JP7028313B2 - 無方向性電磁鋼板 - Google Patents

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Description

本発明は、無方向性電磁鋼板に関する。
本願は、２０１８年３月２６日に、日本に出願された特願２０１８－０５８２６４号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
無方向性電磁鋼板は、例えばモータの鉄心に使用される。無方向性電磁鋼板には、その板面に平行なすべての方向（以下、「板面内の全方向」ということがある）において優れた磁気特性、例えば低鉄損及び高磁束密度が要求される。特にＨＥＶ（Ｈｙｂｒｉｄ Ｅｌｅｃｔｒｉｃ Ｖｅｈｉｃｌｅ）用モータに使われる無方向性電磁鋼板は、１万ｒｐｍ近くの超高速回転において良好な性能が求められている。
この回転数では、遠心力に耐えられる強度を有し、高周波鉄損に優れ、かつ磁束密度の高い材料が求められている一方で、加工時に欠けが発生しないよう材料の伸びも要求される。
日本国特開平０３－１２６８４５号公報 日本国特開２００６－１２４８０９号公報 日本国特開昭６１－２３１１２０号公報 日本国特開２００４－１９７２１７号公報 日本国特開平０５－１４０６４８号公報 日本国特開２００８－１３２５３４号公報 日本国特開２００４－３２３９７２号公報 日本国特開昭６２－２４０７１４号公報 日本国特開２０１１－１５７６０３号公報 日本国特開２００８－１２７６５９号公報
本発明は、磁気特性に優れ、かつ強度及び伸びがともに優れた無方向性電磁鋼板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、化学組成、厚さ及び平均結晶粒径を適切なものとすることが重要であることが明らかになった。このような無方向性電磁鋼板の製造には、熱延鋼帯等の冷間圧延に供する鋼帯を得る際に、溶鋼の鋳造又は急速凝固における柱状晶率及び平均結晶粒径を制御し、冷間圧延の圧下率を制御し、仕上げ焼鈍時の通板張力及び冷却速度を制御することが重要であることも明らかになった。
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）本発明の一態様に係る無方向性電磁鋼板は、
質量％で、
Ｃ：０．００３０％以下、
Ｓｉ：２．００％～４．００％、
Ａｌ：０．０１％～３．００％、
Ｍｎ：０．１０％～２．００％、
Ｐ：０．００５％～０．２００％、
Ｓ：０．００３０％以下、
Ｃｕ：１．０％超３．０％以下、
Ｎｉ：０．１０％～３．０％、
Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ及びＣｄからなる群から選択された一種以上：総計で０．０００５％超０．０１００％以下、
Ｓｉ含有量（質量％）を［Ｓｉ］、Ａｌ含有量（質量％）を［Ａｌ］、Ｍｎ含有量（質量％）を［Ｍｎ］としたときに式１で表されるパラメータＱ：２．００以上、
Ｓｎ：０．００％～０．４０％、
Ｃｒ：０．０％～１０．０％、かつ
残部：Ｆｅ及び不純物、
で表される化学組成を有し、
１００ｎｍ未満の径を有するＣｕ単体の粒子が１０μｍ2あたりに５個以上であり、
｛１００｝結晶方位強度が２．４以上であり、
厚さが０．１０ｍｍ～０．６０ｍｍであり、
平均結晶粒径が７０μｍ～２００μｍであることを特徴とする無方向性電磁鋼板。
Ｑ＝［Ｓｉ］＋２［Ａｌ］－［Ｍｎ］ （式１）
（２）上記（１）に記載の無方向性電磁鋼板は、
前記化学組成において、
Ｓｎ：０．０２％～０．４０％
が満たされてもよい。
（３）上記（１）又は（２）に記載の無方向性電磁鋼板は、
前記化学組成において、
Ｃｒ：０．２％～１０．０％
が満たされてもよい。
本発明によれば、化学組成、厚さ及び平均結晶粒径が適切であるため、磁気特性に優れ、かつ強度及び伸びがともに優れた無方向性電磁鋼板を提供できる。
Ｃｕ含有量が１．５％の場合のＮｉ含有量とＥＬとの関係を示す図である。 Ｃｕ含有量が０．１％の場合のＮｉ含有量とＥＬとの関係を示す図である。
以下、本発明の実施形態について詳細に説明する。本発明は、以下の実施形態に限定して解釈されるものではないことは自明である。
先ず、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溶鋼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、溶鋼の鋳造及び熱間圧延又は溶鋼の急速凝固、冷間圧延、並びに仕上げ焼鈍等を経て製造される。従って、無方向性電磁鋼板及び溶鋼の化学組成は、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、無方向性電磁鋼板又は溶鋼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。
また、下記する数値限定範囲には、下限値及び上限値がその範囲に含まれる。「超」または「未満」と示す数値は、その値が数値範囲に含まれない。各元素の含有量に関する「％」は、「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：０．００３０％以下、Ｓｉ：２．００％～４．００％、Ａｌ：０．０１％～３．００％、Ｍｎ：０．１０％～２．００％、Ｐ：０．００５％～０．２００％、Ｓ：０．００３０％以下、Ｃｕ：１．０％超３．０％以下、Ｎｉ：０．１０％～３．０％、Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ及びＣｄからなる群から選択された一種以上：総計で０．０００５％超０．０１００％以下、Ｓｉ含有量（質量％）を［Ｓｉ］、Ａｌ含有量（質量％）を［Ａｌ］、Ｍｎ含有量（質量％）を［Ｍｎ］としたときに式１で表されるパラメータＱ：２．００以上、Ｓｎ：０．００％～０．４０％、Ｃｒ：０．０％～１０．０％、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。
