例４＞
表１に示す鋼Ｎｏ．Ａ１５〜Ａ２３およびＡ２７の成分を有するインゴットを真空溶解し、１２００℃で加熱して３６００秒保持した後、巻取温度が５８０℃となるように熱間圧延して板厚２．０ｍｍの熱延板とした。熱延板を１１００℃で５０秒の熱延板焼鈍を実施した。その後、すべての熱延板において、酸洗を経て圧下率７５％で冷間圧延し、板厚０．５０ｍｍの冷延鋼板とし、１０００℃で４０秒の仕上焼鈍を行った。冷却において、Ｔ１〜Ｔ２（℃）間の平均冷却速度ＣＲ１を３２℃／秒とした。また、Ｔ２〜Ｔ３（℃）間の平均冷却速度ＣＲ２を５５℃／秒とした。

表５にはＸ線回折結果、析出物の析出形態、磁気特性（磁束密度および鉄損）の評価結果を示す。Ｘ線回折、磁気特性の測定、析出物の測定については、実施例１および実施例２と同様の評価を行った。なお、表５中の「Ｉ_ＣｕＳ／Ｉ_{Ｍｎ２Ｏ３}」は、Ｉ_{２θ＝４６．８}／Ｉ_{２θ＝３２．９}を示し、「Ｉ_{ＣｕＳ（Ｈｅｘ）}／Ｉ_{Ｏｘｉｄｅ}」は、Ｉ_{２θ＝４６．８}／（Ｉ_{２θ＝２１．６}＋Ｉ_{２θ＝４２．９}＋Ｉ_{２θ＝４３．３}＋Ｉ_{２θ＝４５．９}）を示し、「Ｉ_{ＣｕＳ（Ｈｅｘ）}／Ｉ_{ＣｕＳ（Ｃｕｂ）}」は、Ｉ_{２θ＝４６．８}／Ｉ_{２θ＝３２．１}を示す。

Ｎｏ．Ｅ１〜Ｅ１０はいずれも発明例であり、いずれも熱延板焼鈍の保持時間がより好ましい範囲内（２０〜２００秒）に制御されている。Ｎｏ．Ｅ２〜Ｅ７およびＮｏ．Ｅ９〜Ｅ１０は複合析出物の個数密度が好ましい範囲（０．００１〜１．０００個／μｍ^２）またはより好ましい範囲（０．００１〜０．１００個／μｍ^２）であるため、鉄損は「ＶＧ」と良好な値だった。Ｎｏ．Ｅ１はＩ_{ＣｕＳ（Ｈｅｘ）}／Ｉ_{Ｏｘｉｄｅ}の値が、０．０１０未満であったが、複合析出物の個数密度をより好ましい範囲（０．００１〜０．１００個／μｍ^２）の範囲内に制御しているため、鉄損は「ＶＧ」と良好な値だった。Ｎｏ．Ｅ８のＩ_{ＣｕＳ（Ｈｅｘ）}／Ｉ_{ＣｕＳ（Ｃｕｂ）}は０．５０以下であったが、複合析出物の個数密度をより好ましい範囲内に制御しているため、鉄損は「ＶＧ」と良好な値だった。

＜実施例５＞
表１に示す鋼Ｎｏ．Ａ１５、Ａ２７の成分を有するインゴットを真空溶解し、１２００℃に加熱して３６００秒保持した後、巻取温度が４９０℃となるように熱間圧延をして板厚２．０ｍｍの熱延鋼板とした。その後、酸洗を経て圧下率７５％で冷間圧延し、板厚０．５０ｍｍの冷延鋼板とした。その後、表６に示す条件で仕上焼鈍を行った。

表６にはＸ線回折結果、析出物の析出形態、磁気特性（磁束密度および鉄損）の評価結果を示す。Ｘ線回折、磁気特性の測定、析出物の測定については、実施例１および実施例２と同様の評価を行った。

