JP6586815B2 - 鉄損に優れた無方向性電磁鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、鉄損に優れた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 ｊ．Ｆｌｕｘ Ｇｒｏｗｔｈ ｖｏｌ．５（２０１０），ｐ４８ Ｔｅｔｓｕ−ｔｏ−Ｈａｇａｎｅ ｖｏｌ．１００（２０１４），ｐ１２２９ Ｔｅｔｓｕ−ｔｏ−Ｈａｇａｎｅ ｖｏｌ．８３（１９９７），ｐ４７９ Ｔｅｔｓｕ−ｔｏ−Ｈａｇａｎｅ ｖｏｌ．９２（２００６），ｐ６０９ Ｂｕｎｎｓｅｋｉ ｖｏｌ．１１（２００２），ｐ６３９

しかし、上記特許文献１〜６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してしまう。

特許文献７には、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（例えば窒化物など）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を鑑み、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、ＮａＣｌ型の結晶構造を有する窒化物である窒化バナジウム（以下、ＶＮ）、窒化チタン（以下、ＴｉＮ）、窒化ニオブ（以下、ＮｂＮ）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。そしてさらに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ＮａＣｌ型窒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ること、（Ｂ）Ｃｕ硫化物が地鉄と良好な格子整合性を有することに起因することを見出した。また、Ｃｕ硫化物とＮａＣｌ型窒化物の複合析出は、析出核であるＮａＣｌ型窒化物とＣｕ硫化物の格子整合性が最適化された場合に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）〜（５）を要旨とする。
（１）本発明の一態様に係る無方向性電磁鋼板は、化学成分が、質量％で、Ｃ：０．０００1〜０．０１％、Ｓｉ：０．０５〜３．５％、Ｍｎ：０．０１〜２．０％、Ａｌ：０．００２〜２．０％、Ｓ：０．００１０〜０．０５％、Ｐ：０．００１〜０．２０％、Ｎ：０．０００５〜０．０２％、Ｃｕ：０．０１〜３．００％を含有し、更に、Ｖ：０．００２〜０．２０％、Ｎｂ：０．００２〜０．２０％、Ｔｉ：０．００２〜０．１０％の１種または２種以上を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有し、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＝３４．４°に現れるＣｕｂｉｃ構造を有するＶＮの回折強度であるＩ_{２θ＝３４．４}と、２θ＝４３．３°に現れるＣｕｂｉｃ構造を有するＴｉＮの回折強度であるＩ_{２θ＝４３．３}と、２θ＝５１．６°に現れるＣｕｂｉｃ構造を有するＮｂＮの回折強度であるＩ_{２θ＝５１．６}とが、下記式１の条件を満たす。
０．１≦Ｉ_{２θ＝４６．８}／（Ｉ_{２θ＝３４．４}＋Ｉ_{２θ＝４３．３}＋Ｉ_{２θ＝５１．６}） … 式１
（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＝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２の条件を満たす。
Ｉ_{２θ＝３２．１}／ Ｉ_{２θ＝４６．８} ≦ ３．０ … 式２
（３）本発明に係る無方向性電磁鋼板の製造方法は、
上記（１）に記載の化学組成を有する鋼片を熱間圧延して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を冷間圧延して冷延鋼板を得る冷延工程と、前記冷延鋼板を焼鈍してから冷却する仕上焼鈍工程とを備え、
前記仕上焼鈍工程において、下記式３に示すＴ１（℃）以上、下記式４〜６に示すＴ２（℃）〜Ｔ４（℃）のうち最も高い温度であるＴ７（℃）以下の温度で１０〜３６００秒の保持を行い、
その後の冷却において、前記下記式３に示すＴ１（℃）以下から下記式７に示すＴ５（℃）以上までの温度域における平均冷却速度を５０℃／秒以下として、
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＝３４．４°に現れるＣｕｂｉｃ構造を有するＶＮの回折強度であるＩ _{２θ＝３４．４} と、２θ＝４３．３°に現れるＣｕｂｉｃ構造を有するＴｉＮの回折強度であるＩ _{２θ＝４３．３} と、２θ＝５１．６°に現れるＣｕｂｉｃ構造を有するＮｂＮの回折強度であるＩ _{２θ＝５１．６} とが、下記式Ａの条件を満たす鋼板を得る。
Ｔ１（℃）＝１５０００／（１２−ｌｏｇ_１０（［％Ｃｕ］^２×［％Ｓ］））−２７３ …式３
Ｔ２（℃）＝１０７００／(５−ｌｏｇ_１０（［％Ｖ］×［％Ｎ］））−２７３ …式４
Ｔ３（℃）＝１０２００／(４−ｌｏｇ_１０（［％Ｎｂ］×［％Ｎ］））−２７３ …式５
Ｔ４（℃）＝１６８００／(８−ｌｏｇ_１０（［％Ｔｉ］×［％Ｎ］））−２７３ …式６
Ｔ５（℃）＝１５０００／（１２−ｌｏｇ_１０（［％Ｃｕ］^２×［％Ｓ］））−３２３ …式７
０．１≦Ｉ _{２θ＝４６．８} ／（Ｉ _{２θ＝３４．４} ＋Ｉ _{２θ＝４３．３} ＋Ｉ _{２θ＝５１．６} ） …式Ａ
上記式３〜式７において、［％Ｃｕ］はＣｕの質量％での含有量であり、［％Ｓ］はＳの質量％での含有量であり、［％Ｖ］はＶの質量％での含有量であり、［％Ｎｂ］はＮｂの質量％での含有量であり、［％Ｔｉ］はＴｉの質量％での含有量であり、［％Ｎ］はＮの質量％での含有量である。
（４）上記（３）に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法は、前記仕上焼鈍工程において、前記Ｔ１（℃）以上、前記Ｔ２（℃）〜Ｔ４（℃）のうち最も高い温度Ｔ７（℃）以下で１０〜３６００秒の保持を行い、その後の冷却において、前記Ｔ１（℃）以下から前記Ｔ５（℃）以上までの温度域における平均冷却速度を５０℃／秒以下とし、前記Ｔ５（℃）未満から下記式８に示す前記Ｔ６℃以上までの温度域における平均冷却速度を５０℃／秒超えとする。
Ｔ６（℃）＝１５０００／（１２−ｌｏｇ _１０ （［％Ｃｕ］ ^２ ×［％Ｓ］））−４２３ …式８
上記式８において、［％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。
（５）上記（３）または（４）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、前記熱延板焼鈍工程において、前記Ｔ７℃以上で１０〜３６００秒の保持を行い、その後の冷却において、前記Ｔ７℃以下から下記式９記載のＴ９（℃）以上までの温度域における平均冷却速度を５０℃／秒以下とする。
Ｔ９(℃)＝Ｔ８(℃)−１５０ …式９
ただし式９におけるＴ８（℃）は、上記Ｔ２（℃）〜Ｔ４（℃）のうち最も低い温度である。