Ｑ＝［Ｓｉ］＋２［Ａｌ］－［Ｍｎ］ （式１）
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：０．００３０％以下）
Ｃは、鉄損を高めたり、磁気時効を引き起こしたりする。従って、Ｃ含有量は低ければ低いほどよい。このような現象は、Ｃ含有量が０．００３０％超で顕著である。このため、Ｃ含有量は０．００３０％以下とする。Ｃ含有量の低減は、板面内の全方向における磁気特性の均一な向上にも寄与する。
Ｃ含有量の上限値は、０．００２０がより好ましい。Ｃ含有量の下限値は低いほど良いが、特に制限はされず、鋼中からＣを除去するコストを考慮すると、０．０００５以上が望ましい。
（Ｓｉ：２．００％～４．００％）
Ｓｉは、電気抵抗を増大させて、渦電流損を減少させ、鉄損を低減したり、降伏比を増大させて、鉄心への打ち抜き加工性を向上したりする。
Ｓｉ含有量が２．００％未満では、これらの作用効果を十分に得られない。従って、Ｓｉ含有量は２．００％以上とする。一方、Ｓｉ含有量が４．００％超では、磁束密度が低下したり、硬度の過度な上昇により打ち抜き加工性が低下したり、冷間圧延が困難になったりする。従って、Ｓｉ含有量は４．００％以下とする。
Ｓｉ含有量の下限値は２．３０％が好ましく、２．５０％がより好ましい。Ｓｉ含有量の上限値は３．７０％が好ましく、３．５０％がより好ましい。
（Ａｌ：０．０１％～３．００％）
Ａｌは、電気抵抗を増大させて、渦電流損を減少させ、鉄損を低減する。
Ａｌは、飽和磁束密度に対する磁束密度Ｂ５０の相対的な大きさの向上にも寄与する。ここで、磁束密度Ｂ５０とは、５０００Ａ／ｍの磁場における磁束密度である。Ａｌ含有量が０．０１％未満では、これらの作用効果を十分に得られない。従って、Ａｌ含有量は０．０１％以上とする。一方、Ａｌ含有量が３．００％超では、磁束密度が低下したり、降伏比を低下させて、打ち抜き加工性を低下させたりする。従って、Ａｌ含有量は３．００％以下とする。
Ａｌ含有量の下限値は０．１０％が好ましく、０．２０％がより好ましい。Ａｌ含有量の上限値は２．５０％が好ましく、２．００％がより好ましい。
（Ｍｎ：０．１０％～２．００％）
Ｍｎは、電気抵抗を増大させて、渦電流損を減少させ、鉄損を低減する。Ｍｎが含まれると、一次再結晶で得られる集合組織が、板面に平行な面が｛１００｝面の結晶（以下、「｛１００｝結晶」ということがある）が発達したものになりやすい。｛１００｝結晶は、板面内の全方向における磁気特性の均一な向上に好適な結晶である。
また、Ｍｎ含有量が高いほど、ＭｎＳの析出温度が高くなり、析出してくるＭｎＳが大きなものとなる。このため、Ｍｎ含有量が高いほど、仕上げ焼鈍における再結晶及び結晶粒の成長を阻害する粒径が１００ｎｍ程度の微細なＭｎＳが析出しにくい。
Ｍｎ含有量が０．１０％未満では、これらの作用効果を十分に得られない。従って、Ｍｎ含有量は０．１０％以上とする。一方、Ｍｎ含有量が２．００％超では、仕上げ焼鈍において結晶粒が十分に成長せず、鉄損が増大する。従って、Ｍｎ含有量は２．００％以下とする。
Ｍｎ含有量の下限値は０．１５％が好ましく、０．２０％がより好ましい。Ｍｎ含有量の上限値は１．５０％が好ましく、１．００％がより好ましい。
（Ｐ：０．００５％～０．２００％）
Ｐは、無方向性電磁鋼板の強度を向上させる効果がある。Ｐ含有量が０．００５％未満では、強度を高める効果が得られない。また、Ｐ含有量が０．２００％を超えると、加工性が低下するため、Ｐ含有量は０．００５％～０．２００％とする。
Ｐ含有量の下限値は０．００８％が好ましく、０．０１０％がより好ましい。Ｐ含有量の上限値は０．１８０％が好ましく、０．１５０％がより好ましい。
（Ｓ：０．００３０％以下）
Ｓは、必須元素ではなく、例えば鋼中に不純物として含有される。
Ｓは、微細なＭｎＳの析出により、仕上げ焼鈍における再結晶及び結晶粒の成長を阻害する。従って、Ｓ含有量は低ければ低いほどよい。このような再結晶及び結晶粒成長の阻害による鉄損の増加及び磁束密度の低下は、Ｓ含有量が０．００３０％超で顕著である。このため、Ｓ含有量は０．００３０％以下とする。
Ｓ含有量の上限値は０．００２５％が好ましく、０．００２０％がより好ましい。Ｓ含有量の下限値は低ければ低いほど良いため、特に制限はしないが、鋼中からＳを除去するコストがいたずらにかかることから、０．０００５以上が望ましい。
（Ｃｕ：１．０％超３．０％以下）
Ｃｕは高強度の無方向性電磁鋼板を得るために必須の元素である。
Ｃｕ含有量が１．０％以下では、強度が不足してしまう。また、Ｃｕ含有量が３．０％を超えると、靱性が著しく低下し、破断しやすくなる。したがって、Ｃｕ含有量は、１．０％超３．０％以下とする。
Ｃｕ含有量の下限値は１．２％が好ましく、１．５％がより好ましい。Ｃｕ含有量の上限値は２．５％が好ましく、２．０％がより好ましい。
（Ｎｉ：０．１０％～３．０％）
Ｎｉは伸びを向上させるために必要な元素である。