Ｎｏ．Ｆ１〜Ｆ１４はいずれも発明例である。仕上焼鈍工程における保持温度、保持時間、Ｔ１〜Ｔ２（℃）間の冷却速度ＣＲ１（℃／秒）およびＴ３〜Ｔ２（℃）間の平均冷却速度ＣＲ２（℃／秒）をより好ましい範囲に制御したＮｏ．Ｆ１３およびＦ１４は鉄損が「Ｇ」と比較的良好だった。Ｎｏ．Ｆ１〜Ｆ３、Ｆ５、Ｆ９およびＦ１０は、ＣＲ２が２０℃／秒未満であるが、仕上焼鈍工程における保持温度、保持時間および冷却速度ＣＲ１がいずれも本発明範囲内に制御されているため、鉄損が「Ｆ」と本発明効果を享受できることが確認できた。

一方、Ｎｏ．ｆ１〜ｆ３はいずれも比較例であり、仕上焼鈍時の保持温度、保持時間、Ｔ１〜Ｔ２（℃）間の平均冷却速度ＣＲ１のいずれかが本発明の範囲外であったため、Ｃｕ硫化物がＣｕｂｉｃ型の酸化物と複合析出せず、鉄損が４．５０Ｗ／ｋｇを超える悪値を示し、鉄損評価が「Ｂ」となっている。

＜実施例６＞
表１に示す鋼Ｎｏ．Ａ１３〜Ａ１７，Ａ１９，Ａ２０，Ａ２２〜Ａ２７の成分を有するインゴットを真空溶解し、このインゴットを表７に示す条件で加熱、保持した後に熱間圧延し、板厚２．０ｍｍの熱延鋼板とした。その後、酸洗を経て圧下率７５％で冷間圧延し、板厚０．５０ｍｍの冷延鋼板とした。その後、表７に示す条件で仕上焼鈍を行った。

表７にはＸ線回折結果、析出物の析出形態、磁気特性（磁束密度および鉄損）の評価結果を示す。Ｘ線回折、磁気特性の測定、析出物の測定については、実施例１および実施例２と同様の評価を行った。

Ｎｏ．Ｇ１〜Ｇ２６はいずれも発明例である。Ｎｏ．Ｇ２１〜Ｇ２６は、Ｔ１〜Ｔ２（℃）間の冷却速度ＣＲ１およびＴ３〜Ｔ２（℃）間の平均冷却速度ＣＲ２を好ましい範囲に制御している。しかしながら、Ｎｏ．Ｇ２５は熱間圧延における巻取温度が好ましい範囲（５００〜Ｔ６℃）の範囲外だった。そのため、Ｎｏ．Ｇ２１〜Ｇ２４、Ｇ２６は鉄損評価が「ＶＧ」と良好な値だった一方で、Ｎｏ．Ｇ２５の鉄損評価は「Ｇ」にとどまった。
Ｎｏ．Ｇ６およびＧ９はＴ３〜Ｔ２（℃）間の平均冷却速度ＣＲ２または熱間圧延における巻取温度が好ましい範囲（５００〜Ｔ６（℃））の範囲外だったため、鉄損評価は「Ｆ」だった。Ｎｏ．Ｇ４およびＧ５は平均冷却速度ＣＲ２が２０℃／秒未満だったが、熱延工程における鋼片加熱の保持温度がより好ましい範囲（２４００秒〜１００００秒）に制御されていたため、鉄損評価は「Ｇ」と比較的良好な結果だった。

＜実施例７＞
表１に示す鋼Ｎｏ．Ａ１２〜Ａ２７の成分を有するインゴットを真空溶解し、このインゴットを表８に示す条件で加熱、保持した後に熱間圧延し、板厚２．０ｍｍの熱延鋼板とした。その後、表８に示す条件で熱延板焼鈍を施した後、酸洗を経て圧下率７５％で冷間圧延し、板厚０．５０ｍｍの冷延鋼板とした。この冷延鋼板に対し、表８に示す条件で仕上焼鈍を行った。