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（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。含有量の％は全て質量％である。

Ｃ：０．０００１〜０．０１％
Ｃは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０．０１％とする。Ｃはトランプエレメントとして少なくとも０．０００１％混入するため、Ｃ含有量の下限を０．０００１％とする。磁束密度改善の観点から０．０００１％以上０．００３％以下が好ましい。より好ましくは０．０００１％以上０．００１％以下である。

Ｓｉ：０．０５〜３．５％
Ｓｉ含有量は鉄損の確保と通板性との兼ね合いから０．０５〜３．５％とする。Ｓｉ含有量が０．０５％未満では良好な鉄損が得られない。一方で、Ｓｉ含有量が３．５％を超えると、ＳｉＮが析出し、ＮａＣｌ型窒化物が析出しづらくなり、鉄損向上を十分享受できない恐れがある。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．１〜２．０％であり、より好ましくは０．３〜１．０％である。

Ｍｎ：０．０１〜２．０％
ＭｎはＳと反応して硫化物を形成するので、本発明では重要な元素である。鋼中に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、Ｃｕ_２Ｓが微細に析出しやすくなる。そのため、Ｍｎ含有量の上限を２．０％とする。一方、Ｍｎ含有量が０．０１％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０．０１％とする。好ましくは、Ｍｎ含有量は０．０５〜１．０％、より好ましくは、０．１０〜０．５０％以下である。

Ａｌ：０．００２〜２．０％
Ａｌ含有量の高い溶鋼は鋳造時の操業性を悪化させるとともに、鋼板の脆化を招く。さらにＡｌはＡｌＮを形成し、本発明で活用する析出物であるＶＮ、ＴｉＮ、Ｎｂの析出温度を低下させ、発明効果の享受を難しくする。そのため、Ａｌ含有量の上限を２．０％とする。一方、Ａｌは不可避のトランプエレメントとして材料中に存在する。そのためＡｌ含有量の下限を０．００２％とする。Ａｌ含有量は、好ましくは０．０１〜１．２％、より好ましくは０．１〜０．８％である。

Ｐ：０．００１〜０．２０％
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。また、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０．００１％とする。好ましいＰ含有量は０．００５〜０．１０％であり、より好ましくは０．０１〜０．０５％である。