詳細は後述するが、特に｛１００｝結晶方位強度が２．４以上で、Ｃｕを１．０％超３．０％以下含有し、かつＭｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ及びＣｄからなる群から選択された一種以上を０．０００５％超０．０１００％以下含有する場合に、Ｎｉを０．１０％～３．０％の範囲で添加することで、伸びを向上させる効果が発揮される。
Ｎｉが０．１０％未満ではその効果が得られない。一方、Ｎｉ含有量が３．０％を超えると、逆に伸びが低下してしまう。このため、Ｎｉ含有量は０．１０％～３．０％とする。
また、Ｎｉ含有量の下限値は０．１５％が好ましく、０．２０％がより好ましい。Ｎｉ含有量の上限値は２．５％が好ましく、２．２％がより好ましい。
（Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ及びＣｄからなる群から選択された一種以上：総計で０．０００５％超０．０１００％以下）
Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ及びＣｄは、溶鋼の鋳造又は急速凝固時に溶鋼中のＳと反応して硫化物若しくは酸硫化物又はこれらの両方の析出物を生成する。
以下、Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ及びＣｄを総称して「粗大析出物生成元素」ということがある。
粗大析出物生成元素を含む析出物の粒径は１μｍ～２μｍ程度であり、ＭｎＳ、ＴｉＮ、ＡｌＮ等の微細析出物の粒径（１００ｎｍ程度）よりはるかに大きい。このため、粒界に生成したこれら微細析出物は粗大析出物生成元素の析出物に付着し、仕上げ焼鈍における再結晶及び結晶粒の成長を阻害しにくくなる。
粗大析出物生成元素の含有量が総計で０．０００５％以下では、これらの作用効果を十分に得られない。従って、粗大析出物生成元素の含有量は総計で０．０００５％超とする。一方、粗大析出物生成元素の含有量が総計で０．０１００％超では、硫化物若しくは酸硫化物又はこれらの両方の総量が過剰となり、仕上げ焼鈍における再結晶及び結晶粒の成長が阻害される。従って、粗大析出物生成元素の含有量は総計で０．０１００％以下とする。
粗大析出物生成元素の含有量の下限値は０．００１０％が好ましく、０．００２０％がより好ましい。粗大析出物生成元素の含有量の上限値は０．００９０％が好ましく、０．００８０％がより好ましい。
（パラメータＱ：２．００以上）
フェライト－オーステナイト変態（α－γ変態）の発生を抑制するために、パラメータＱの値は２．００以上とする。
式１で表されるパラメータＱが２．００未満では、フェライト－オーステナイト変態（α－γ変態）が生じ得る。そのため、溶鋼の鋳造又は急速凝固に際し、一旦生成した柱状晶がα－γ変態により壊されたり、平均結晶粒径が小さくなったりする。また、仕上げ焼鈍時にα－γ変態が生じることもある。このため、パラメータＱが２．００未満では、所望の磁気特性が得られない。
パラメータＱは、２．００以上であればα－γ変態しないため上限は特に定めないが、本発明のＳｉ、Ａｌ、及びＭｎの規定範囲からおのずと１０以下となる。
パラメータＱの下限値は、好ましくは２．５０である。
Ｓｎ及びＣｒは、必須元素ではなく、無方向性電磁鋼板に所定量を限度に適宜含有されていてもよい任意元素である。
（Ｓｎ：０．００％～０．４０％）
Ｓｎは、磁気特性の向上に好適な結晶を一次再結晶で発達させる。このため、Ｓｎが含まれると、板面内の全方向における磁気特性の均一な向上に好適な｛１００｝結晶が発達した集合組織が一次再結晶で得られやすい。Ｓｎは、仕上げ焼鈍時の鋼板の表面の酸化及び窒化を抑制したり、結晶粒の大きさのばらつきを抑制したりする。従って、Ｓｎが含有されていてもよい。
これらの作用効果を十分に得るために、好ましくは、Ｓｎ：０．０２％以上とする。一方、Ｓｎが０．４０％超では、上記作用効果が飽和して徒にコストが高くなったり、仕上げ焼鈍において結晶粒の成長が抑制されたりする。従って、Ｓｎ含有量は０．４０％以下とする。
Ｓｎ含有量の下限値は０．０５％がより好ましい。Ｓｎ含有量の上限値は０．３０％が好ましく、０．２０％がより好ましい。
（Ｃｒ：０．０％～１０．０％）
Ｃｒは、高周波鉄損を低減する。高周波鉄損の低減は回転機の高速回転化に寄与し、高速回転化は回転機の小型化及び高効率化に寄与する。Ｃｒは、電気抵抗を増大させて、渦電流損を減少させ、高周波鉄損等の鉄損を低減する。Ｃｒは、応力感受性を低下させ、鉄心を形成する際に導入される圧縮応力に伴う磁気特性の低下及び高速回転時に作用する圧縮応力に伴う磁気特性の低下の軽減にも寄与する。従って、Ｃｒが含有されていてもよい。
これらの作用効果を十分に得るために、好ましくは、Ｃｒ：０．２％以上とする。一方、Ｃｒ含有量が１０．０％超では、磁束密度が低下したり、コストが高くなったりする。従って、Ｃｒ含有量は１０．０％以下とする。
Ｃｒ含有量の下限値は０．４％がより好ましい。Ｃｒ含有量の上限値は５．０％が好ましく、３．０％がより好ましい。
残部に含まれる不純物とは、鋼を工業的に製造する際に、原料としての鉱石やスクラップから、または製造環境等から混入するものを指す。これらの不純物は、本実施形態の効果を十分に発揮させるために、制限されることが好ましい。また、不純物の含有量は少ないことが好ましいので、下限値を制限する必要がなく、不純物の下限値が０％でもよい。
上記した鋼成分は、鋼の一般的な分析方法によって測定すればよい。例えば、鋼成分は、ＪＩＳ Ｇ １２１１－１２５８に記載の方法で測定すればよい。
次に、本発明の実施形態に係る無方向性電磁鋼板の集合組織について説明する。