表８にはＸ線回折結果、析出物の析出形態、磁気特性（磁束密度および鉄損）の評価結果を示す。Ｘ線回折、磁気特性の測定、析出物の測定については、実施例１および実施例２と同様の評価を行った。

Ｎｏ．Ｈ１〜Ｈ２０はいずれも本発明例である。Ｎｏ．Ｈ４、Ｈ８〜Ｈ１４、Ｈ１８〜Ｈ２０は熱間圧延における鋼片加熱時間（保持時間）、熱延板焼鈍工程および仕上焼鈍工程御における保持時間がより好ましい範囲に制御されている。これに加え、仕上焼鈍工程におけるＴ１〜Ｔ２（℃）間の冷却速度ＣＲ１が本発明範囲内であり、Ｔ３〜Ｔ２（℃）間の平均冷却速度ＣＲ２が好ましい範囲内に制御されているため鉄損評価は「ＶＧ」と特に良好だった。
Ｎｏ．Ｈ２、Ｈ３、Ｈ５〜Ｈ７、Ｈ１５〜Ｈ１７は、熱間圧延における鋼片加熱温度、鋼片加熱時間（保持時間）および巻取温度のいずれかが好ましい範囲外だった。このため、鉄損評価は「Ｇ」にとどまった。
Ｎｏ．Ｈ１は熱間圧延における鋼片加熱温度および仕上焼鈍工程のＴ３〜Ｔ２（℃）間の平均冷却速度ＣＲ２が好ましい範囲外だった。このため、鉄損評価が「Ｆ」だった。

Claims (8)