Ｓ：０．００１０〜０．０５％
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０．０５％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、鉄損劣化の原因となる。そのためＳ含有量の下限を０．００１０％とする。好ましくは０．００２０〜０．０２％であり、より好ましくは０．００４０〜０．０１％であり、更に好ましくは０．００４５〜０．０１％である。

Ｎ：０．０００５〜０．０２％
Ｎは、窒化物を形成する元素であるため、本発明においてはとくに重要な元素のひとつである。ただし、Ｎ含有量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０．０２％とする。Ｎが少ないと、本発明効果の享受は難しくなるため、Ｎ含有量の下限を０．０００５％とする。好ましくは０．００１０〜０．００８％であり、より好ましくは０．００４０〜０．００８％である。

Ｃｕ：０．０１〜３．００％
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、Ｃｕ硫化物がＮａＣｌ型窒化物の固溶温度を超える為に、本発明の適用が難しくなる。そのためＣｕ含有量の上限を３．００％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０．０１％とする必要がある。好ましくは０．１０〜１．００％であり、より好ましくは０．２０〜０．５０％である。

Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉは、ＮａＣｌ型の結晶構造を有する窒化物を形成する本願発明において重要な元素であり、１種または２種以上を含有させることが必要である。

Ｖ：０．００２〜０．２０％
Ｖ含有量はＶＮ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。Ｖが多く存在しても、問題はないが、製造コストの観点からＶ含有量の上限を０．２０％とする。一方で、Ｖは不可避のトランプエレメントとして材料中に存在する。そのためＶ含有量の下限を０．００２％とする。好ましくは０．００５〜０．１％であり、より好ましくは０．０１〜０．０５％である。

Ｎｂ：０．００２〜０．２０％
Ｎｂ含有量はＮｂＮ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。Ｎｂ含有量が過剰であると、ＮｂＮ以外にＮｂＣを生成し、磁束密度の改善に効果のある、固溶Ｃを減少させてしまう。そのため、Ｎｂ含有量の上限を０．２０％とする。一方で、靭性と強度両立の観点から、Ｎｂ含有量の下限を０．００２％とする。好ましくは０．００５〜０．１％であり、より好ましくは０．０１〜０．０５％である。

Ｔｉ：０．００２〜０．１０％
Ｔｉ含有量はＴｉＮ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。Ｔｉ含有量が過剰であると、微細炭化物を形成し粒成長を抑制、磁束密度を低下させる。そのため、Ｔｉ含有量の上限を０．１０％とする。一方で、Ｔｉは不可避のトランプエレメントとして材料中に存在するため下限を０．００２％とする。好ましくは０．００５〜０．０５％であり、より好ましくは０．０１０〜０．０２５％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向を目的としてＭｏ、Ｗ、Ｉｎ、Ｓｎ、Ｂｉ、Ｓｂ、Ａｇ、Ｔｅ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｓｅ、Ｒｅ、Ｏｓ、Ｚｒ、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。

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Ｃｕ硫化物の状態について説明する。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では、Ｓを積極的にＣｕ硫化物として析出させることに加え、析出するＣｕ硫化物について、窒化物を析出核として複合析出するように制御することで良好な鉄損を得る。

Ｃｕ硫化物と窒化物の複合析出のしやすさは、析出核である窒化物の結晶構造、つまり原子配列の周期性で決まる。すなわち窒化物がＮａＣｌ型の結晶構造である場合に、窒化物がＣｕ硫化物の析出核として最も有効に機能する。ＮａＣｌ型の結晶構造の窒化物は例えばＶＮ、ＴｉＮ、ＮｂＮである。複合析出時のＣｕ硫化物の結晶系は、Ｈｅｘａｇｏｎａｌであり、結晶構造はＸ線回折（ＸＲＤ）により同定可能である。