本実施形態に係る無方向性電磁鋼板では、｛１００｝結晶方位強度が２．４以上である。｛１００｝結晶方位強度が２．４未満では、磁束密度の低下及び鉄損の増加が生じたり、板面に平行な方向間での磁気特性のばらつきが生じたりする。
なお、｛１００｝強度は高ければ高いほど良いため、上限は特に定めない。
｛１００｝結晶方位強度は、Ｘ線回折法又は電子線後方散乱回折（ｅｌｅｃｔｒｏｎ ｂａｃｋｓｃａｔｔｅｒ ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ：ＥＢＳＤ）法により測定することができる。Ｘ線及び電子線の試料からの反射角等が結晶方位毎に異なるため、ランダム方位試料を基準にしてこの反射強度等で結晶方位強度を求めることができる。
具体的には、｛１００｝結晶方位強度は、ランダム方位試料の｛１００｝結晶方位の反射強度（Ｉ（１００））に対する対象試料の｛１００｝結晶方位の反射強度（ｉ（１００））、すなわち、ｉ（１００）／Ｉ（１００）として求めることができる。
次に、本発明の実施形態に係る無方向性電磁鋼板のＣｕ単体の粒子について説明する。本実施形態に係る無方向性電磁鋼板では、１００ｎｍ未満の径（粒子径）を有するＣｕ単体の粒子が１０μｍ2あたりに５個以上である。
ここで、Ｃｕ単体の粒子のうち、その粒子径が１００ｎｍ未満の粒子は機械強度を上げることができ、かつ磁気特性を悪化させない作用がある。一方、Ｃｕ単体の粒子のうち、その粒子径が１００ｎｍ以上の粒子は機械強度は上げるが、磁気特性を悪化させる作用がある。
このように作用する１００ｎｍ未満の径を有するＣｕ単体の粒子が１０μｍ2あたりに５個未満であると機械強度の向上が不十分であったり、磁気特性の悪化を招いたりする。したがって、１００ｎｍ未満の径を有するＣｕ単体の粒子は１０μｍ2あたりに５個以上とする。なお、１００ｎｍ未満の径を有するＣｕ単体の粒子は多ければ多いほど鉄損に悪影響を与えず強度の向上できるため、上限は特に規定しない。
１００ｎｍ未満の径を有するＣｕ単体の粒子は１０μｍ2あたりに１００個以上であることがより好ましい。
１００ｎｍ未満の粒子は、例えば透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）で観察することができる。走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）では、機種にはよるが、１００ｎｍ未満の粒子は観察しづらくなる。ＴＥＭ観察時の試料調整は、例えば観察箇所を薄膜化する方法や、析出物を有機膜に転写させるレプリカ法を用いる。Ｃｕ単体の粒子の観測はレプリカ法では観察が難しいため、薄膜化する試料調整法が好ましく用いられる。
本実施形態に係るＣｕ単体の粒子の径は、具体的には、ＴＥＭにより１０μｍ２以上の範囲を観察し、その観察範囲で個数をカウントし、測定した面積で平均化する。ＴＥＭによる観察範囲は、２０μｍ２以上の範囲であることがより好ましく、３０μｍ２以上の範囲であることがさらに好ましい。粒子の成分はＴＥＭの回折パターンで代表的なものを同定する。
次に、本発明の実施形態に係る無方向性電磁鋼板の平均結晶粒径について説明する。
本実施形態に係る無方向性電磁鋼板の平均結晶粒径は７０μｍ～２００μｍである。平均結晶粒径が７０μｍ未満では、鉄損Ｗ１０／４００が高い。ここで、鉄損Ｗ１０／４００とは、１．０Ｔの磁束密度、４００Ｈｚの周波数における鉄損である。一方、平均結晶粒径が２００μｍより大きいと、鉄損Ｗ１０／４００の悪化や、加工時に割れを誘発する。
本実施形態で、結晶粒径とは結晶粒の円相当直径を意味する。
平均結晶粒径は、１個あたりの結晶粒径を意味する。例えばＥＢＳＤの測定を行い、５ｍｍ２の範囲で観察を行い、観察視野の平均結晶粒径をプログラム（例えば、ＯＩＭＡｎａｌｙｓｉｓ）によって求めることができる。
次に、本発明の実施形態に係る無方向性電磁鋼板の厚さについて説明する。
本実施形態に係る無方向性電磁鋼板の厚さは、例えば０．１０ｍｍ以上０．６０ｍｍ以下である。無方向性電磁鋼板の厚さが０．６０ｍｍ超であると、優れた高周波鉄損を得ることができない。従って、無方向性電磁鋼板の厚さは０．６０ｍｍ以下とする。
無方向性電磁鋼板の厚さが０．１０ｍｍ未満であると、安定性が低い無方向性電磁鋼板の表面における磁気特性が、安定性が高い内部における磁気特性よりも支配的になる。また、無方向性電磁鋼板の厚さが０．１０ｍｍ未満であると、仕上げ焼鈍の焼鈍ラインの通板が困難になったり、一定の大きさの鉄心に必要とされる無方向性電磁鋼板の数が増加して、工数の増加に伴う生産性の低下及び製造コストの上昇が引き起こされたりする。従って、無方向性電磁鋼板の厚さは０．１０ｍｍ以上とする。
無方向性電磁鋼板の厚さの下限値は０．２０ｍｍがより好ましい。無方向性電磁鋼板の厚さの上限値は０．５０ｍｍがより好ましい。
次に、本発明の実施形態に係る無方向性電磁鋼板の磁気特性及び機械特性について説明する。本実施形態に係る無方向性電磁鋼板は、例えば、リング磁気測定での磁束密度Ｂ５０：１．６３Ｔ以上、かつ、鉄損Ｗ１０／４００：無方向性電磁鋼板の厚さをｔ（ｍｍ）と表したときに１１×［０．４５＋０．５５×｛０．５×（ｔ／０．２０）＋０．５×（ｔ／０．２０）2｝］Ｗ／ｋｇ以下、で表される磁気特性を呈することができる。
リング磁気測定では、無方向性電磁鋼板から採取したリング状の試料、例えば外径が５インチ（１２．７０ｃｍ）、内径が４インチ（１０．１６ｃｍ）のリング状の試料を励磁し、磁束を試料の全周に流す。リング磁気測定により得られる磁気特性は、板面内の全方向の構造を反映したものとなる。