1. 質量％で、
   Ｃ：０．０１００％以下、
   Ｓｉ：０．１０〜５．００％、
   Ｍｎ：０．０１０〜２．０００％、
   Ａｌ：０．１０〜３．００％、
   Ｓ：０．０００１〜０．０３００％、
   Ｐ：０．００１０〜０．２０００％、
   Ｃｕ：０．００５〜２．０００％、
   Ｎ：０．０００１〜０．０１５０％、
   Ｏ：０．００１０〜０．０２００％、
   Ｍｇ：０〜０．０１００％、
   Ｔｉ：０〜０．０１００％及び
   Ｚｒ：０〜０．０１００％
   を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有し、結晶系がＣｕｂｉｃ型の酸化物とＣｕ硫化物とが複合析出し、平均直径が１０〜５０００ｎｍである複合析出物の個数密度が０．００１〜１０．０００個／μｍ^２であることを特徴とする無方向性電磁鋼板。
2. 電解抽出残渣に対するＸ線回折において得られる、２θ＝４６．８°に現れるＨｅｘａｇｏｎａｌ構造を有するＣｕ硫化物の回折強度であるＩ_{２θ＝４６．８}と、２θ＝３２．９°に現れるＣｕｂｉｃ構造を有するＭｎ_２Ｏ_３の回折強度であるＩ_{２θ＝３２．９}が下記式１の条件を満たすことを特徴とする請求項１に記載の無方向性電磁鋼板。
   Ｉ_{２θ＝４６．８}／Ｉ_{２θ＝３２．９}≧０．１０・・・式１
3. 電解抽出残渣に対するＸ線回折において得られる、２θ＝４６．８°に現れるＨｅｘａｇｏｎａｌ構造を有するＣｕ硫化物の回折強度であるＩ_{２θ＝４６．８}と、２θ＝２１．６°に現れるＣｕｂｉｃ構造を有するＳｉＯ_２、２θ＝４２．９°に現れるＣｕｂｉｃ構造を有するＭｇＯ、２θ＝４３．３°に現れるＣｕｂｉｃ構造を有するＴｉＯ、２θ＝４５．９°に現れるＣｕｂｉｃ構造を有するＡｌ_２Ｏ_３のそれぞれの回析強度が下記式２の条件を満たすことを特徴とする請求項１または請求項２に記載の無方向性電磁鋼板。
   Ｉ_{２θ＝４６．８}／（Ｉ_{２θ＝２１．６}＋Ｉ_{２θ＝４２．９}＋Ｉ_{２θ＝４３．３}＋Ｉ_{２θ＝４５．９}）≧０．０１０・・・式２
4. 電解抽出残渣に対するＸ線回折において得られる、２θ＝３２．１°に現れるＣｕｂｉｃ構造を有するＣｕ硫化物の回折強度であるＩ_{２θ＝３２．１}と、２θ＝４６．８°に現れるＨｅｘａｇｏｎａｌ構造を有するＣｕ硫化物の回折強度であるＩ_{２θ＝４６．８}とが、下記式３の条件を満たすことを特徴とする請求項１〜請求項３の何れか１項に記載の無方向性電磁鋼板。
   Ｉ_{２θ＝４６．８}／Ｉ_{２θ＝３２．１}＞０．５０・・・式３
5. 請求項１に記載の化学組成を有する鋼片に熱間圧延を行い、熱延鋼板を得る熱延工程と、
   前記熱延工程後の前記熱延鋼板を酸洗する酸洗工程と、
   前記酸洗工程後の前記熱延鋼板に冷間圧延を行い、冷延鋼板を得る冷延工程と、
   前記冷延鋼板を焼鈍する仕上焼鈍工程とを有する無方向性電磁鋼板の製造方法であって、
   前記仕上焼鈍工程において、下記式４に示すＴ１（℃）以上で１０秒以上３６００秒以下の保持を行い、
   前記仕上焼鈍工程の冷却において、前記Ｔ１（℃）以下、下記式５に示すＴ２（℃）以上の温度域における平均冷却速度ＣＲ１を６０℃／秒未満とすることを特徴とする請求項１〜請求項４の何れか一項に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
   Ｔ１（℃）＝１５０００／（１２−ｌｏｇ_１０（［％Ｃｕ］^２×［％Ｓ］））−２７３・・・式４
   Ｔ２（℃）＝１５０００／（１２−ｌｏｇ_１０（［％Ｃｕ］^２×［％Ｓ］））−３７３・・・式５
   なお、上記式中の［％Ｃｕ］はＣｕの質量％での含有量であり、［％Ｓ］はＳの質量％での含有量である。
6. 前記仕上焼鈍工程の冷却において、下記式６に示すＴ３（℃）以上、前記Ｔ２（℃）以下の温度域における平均冷却速度ＣＲ２を２０℃／秒以上とすることを特徴とする請求項５に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
   Ｔ３（℃）＝１５０００／（１２−ｌｏｇ_１０（［％Ｃｕ］^２×［％Ｓ］））−４７３・・・式６
   なお、上記式中の［％Ｃｕ］はＣｕの質量％での含有量であり、［％Ｓ］はＳの質量％での含有量である。
7. 前記熱延工程の鋼片加熱温度を下記式７記載のＴ４（℃）以下かつ下記式８記載のＴ５（℃）以上とし、熱間圧延した後、熱延板の巻取温度を下記式９記載のＴ６（℃）以下に制御することを特徴とする請求項５または請求項６に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
   Ｔ４（℃）＝１５０００／（６−ｌｏｇ_１０（［％Ｍｎ］×［％Ｏ］））−２７３・・・式７
   Ｔ５（℃）＝１４９００／（８−ｌｏｇ_１０（［％Ｍｎ］×［％Ｓ］））−４７３・・・式８
   Ｔ６（℃）＝１４９００／（８−ｌｏｇ_１０（［％Ｍｎ］×［％Ｓ］））−５７３・・・式９
   なお、上記式中の［％Ｍｎ］はＭｎの質量％での含有量であり、［％Ｏ］はＯの質量％での含有量であり、［％Ｓ］はＳの質量％での含有量である。
8. 前記熱延工程と前記酸洗工程との間に、前記熱延鋼板を焼鈍する熱延板焼鈍工程を備えることを特徴とする請求項５〜請求項７の何れか一項に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。