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＝３４．４°に現れるＣｕｂｉｃ構造を有するＶＮの回折強度であるＩ_{２θ＝３４．４}と、２θ＝４３．３°に現れるＣｕｂｉｃ構造を有するＴｉＮの回折強度であるＩ_{２θ＝４３．３}と、２θ＝５１．６°に現れるＣｕｂｉｃ構造を有するＮｂＮの回折強度であるＩ_{２θ＝５１．６}と２θ＝４６．８°±３°におけるＣｕ硫化物（Ｈｅｘａｇｏｎａｌ）由来の回折強度であるＩ_{２θ＝４６．８}とが、下記式１の条件を満たすように制御する。Ｉ_{２θ＝４６．８}はＮａＣｌ型の窒化物と整合析出しているＣｕ硫化物（Ｈｅｘａｇｏｎａｌ）の存在量に対応し、（Ｉ_{２θ＝３４．４}＋Ｉ_{２θ＝４３．３}＋Ｉ_{２θ＝５１．６}）はＮａＣｌ型の窒化物すなわち析出核の存在量に対応している。析出核に対し、Ｃｕ硫化物（Ｈｅｘａｇｏｎａｌ）が一定以上の存在量がない場合、本発明効果は享受できないため、下記式１の右辺の下限値を０．１とする。下記式１の右辺の上限は特に制限はないが、Ｃｕ硫化物（Ｈｅｘａｇｏｎａｌ）がＮａＣｌ型の窒化物と複合析出できる量には限りがあるため、その上限は１００が好ましい。ＮａＣｌ型の窒化物の存在量とＣｕ硫化物の存在量には最適なバランスが存在するため、Ｉ_{２θ＝４６．８}／(Ｉ_{２θ＝３４．４}＋Ｉ_{２θ＝４３．３}＋Ｉ_{２θ＝５１．６}）の値は０．５以上５０以下がより好ましい。さらに好ましい範囲は３．０以上１０以下である。

０．１≦Ｉ_{２θ＝４６．８}／（Ｉ_{２θ＝３４．４}＋Ｉ_{２θ＝４３．３}＋Ｉ_{２θ＝５１．６}） …式１

また、本発明者らは、鋼中のＣｕ硫化物の構造にはＨｅｘａｇｏｎａｌ構造（最密六方晶構造）に加え、Ｃｕｂｉｃ構造（立方晶構造）が存在することを知見している。Ｃｕｂｉｃ構造のＣｕ硫化物はＮａＣｌ型の窒化物とは複合析出し難いため、本発明を適用した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２の条件を満たすことが好ましい。Ｃｕｂｉｃ構造のＣｕ硫化物は少ないほど本発明効果を享受できるので、Ｉ_{２θ＝４６．８}／ Ｉ_{２θ＝３２．１}の好ましい範囲は０以上１．０以下であり、さらに好ましくは０以上０．５以下である。

Ｉ_{２θ＝３２．１}／Ｉ_{２θ＝４６．８}≦３．０ …式２

ＸＲＤ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）は２３−０９５８、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などが存在し、これらは２θの誤差範囲±３°に収まる。

特にＣｕ硫化物においてはＦｅとＳ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であり、かつ２θ＝３２．１°±３°において２００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）について２つ以上の回折ピークが存在した場合については、それらのピーク強度を足し合わせたものをＩ_{２θ＝３２．１}とする。

一般的に、ＸＲＤの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。本実施形態におけるＸＲＤの回折強度（ピーク強度）も、非特許文献３、４に記載あるソフトウェアなどを用いてバックグラウンドを除去することが可能である。

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。

熱間圧延については特に限定せず、直送熱延や、連続熱延などの熱延方法およびスラブ加熱温度によらず、鉄損改善効果を享受できる。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。また、通常の工程ではなく急冷凝固法による薄帯の製造や熱延工程を省略する薄スラブ、連続鋳造法などの工程によって製造しても問題ない。

しかしながら、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板を得る場合、仕上焼鈍工程において、以下に説明するような熱履歴を経ることが重要である。すなわち、仕上焼鈍工程においてＣｕ硫化物を全量固溶させ、仕上焼鈍工程の冷却中に、Ｃｕ硫化物とＮａＣｌ型窒化物であるＶＮ、ＴｉＮおよびＮｂＮを複合析出させるよう制御することである。

本発明では以下に示すＴ１〜Ｔ６（℃）の６つの温度が重要な意味を持つ。Ｔ１（℃）はＣｕ硫化物の固溶開始温度であり、Ｔ２、Ｔ３およびＴ４（℃）はそれぞれＶＮ、ＴｉＮおよびＮｂＮの固溶開始温度である。Ｔ５（℃）はＣｕｂｉｃ型のＣｕ硫化物が析出する上限温度であり、Ｔ６（℃）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３
Ｔ２（℃）＝１０７００／(５−ｌｏｇ_１０（［％Ｖ］×［％Ｎ］））−２７３ …式４
Ｔ３（℃）＝１０２００／(４−ｌｏｇ_１０（［％Ｎｂ］×［％Ｎ］））−２７３ …式５
Ｔ４（℃）＝１６８００／(８−ｌｏｇ_１０（［％Ｔｉ］×［％Ｎ］））−２７３ …式６
Ｔ５（℃）＝１５０００／（１２−ｌｏｇ_１０（［％Ｃｕ］^２×［％Ｓ］））−３２３ …式７
Ｔ６（℃）＝１５０００／（１２−ｌｏｇ_１０（［％Ｃｕ］^２×［％Ｓ］））−４２３ …式８