また、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板は、強度（引張強度ＴＳ）が５９０ＭＰａ以上、かつ全伸び（ＥＬ）が１０％以上の機械特性を得ることができる。
ここで、機械特性はＪＩＳ Ｚ ２２４１に記載の方法で試験を行うことができる。用いる試験片は、鋼板の圧延方向に試験片の平行部を合わせたＪＩＳ Ｚ ２２０１記載のＪＩＳ５号試験片である。以下、引張試験した際の引張強度をＴＳ、全伸びをＥＬと記述することもある。
続いて、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板における化学組成と、磁気特性及び機械特性との関係について説明する。前述したように本実施形態に係る無方向性電磁鋼板は、良好な磁気特性を得るために｛１００｝結晶方位強度が２．４以上とし、さらに強度と伸びとを両立させる必要がある。｛１００｝結晶方位強度は高ければ高いほど望ましいため、特に上限は規定しない。
高強度の無方向性電磁鋼板を得るためには、Ｃｕ含有量を１．０％超とする必要がある。また、鉄損を少なくするためには、結晶粒が成長しやすい条件、すなわち、粗大析出物生成元素を０．０００５％超０．０１００％以下含有する必要がある。
図１に示すように、｛１００｝結晶方位強度が２．９という条件で、上述した粗大析出物生成元素であるＭｇを０．００４％含む場合（図１のグラフの「◆」のデータ）と、Ｍｇを含まない場合（図１のグラフの「◇」のデータ）とを比較すると、Ｎｉ含有量が少ないと、粗大析出物生成元素であるＭｇを含む場合、ＥＬが低下してしまうことがわかった。
一方、図２に示すように、Ｃｕ含有量が少ない場合には、そのような傾向は見られなかった。すなわち、Ｎｉ含有量を変化させた場合でも、粗大析出物生成元素であるＭｇの有無、｛１００｝結晶方位強度がＥＬに影響しない。
以上の結果から、Ｃｕ含有量を１．０％超含む場合には、粗大析出物生成元素を含有させると、Ｃｕ含有量とＮｉ含有量との関係が変化することがわかる。
以上のように、強度と伸びとを両立させ、かつ良好な磁気特性を得るためには、図１からわかるとおり、粗大析出物生成元素を０．０００５％超０．０１００％以下、Ｃｕを１．０％超３．０％以下、Ｎｉを０．１０％～３．０％、かつ｛１００｝結晶方位強度を２．４以上のすべての条件を満たすことが重要である。
上述した実施形態に係る無方向性電磁鋼板の製造方法としては、特に限定されるものではないが、次の（１）高温熱延板焼鈍＋冷延強圧下法、（２）薄スラブ連続鋳造法、（３）潤滑熱延法、及び（４）ストリップキャスティング法等を挙げることができる。
なお、いずれの方法においても、スラブ等の開始材料の化学組成ついては、上記の項目に記載された化学組成である。以下に、上記の無方向性電磁鋼板の製造方法の実施形態を例示する。
（１）高温熱延板焼鈍＋冷延強圧下法
まず、製鋼工程でスラブを製造する。スラブを再加熱炉で加熱した後、熱間圧延工程で連続的に粗圧延及び仕上げ圧延し、熱延コイルを得る。熱延条件は特に制限されない。
一般的な製造方法、すなわち１０００～１２００℃に加熱したスラブを７００～９００℃で仕上げ熱延を完了させ、５００～７００℃で巻き取る製造方法でもよい。
次に、熱延コイルの鋼板に対して、熱延板焼鈍を実施する。熱延板焼鈍により、再結晶させ、結晶粒を結晶粒径３００～５００μｍまで粗大に成長させる。
熱延板焼鈍は、連続焼鈍でも、バッチ焼鈍でもよい。コストの観点から、熱延板焼鈍は連続焼鈍で実施するのが好ましい。連続焼鈍を実施するには、高温短時間で結晶粒成長させる必要があり、Ｓｉ等の含有量を、上述したパラメータＱの値が２．００以上となるように調整することで、高温でフェライト－オーステナイト変態を起こさない成分にすることができる。
次に、鋼板に対して、冷間圧延前の酸洗を実施する。
酸洗は、鋼板表面のスケールを除去するために必要な工程である。スケール除去の状況に応じて、酸洗条件を選択する。なお、酸洗の代わりに、グラインダでスケールを除去してもよい。また、さらに水洗を実施してもよい。
次に、鋼板に対して、冷間圧延を実施する。
ここで、Ｓｉ含有量の高い高級無方向性電磁鋼板では、結晶粒径を粗大にしすぎると鋼板が脆化し、冷間圧延での脆性破断懸念が生じる。そのため、冷間圧延前の鋼板の平均結晶粒径を、通常２００μｍ以下に制限する。一方、本製造方法では、冷間圧延前の平均結晶粒径を３００～５００μｍとし、続く冷間圧延を圧下率９０～９７％で実施する。圧下率（％）は、「圧下率＝（１－（冷延後板厚）／(冷延前板厚)）×１００」として計算できる。
なお、冷間圧延の代わりに、脆性破断回避の観点から、材料の延性／脆性遷移温度以上の温度で、温間圧延を実施しても良い。
その後、仕上焼鈍を実施すると、ＮＤ／／＜１００＞再結晶粒が成長する。それにより、｛１００｝面強度が増加し、｛１００｝方位粒の存在確率が高まる。
次に、鋼板に対して、仕上焼鈍を実施する。
仕上焼鈍は、所望の磁気特性が得られる結晶粒径を得るために条件を決める必要があるが、通常の無方向性電磁鋼板の仕上焼鈍条件の範囲であれば良い。
仕上焼鈍は、連続焼鈍でも、バッチ焼鈍でもよい。コストの観点から、仕上焼鈍は連続焼鈍で実施するのが好ましい。
本製造方法では、仕上げ焼鈍により、一次再結晶及び結晶粒の成長を生じさせ、平均結晶粒径を７０μｍ～２００μｍとすることができる。この仕上げ焼鈍により、板面内の全方向における磁気特性の均一な向上に好適な｛１００｝結晶が発達した集合組織が得られる。仕上げ焼鈍では、例えば、保持温度を９００℃以上１０００℃以下とし、保持時間を１０秒間以上６０秒間以下とすることが好ましい。