上記式３〜式８において、［％Ｃｕ］はＣｕの質量％での含有量であり、［％Ｓ］はＳの質量％での含有量であり、［％Ｖ］はＶの質量％での含有量であり、［％Ｎｂ］はＮｂの質量％での含有量であり、［％Ｔｉ］はＴｉの質量％での含有量であり、［％Ｎ］はＮの質量％での含有量である。

本実施形態に係る無方向性電磁鋼板では、Ｃｕ硫化物とＮａＣｌ型窒化物を複合析出せしめることで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ＮａＣｌ型窒化物が存在すると、Ｃｕ硫化物は、冷却中にＮａＣｌ型窒化物を核として複合析出するため、微細析出を抑制できる。しかも、この複合析出物（Ｃｕ硫化物＋ＮａＣｌ型窒化物）が存在する場合に良好な鉄損が得られる。このため、仕上焼鈍の保持温度を、Ｃｕ硫化物を固溶させつつ、ＮａＣｌ型窒化物が固溶しない温度域に制御することで冷却開始時にＮａＣｌ型窒化物を存在させておく必要がある。

すなわち、仕上焼鈍工程においては、Ｃｕ硫化物をその固溶温度Ｔ１（℃）以上で１０秒以上保持することで、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。ただし、鋼板がＮａＣｌ型窒化物の溶解温度を超えてしまうと、Ｃｕ硫化物の析出核であるＮａＣｌ型窒化物が消失してしまうことになり、本発明効果は享受できない。そのため、保持温度の上限はＴ２〜Ｔ４（℃）の中で最も高い温度であるＴ７（℃）とする必要がある。

また、保持時間（Ｔ１（℃）以上の滞在時間）は１０秒以上３６００秒以下とする。保持時間が１０秒未満では十分に固溶が進まない。一方で、３６００秒を超えて加熱すると、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。好ましい保持時間は、１００秒以上１０００秒以下である。

仕上焼鈍工程において、Ｃｕ硫化物（Ｈｅｘａｇｏｎａｌ）をＮａＣｌ型窒化物と複合析出させ、Ｃｕ硫化物の微細析出を回避するには、Ｃｕ硫化物（Ｈｅｘａｇｏｎａｌ）の析出温度域であるＴ５（℃）以上Ｔ１（℃）以下の温度範囲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。Ｔ１〜Ｔ５（℃）の温度範囲の冷却速度が大きすぎると、Ｃｕ硫化物（Ｈｅｘａｇｏｎａｌ）が十分析出できず、ＮａＣｌ型窒化物とＣｕ硫化物とは複合析出せず本発明の効果を享受できない。そのため、Ｔ１〜Ｔ５（℃）の温度範囲の冷却速度を５０℃／秒以下にする必要がある。一方、冷却速度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、冷却速度の下限は０．０１℃／秒が限界である。好ましい冷却速度は０．０１℃／秒以上２０℃／秒以下である。

また、ＮａＣｌ型窒化物と複合析出し難い、Ｃｕｂｉｃ型の結晶構造を有するＣｕ硫化物の析出温度域の滞在時間を短縮することも重要である。したがって、Ｔ６℃以上Ｔ５℃以下の温度域における平均冷却速度を５０℃／秒超えとする。この温度域における冷却速度は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、好ましい範囲は７５℃／秒以上１００℃／秒以下である。なお、冷却速度を５０℃／秒以下から５０℃／秒超えに切替える際は、鋼板温度がＴ５（℃）になった時に切り替えればよい。

熱延工程後の熱延板には様々な結晶構造の窒化物が多く存在する。そのため、仕上焼鈍より前の工程において、板中の窒化物を一度固溶させ、再度、ＮａＣｌ型の析出物として再析出させることは、本発明効果を更に発揮するうえで効果的である。そこで、熱延板中の窒化物（ＶＮ、ＮｂＮ、ＴｉＮ）をＴ７（℃）以上の温度で完全固溶させ、その後の冷却中においてＮａＣｌ型窒化物として再析出させる。