本製造方法では、Ｃｕの析出処理として、さらに５００～７００℃の焼鈍を行ってもよい。この焼鈍では、焼鈍温度や、焼鈍時間を変化させることで、析出量や析出物の径を変更することができる。
以上の工程を経て、上述した本発明の実施形態に係る無方向性電磁鋼板が得られる。
（２）薄スラブ連続鋳造法
薄スラブ連続鋳造法では、製鋼工程で３０～６０ｍｍ厚さのスラブを製造し、熱間圧延工程の粗圧延を省略する。薄スラブで十分に柱状晶を発達させ、熱間圧延で柱状晶を加工して得られる｛１００｝＜０１１＞方位を熱延板に残すことが望ましい。
この過程で、｛１００｝面が鋼板面に平行になるように柱状晶が成長する。この目的のためには連続鋳造での電磁撹拌を実施しない方が望ましい。また、凝固核生成を促進させる溶鋼中の微細介在物は極力低減することが望ましい。
そして、薄スラブを再加熱炉で加熱した後、熱間圧延工程で連続的に仕上げ圧延して熱延コイルを得る。
その後、熱延コイルの鋼板に対して、上記「（１）高温熱延板焼鈍＋冷延強圧下法」と同様にして、熱延板焼鈍、酸洗、冷間圧延、仕上焼鈍等を実施する。ただし、冷間圧延に関しては、圧下率は８０～９７％で実施してもよい。
以上の工程を経て、上述した本発明の実施形態に係る無方向性電磁鋼板が得られる。
（３）潤滑熱延法
まず、製鋼工程でスラブを製造する。スラブを再加熱炉で加熱した後、熱間圧延工程で連続的に粗圧延及び仕上げ圧延し、熱延コイルを得る。
通常、熱間圧延は無潤滑で実施するが、本実施形態に係る方法では、適切な潤滑条件で熱間圧延する。適切な潤滑条件で熱間圧延を実施すると、鋼板表層近傍に導入される剪断変形が低減する。それにより、通常鋼板中央で発達するαファイバと呼ばれるＲＤ／／＜０１１＞方位を持つ加工組織を鋼板表層近傍まで発達させることができる。
例えば、特開平１０－０３６９１２号に記載があるように、熱間圧延時に潤滑剤として熱延ロール冷却水に０．５～２０％の油脂を混入し、仕上熱延ロールと鋼板との平均摩擦係数を０．２５以下にすることで、αファイバを発達させることができる。熱間圧延の温度条件は特に指定せずともよく、上記「（１）高温熱延板焼鈍＋冷延強圧下法」と同様の温度でもよい。
その後、熱延コイルの鋼板に対して、上記「（２）薄スラブ連続鋳造法」と同様にして、熱延板焼鈍、酸洗、冷間圧延、仕上焼鈍等を実施する。上述した方法により、熱延コイルの鋼板でαファイバを鋼板表層近傍まで発達させると、その後の熱延板焼鈍で｛ｈ１１｝＜１／ｈ １ ２＞方位粒、特に｛１００｝＜０１２＞～｛４１１｝＜１４８＞方位粒が再結晶する。この鋼板を酸洗後、冷間圧延し、仕上焼鈍を実施すると、｛１００｝＜０１２＞～｛４１１｝＜１４８＞方位粒が再結晶する。それにより、｛１００｝面強度が増加し、｛１００｝方位粒の存在確率が高まる。
以上の工程を経て、上述した本発明の実施形態に係る無方向性電磁鋼板が得られる。
（４）ストリップキャスティング法
まず、製鋼工程で、ストリップキャスティングにより、１～３．５ｍｍ厚さの熱延コイルを製造する。
ストリップキャスティングでは、溶鋼を、水冷した１対のロール間で急速に冷却することで、直接熱延コイル相当厚さの鋼板を得ることができる。その際、水冷ロールに接触している鋼板最表面と溶鋼との温度差を十分に高めることで、表面で凝固した結晶粒が鋼板垂直方向に成長し、柱状晶を形成する。
上記のようなストリップキャスティングにより、上記化学組成を有する溶鋼を、移動更新する冷却体の表面で急速凝固させることができる。これにより、柱状晶の割合が面積分率で８０％以上、かつ、平均結晶粒径が０．１ｍｍ以上の鋼帯を得ることができる。
柱状晶の割合が８０％以上であることで、仕上げ焼鈍によって｛１００｝結晶が発達した集合組織を得ることができる。本製造方法では、柱状晶の割合を８０％以上とするために、例えば、移動更新する冷却体の表面に注入する溶鋼の温度を、凝固温度よりも２５℃以上高める条件を採用してもよい。特に、移動更新する冷却体の表面に注入する溶鋼の温度を凝固温度よりも４０℃以上高めた場合には、柱状晶の割合をほぼ１００％にすることができるため、より好ましい。
このような柱状晶の割合が８０％以上となる条件で溶鋼を凝固させた場合、Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ又はＣｄの硫化物若しくは酸硫化物、又はこれらの両方が容易に生成し、ＭｎＳ等の微細硫化物の生成が抑制されるため、より好ましい。
ＢＣＣ構造を持つ鋼では、柱状晶は｛１００｝面が鋼板面に平行になるように成長する。柱状晶の割合が増加すると、｛１００｝面強度が増加し、｛１００｝方位粒の存在確率が高まる。そして、｛１００｝面強度を増加させるためには、変態、加工又は再結晶で、｛１００｝面からなるべく変化させないことが重要である。具体的には、フェライト促進元素であるＳｉを含有させ、かつオーステナイト促進元素であるＭｎの含有量を制限することで、高温でのオーステナイト相生成を経ずに、凝固直後から室温までをフェライト単相とすることが重要である。
オーステナイト－フェライト変態が生じても一部｛１００｝面は維持されるが、Ｓｉ等の含有量を、パラメータＱの値が２．００以上となるように調整することで、高温でフェライト－オーステナイト変態を起こさない成分にすることができる。
また、鋼帯の平均結晶粒径が小さいほど、結晶粒の数が多く、結晶粒界の面積が広い。仕上げ焼鈍の再結晶では、結晶粒内及び結晶粒界から結晶が成長する。