ＮａＣｌ型の窒化物であるＶＮ、ＮｂＮ、ＴｉＮはそれぞれ固溶温度が異なるが、これらの固溶温度の中で最も高い温度であるＴ７（℃）以上の温度で鋼板を保持し、その後の冷却工程を緩冷却して、ＮａＣｌ型の窒化物を多く析出させることで本発明効果を享受できる。緩冷却する温度範囲の上限は、鋼板保持温度であるＴ７（℃）とし、温度範囲の下限は下記式９記載のＴ９（℃）とする。式９におけるＴ８（℃）は、ＮａＣｌ型の窒化物の固溶温度Ｔ２〜Ｔ４（℃）のうち最も低い温度とする。緩冷却する温度範囲の下限をＴ９（℃）とする理由は、固溶温度がＴ８（℃）の析出物を冷却中に析出させるには、少なくともＴ８〜Ｔ９℃の範囲においても冷却速度の制御をおこなう必要があるためである。すなわち、本発明においては熱延板焼鈍工程において、Ｔ９（℃）以上Ｔ７（℃）以下の温度範囲の冷却速度を５０℃／秒以下とする。

Ｔ９（℃）＝Ｔ８（℃）−１５０ …式９

この温度域における冷却速度が小さいほど本発明の効果は大きいが、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、冷却速度の下限は０．０１℃／秒が限界である。Ｔ９〜Ｔ７℃における好ましい冷却速度は０．０１℃／秒以上２０℃／秒以下である。

また、熱延板焼鈍の保持時間（Ｔ１（℃）以上の滞在時間）は、１０秒以上３６００秒以下とする。保持時間が１０秒未満では十分に固溶が進まない。一方で、３６００秒を超えて加熱すると、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。好ましい保持時間は、１００秒以上１０００秒以下である。

一般的に析出物と鋼の界面との整合性が良好なほど、磁壁移動はスムーズとなり、鉄損が良好となる。Ｃｕ硫化物は単独かつ極微細（＜５ｎｍ）に析出することで、鉄損に悪影響するが、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板では、Ｃｕ硫化物はＮａＣｌ型窒化物と複合析出することで、微細析出が回避される。本実施形態に係る無方向性電磁鋼板では、磁壁移動が容易であり良好な鉄損を示すと考えられる。

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１Ａ及び表１Ｂに示す成分のインゴットを真空溶解し、このインゴットを１１５０℃で加熱し、熱延仕上温度を８５０℃、巻取温度を６００℃として熱延し、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。続いて仕上焼鈍を行った。仕上焼鈍の保持温度は各鋼について表２に示すＴ１℃以上、Ｔ７℃以下の範囲とし、保持時間は１２０秒とした。仕上焼鈍後の冷却過程においては、Ｔ１〜Ｔ５（℃）間の冷却速度を１５℃／秒とした。Ｘ線回折結果と磁気特性（磁束密度および鉄損）の結果を表２に示す。なお、表中の「Ｉ_ＣｕＳ／Ｉ_Ｍ」はＩ_{２θ＝４６．８}／（Ｉ_{２θ＝３４．４}＋Ｉ_{２θ＝４３．３}＋Ｉ_{２θ＝５１．６}）を示す。

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、Ｗ１５／５０（Ｗ／ｋｇ）を評価した。Ｗ１５／５０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、Ｂ５０を用いて評価した。Ｂ５０は、磁界の強さ５０００Ａ／ｍにおける磁束密度を示す。なお、Ｂ５０の最低目標値を従来材と同等である１．５０Ｔとした。試料の鉄損評価基準は、以下の通りとした。

ＶＧ（ＶｅｒｙＧｏｏｄ）：Ｗ１５／５０（Ｗ／ｋｇ）＜２．２０
Ｇ（Ｇｏｏｄ）：２．２０≦Ｗ１５／５０（Ｗ／ｋｇ）≦２．５０
Ｆ（Ｆａｉｒ）：２．５０＜Ｗ１５／５０（Ｗ／ｋｇ）≦４．５０
Ｂ（Ｂａｄ）：４．５０＜Ｗ１５／５０（Ｗ／ｋｇ）

Ｘ線回折には非特許文献４及び５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２に示すように、Ｉ_ＣｕＳ／Ｉ_Ｍが０．１以上の発明鋼は、Ｉ_ＣｕＳ／Ｉ_Ｍが０．１未満の比較鋼に比べて、鉄損が向上していることがわかる。

＜実施例２＞
表１Ａに示す成分のインゴットを真空溶解し、このインゴットを１１５０℃で加熱し、熱延仕上温度を８７５℃、巻取温度を６３０℃として熱延し、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。続いて表３に示すＴ１（℃）以上Ｔ７（℃）以下の範囲の保持温度にて仕上焼鈍を１２０秒行った。仕上焼鈍後の炉冷却過程においては、Ｔ５〜Ｔ６（℃）間の冷却速度を７５℃／秒、Ｔ１〜Ｔ（５）℃間の冷却速度を１５℃／秒に制御した。