結晶粒内から成長する結晶は磁気特性に望ましい｛１００｝結晶であるのに対し、結晶粒界から成長する結晶は｛１１１｝＜１１２＞結晶等の磁気特性に望ましくない結晶である。従って、鋼帯の平均結晶粒径が大きいほど、仕上げ焼鈍にて磁気特性に望ましい｛１００｝結晶が発達しやすく、特に鋼帯の平均結晶粒径が０．１ｍｍ以上の場合に、優れた磁気特性が得やすい。従って、鋼帯の平均結晶粒径は０．１ｍｍ以上とすることが好ましい。
次に、ストリップキャスティングにより得られた熱延コイルの鋼板を熱間圧延し、その後、得られた熱延板を焼鈍（熱延板焼鈍）する。なお、熱間圧延は実施せず、そのまま後工程を実施してもよい。また、熱延板焼鈍も実施せずに、そのまま後工程を実施してもよい。
ここで、熱間圧延で鋼板に３０％以上の歪みを導入した場合、５５０℃以上の温度で熱延板焼鈍を実施すると歪み導入部から再結晶が生じ、結晶方位が変化することがある。そのため、熱間圧延で３０％以上の歪みを導入した場合、熱延板焼鈍は、実施しないか、再結晶しない温度で実施する。
次に、鋼板に対して、酸洗後等を実施した後、冷間圧延を実施する。
冷間圧延は、本製造方法において所望の製品厚を得るために必須な工程である。ただし、冷間圧延の圧下率が過大になると、製品において望ましい結晶方位が得られなくなる。そのため、冷間圧延の圧下率は、好ましくは９０％以下とし、より好ましくは８５％以下とし、さらに好ましくは８０％以下とする。冷間圧延の圧下率の下限は、特に設ける必要はないが、冷間圧延前の鋼板の板厚と所望の製品厚とから圧下率の下限を決める。
また、本製造方法において、冷間圧延の圧下率を４０％未満とすると、無方向性電磁鋼板の厚さの精度及び平坦度の確保が困難になることがある。従って、冷間圧延の圧下率は好ましくは４０％以上とする。
また、積層鋼板として求められる表面性状及び平坦度が得られていない場合も、冷間圧延が必要になるため、その目的で最小の圧下率で冷間圧延を行ってもよい。冷間圧延は、リバースミルで実施してもよいし、タンデムミルで実施しても良い。
なお、冷間圧延の代わりに、脆性破断回避の観点から、材料の延性／脆性遷移温度以上の温度で、温間圧延を実施しても良い。
なお、上述したストリップキャスティングの代わりに、溶鋼の鋳造及び熱間圧延を行い、熱延結晶組織の柱状晶の割合が面積分率で８０％以上、かつ、平均結晶粒径が０．１ｍｍ以上の鋼帯を得て、これに上述したストリップキャスティングと同様の冷間圧延、仕上げ焼鈍等を行っても良い。
柱状晶の割合を８０％以上とするためには、例えば、凝固時の鋳片の一方の表面と他方の表面との間の温度差を４０℃以上とすることが好ましい。この温度差は、鋳型の冷却構造、材質、モールドテーパー、モールドフラックス等により制御することができる。
なお、本製造方法では、酸洗、仕上焼鈍等は、上記「（１）高温熱延板焼鈍＋冷延強圧下法」と同様にして実施してよい。
以上の工程を経て、上述した本発明の実施形態に係る無方向性電磁鋼板が得られる。
上述した実施形態に係る無方向性電磁鋼板において、柱状晶は、無方向性電磁鋼板の磁気特性、特に板面内の全方向における磁気特性の均一な向上に望ましい｛１００｝＜０ｖｗ＞集合組織を有する。
｛１００｝＜０ｖｗ＞集合組織とは、板面に平行な面が｛１００｝面で圧延方向が＜０ｖｗ＞方位の結晶が発達した集合組織である（ｖ及びｗは任意の実数である（ｖ及びｗがともに０である場合を除く）。
柱状晶の割合が８０％以上であることで、仕上げ焼鈍によって｛１００｝結晶が発達した集合組織を得ることができるため、好ましい。柱状晶の割合は顕微鏡観察で特定することができる。
このような柱状晶の割合が８０％以上となる条件で溶鋼を鋳造した場合、Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ又はＣｄの硫化物若しくは酸硫化物又はこれらの両方が容易に生成し、ＭｎＳ等の微細硫化物の生成が抑制されるため、より好ましい。
柱状晶率は、例えば、以下の手順で測定可能である。
まず、鋼帯断面を研磨し、ピクリン酸系の腐食液で断面をエッチングして凝固組織を現出させる。ここで、鋼帯断面は、鋼帯長手方向に平行なＬ断面でも、鋼帯長手方向に垂直なＣ断面でも良いが、Ｌ断面とするのが一般的である。
この断面において、板厚方向にデンドライトが発達し、板厚全厚を貫通している場合、柱状晶率が１００％であると判断する。また、この断面において、デンドライト以外に粒状の黒い組織（等軸粒）が見える場合は、鋼板の全厚からこの粒状組織の厚みを引いた値を鋼板の全厚で除した値を、鋼板の柱状晶率とする。
さらに、上述した実施形態に係る無方向性電磁鋼板は、たとえば、スラブを製造する工程と、このスラブを粗圧延する工程と、粗圧延を行った鋼板を仕上圧延して熱延コイルを得る工程と、この熱延コイルに対して熱延板焼鈍を行う工程と、熱延板焼鈍された鋼板に冷間圧延又は温間圧延を行う工程と、冷間圧延又は温間圧延された鋼板に仕上焼鈍を行う工程とを含む、無方向性電磁鋼板の製造方法によって製造されてもよい。
上記熱延コイルを得る工程では、粗圧延を省略してもよく、ストリップキャスティングにより熱延コイルを得てもよい。熱延コイルに上記潤滑剤を用いた潤滑熱延を行ってもよい。また、この製造方法は、熱延焼鈍された鋼板のスケールを除去する工程をさらに含んでもよい。
また、上述した各製造方法において、粗大析出物生成元素は、製鋼工程における鋳造前の最後の鍋の底に投入しておき、当該鍋に粗大析出物生成元素以外の元素を含んだ溶鋼を注入し、溶鋼中に粗大析出物生成元素を溶解させることが好ましい。これにより、粗大析出物生成元素を溶鋼から飛散しにくくすることができ、また、粗大析出物生成元素とＳとの反応を促進することができる。