表３にはＸ線回折結果、磁気特性（磁束密度および鉄損）の評価結果も示す。Ｘ線回折、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。なお、表３中の「Ｉ_ｃｕｂ／Ｉ_ｈｅｘ」はＩ_{２θ＝３２．１}／Ｉ_{２θ＝４６．８}を示す。Ｎｏ．ｃ１〜ｃ４では、Ｉ_ＣｕＳ／Ｉ_Ｍが本発明範囲に制御されてはいるが、Ｉ_ｃｕｂ／Ｉ_ｈｅｘが３．０を超えており、Ｃｕｂｉｃ構造のＣｕ硫化物が多く析出したため、Ｎｏ．Ｃ１〜Ｃ６と比較し、鉄損が少々低下したが、表1の比較鋼よりは鐵損は向上した。

＜実施例３＞
表１Ａに示す鋼Ｎｏ．Ａ１の成分を有するインゴットを、１１５０℃で加熱し、熱延仕上温度を８５０℃、巻取温度が６３０℃となるように熱延して、板厚２．０ｍｍの熱延板とした。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、表４に示す条件で仕上焼鈍を実施した。表４にはＸ線回折結果、析出物の析出状態、磁気特性（磁束密度および鉄損）の評価結果も示す。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と同様の評価を行った。

仕上焼鈍の条件が本発明範囲外であるＮｏ．ｄ１〜ｄ６はいずれも、Ｉ_ＣｕＳ／Ｉ_Ｍが小さく、すなわちＮａＣｌ型析出物がうまく析出しなかったがために、鉄損が劣化してしまった。Ｎｏ．Ｄ１〜Ｄ９は仕上焼鈍の冷却工程において、Ｔ５〜Ｔ６（℃）の温度範囲の冷却速度が、本発明範囲を外れているが、Ｔ１〜Ｔ５℃の温度範囲の冷却速度が本発明の範囲に入っているため、鉄損はＮｏ．ｄ１〜ｄ６に比べて優位だった。Ｎｏ．Ｄ１０、Ｄ１１はＴ１〜Ｔ５℃の温度範囲の冷却速度およびＴ５〜Ｔ６℃の温度範囲の冷却速度がいずれも発明範囲に入っているため、特に良好な鉄損を示した。

＜実施例４＞
表１Ａに示す鋼Ｎｏ．Ａ１の成分を有するインゴットを、１１００℃で加熱し、熱延仕上温度が８５０℃、巻取温度が６３０℃となるように熱延して板厚２．０ｍｍの熱延板とした。この熱延板を表５に示す条件で熱延板焼鈍を実施した。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、表５記載の条件で仕上焼鈍を実施した。

表５にはＸ線回折結果、磁気特性（磁束密度および鉄損）の評価結果も示す。Ｘ線回折、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。

Ｎｏ．Ｅ１〜Ｅ６のいずれもの試料についても、仕上焼鈍の温度、時間及び冷却速度が本発明範囲内にあるため、本発明効果が得られた。特に、熱延板焼鈍のＴ７〜Ｔ９℃間の冷却速度を好ましい範囲に制御した、Ｎｏ．Ｅ５およびＥ６では、Ｉ_ＣｕＳ／Ｉ_Ｍが好ましい範囲に制御されており、特に良好だった。

Claims (5)

1. 化学成分が、質量％で、
   Ｃ：０．０００1〜０．０１％、Ｓｉ：０．０５〜３．５％、Ｍｎ：０．０１〜２．０％、Ａｌ：０．００２〜２．０％、Ｓ：０．００１０〜０．０５％、Ｐ：０．００１〜０．２０％、Ｎ：０．０００５〜０．０２％、Ｃｕ：０．０１〜３．００％を含有し、更に、Ｖ：０．００２〜０．２０％、Ｎｂ：０．００２〜０．２０％、Ｔｉ：０．００２〜０．１０％の１種または２種以上を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有し、
   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＝３４．４°に現れるＣｕｂｉｃ構造を有するＶＮの回折強度であるＩ_{２θ＝３４．４}と、２θ＝４３．３°に現れるＣｕｂｉｃ構造を有するＴｉＮの回折強度であるＩ_{２θ＝４３．３}と、２θ＝５１．６°に現れるＣｕｂｉｃ構造を有するＮｂＮの回折強度であるＩ_{２θ＝５１．６}とが、下記式１の条件を満たすことを特徴とする鉄損に優れた無方向性電磁鋼板。
   ０．１≦Ｉ_{２θ＝４６．８}／（Ｉ_{２θ＝３４．４}＋Ｉ_{２θ＝４３．３}＋Ｉ_{２θ＝５１．６}） …式１
2. 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２の条件を満たすことを特徴とする請求項１に記載の鉄損に優れた無方向性電磁鋼板。
   Ｉ_{２θ＝３２．１}／Ｉ_{２θ＝４６．８}≦３．０ …式２
3. 請求項１に記載の化学組成を有する鋼片を熱間圧延して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を冷間圧延して冷延鋼板を得る冷延工程と、前記冷延鋼板を焼鈍してから冷却する仕上焼鈍工程とを備え、
   前記仕上焼鈍工程において、下記式３に示すＴ１（℃）以上、下記式４〜６に示すＴ２（℃）〜Ｔ４（℃）のうち最も高い温度であるＴ７（℃）以下の温度で１０〜３６００秒の保持を行い、
   その後の冷却において、前記下記式３に示すＴ１（℃）以下から下記式７に示すＴ５（℃）以上までの温度域における平均冷却速度を５０℃／秒以下として、
   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＝３４．４°に現れるＣｕｂｉｃ構造を有するＶＮの回折強度であるＩ _{２θ＝３４．４} と、２θ＝４３．３°に現れるＣｕｂｉｃ構造を有するＴｉＮの回折強度であるＩ _{２θ＝４３．３} と、２θ＝５１．６°に現れるＣｕｂｉｃ構造を有するＮｂＮの回折強度であるＩ _{２θ＝５１．６} とが、下記式Ａの条件を満たす鋼板を得る、ことを特徴とする鉄損に優れた無方向性電磁鋼板の製造方法。
   Ｔ１（℃）＝１５０００／（１２−ｌｏｇ_１０（［％Ｃｕ］^２×［％Ｓ］））−２７３ …式３
   Ｔ２（℃）＝１０７００／(５−ｌｏｇ_１０（［％Ｖ］×［％Ｎ］））−２７３ …式４
   Ｔ３（℃）＝１０２００／(４−ｌｏｇ_１０（［％Ｎｂ］×［％Ｎ］））−２７３ …式５
   Ｔ４（℃）＝１６８００／(８−ｌｏｇ_１０（［％Ｔｉ］×［％Ｎ］））−２７３ …式６
   Ｔ５（℃）＝１５０００／（１２−ｌｏｇ_１０（［％Ｃｕ］^２×［％Ｓ］））−３２３ …式７
   ０．１≦Ｉ _{２θ＝４６．８} ／（Ｉ _{２θ＝３４．４} ＋Ｉ _{２θ＝４３．３} ＋Ｉ _{２θ＝５１．６} ） …式Ａ
   上記式３〜式７において、［％Ｃｕ］はＣｕの質量％での含有量であり、［％Ｓ］はＳの質量％での含有量であり、［％Ｖ］はＶの質量％での含有量であり、［％Ｎｂ］はＮｂの質量％での含有量であり、［％Ｔｉ］はＴｉの質量％での含有量であり、［％Ｎ］はＮの質量％での含有量である。
4. 前記仕上焼鈍工程において、前記Ｔ１（℃）以上、前記Ｔ２（℃）〜Ｔ４（℃）のうち最も高い温度Ｔ７（℃）以下で１０〜３６００秒の保持を行い、
   その後の冷却において、前記Ｔ１（℃）以下から前記Ｔ５（℃）以上までの温度域における平均冷却速度を５０℃／秒以下とし、前記Ｔ５（℃）未満から下記式８に示すＴ６℃以上までの温度域における平均冷却速度を５０℃／秒超えとすることを特徴とする請求項３に記載の鉄損に優れた無方向性電磁鋼板の製造方法。
   Ｔ６（℃）＝１５０００／（１２−ｌｏｇ _１０ （［％Ｃｕ］ ^２ ×［％Ｓ］））−４２３ …式８
   上記式８において、［％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。
5. 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、
   前記熱延板焼鈍工程において、前記Ｔ７℃以上で１０〜３６００秒の保持を行い、
   その後の冷却において、前記Ｔ７℃以下から下記式９記載のＴ９（℃）以上までの温度域における平均冷却速度を５０℃／秒以下とすることを特徴とする請求項３または請求項４に記載の鉄損に優れた無方向性電磁鋼板の製造方法。
   Ｔ９(℃)＝Ｔ８(℃)−１５０ …式９
   ただし式９におけるＴ８（℃）は、上記Ｔ２（℃）〜Ｔ４（℃）のうち最も低い温度である。