製鋼工程における鋳造前の最後の鍋は、例えば連続鋳造機のタンディッシュ直上の鍋である。
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、実施例を示しながら具体的に説明する。以下に示す実施例は、本発明の実施形態に係る無方向性電磁鋼板のあくまでも一例にすぎず、本発明に係る無方向性電磁鋼板が下記の例に限定されるものではない。
（第１の試験）
第１の試験では、以下の方法で無方向性電磁鋼板を作製した。
表１に示す化学組成を有する２５０ｍｍ厚のスラブを準備した。次いで、上記スラブに対し、熱間圧延を施して、６．５ｍｍ厚と２．０ｍｍ厚の熱延板をそれぞれ作製した。
スラブ再加熱温度は１２００℃、仕上げ温度は８５０℃、巻き取り温度は６５０℃で行った。
得られた熱延板を１０５０℃で３０分焼鈍後、酸洗で表層スケールを除去した。その後、それぞれ、０．６５ｍｍ及び０．２０ｍｍの厚さとなるように上記の熱延板を冷間圧延した。冷延での圧下率は、いずれの熱延板でも９０％とした。仕上げ焼鈍では、昇温速度２０℃／秒で鋼帯を加熱し、１０００℃に到達後、１５秒均熱後に空冷した。
表１から表２０中の「---」は、当該元素の含有量が検出限界未満であったことを示し、残部はＦｅ及び不純物である。
さらに、Ｃｕの析出処理として、６００℃に鋼板を加熱し、１分均熱後に空冷した。なお、試料Ｎｏ．１２はＣｕの析出処理を省略した。そして、各無方向性電磁鋼板の、１００ｎｍ未満の径を有するＣｕ単体の粒子の１０μｍ2あたりの個数、｛１００｝結晶方位強度Ｉ、及び平均結晶粒径ｒを測定した。この結果を表２に示す。
各試料について、各無方向性電磁鋼板の磁気特性及び機械特性を測定した。この測定には、外径が５インチ、内径が４インチのリング試験片を用いた。つまり、リング磁気測定を行った。この結果を表２に示す。
鉄損Ｗ１０／４００は、式２で表される評価基準Ｗ０（Ｗ／ｋｇ）以下であれば、優れた値であることを示す。つまり、厚さが０．２０ｍｍの場合は１１．０（Ｗ／ｋｇ）以下、厚さが０．６５ｍｍの場合は４６．７（Ｗ／ｋｇ）以下で優れていると評価した。また、磁束密度Ｂ５０は、１．６３Ｔ以上で優れていると評価した。
Ｗ０＝１１×［０．４５＋０．５５×｛０．５×（ｔ／０．２０）＋０．５×（ｔ／０．２０）2｝］ （式２）
機械特性に関しては、ＨＥＶ用モータに使われる無方向性電磁鋼板は、１万ｒｐｍ近くの超高速回転に耐えられる必要があるため、ＴＳ≧５９０ＭＰａ、ＥＬ≧１０％を良好である基準とした。
Figure 0007028313000001
Figure 0007028313000002
表１および表２に示すように、試料Ｎｏ．１～Ｎｏ．１０、Ｎｏ．１４～Ｎｏ．１６、Ｎｏ．１９及びＮｏ．３２～Ｎｏ．４４では、化学組成が本発明の範囲内にあり、かつその他の条件が本発明の範囲内にあるため、磁気特性及び機械特性において良好な結果が得られた。
試料Ｎｏ．１１では、粗大析出物生成元素をほとんど含有していなかったため、鉄損Ｗ１０／４００が高かった。
試料Ｎｏ．１２では、Ｃｕ含有量が少なすぎたため、引張強度（ＴＳ）が不足した。
試料Ｎｏ．１３では、Ｃｕ含有量が多すぎたため、試験中に破断が生じてしまった。
試料Ｎｏ．１７では、板厚が厚すぎたため、鉄損Ｗ１０／４００が高かった。
試料Ｎｏ．１８では、規定量のＡｌを含まず、パラメータＱが２．００未満であるため、引張強度（ＴＳ）が低く、鉄損Ｗ１０／４００が高かった。
試料Ｎｏ．２０では、Ｓｉ含有量が少ないため、鉄損Ｗ１０／４００が高かった。
試料Ｎｏ．２１では、Ｓｉ含有量が多いため、試験中に破断が生じてしまった。
試料Ｎｏ．２２では、Ｍｎ含有量が少ないため、鉄損Ｗ１０／４００が高かった。
試料Ｎｏ．２３では、Ｍｎ含有量が多いため、鉄損Ｗ１０／４００が高く、磁束密度Ｂ５０が劣る結果となった。
試料Ｎｏ．２４では、Ａｌ含有量が多いため、試験中に破断が生じてしまった。
試料Ｎｏ．２５では、Ｐ含有量が少ないため、引張強度（ＴＳ）が低く、磁束密度Ｂ５０が劣る結果となった。
試料Ｎｏ．２６では、Ｐ含有量が多いため、試験中に破断が生じてしまった。
試料Ｎｏ．２７では、Ｓ含有量が多いため、鉄損Ｗ１０／４００が高かった。
試料Ｎｏ．２８では、Ｍｇ含有量が多いため、鉄損Ｗ１０／４００が高かった。
試料Ｎｏ．２９では、Ｓｎ含有量が多すぎたため、試験中に破断が生じてしまった。
試料Ｎｏ．３０では、Ｃｒ含有量が多すぎたため、全伸びＥＬが低く、鉄損Ｗ１０／４００が高く、磁束密度Ｂ５０が劣る結果となった。
試料Ｎｏ．３１では、平均結晶粒径が大きいため、引張強度（ＴＳ）及び全伸びＥＬが低く、鉄損Ｗ１０／４００が高かった。
（第２の試験）
第２の試験では、表３に示す化学組成を有する溶鋼を鋳造してスラブを作製し、これ以降の工程では、第１の試験と同様の方法で無方向性電磁鋼板を作製した。ただし、熱延板厚は２．０ｍｍ、冷延板厚は０．２０ｍｍに限定した。製造条件を様々に変更し、｛１００｝結晶方位強度Ｉが異なる無方向性電磁鋼板を作製した。そして、各無方向性電磁鋼板の、１００ｎｍ未満の径を有するＣｕ単体の粒子の１０μｍ2あたりの個数、｛１００｝結晶方位強度Ｉ、及び平均結晶粒径ｒを測定した。この結果を表４に示す。
また、第１の試験と同様の手順により、鉄損Ｗ１０／４００、磁束密度Ｂ５０、引張強度（ＴＳ）及び全伸び（ＥＬ）も測定した。この結果を表４に示す。
Figure 0007028313000003
Figure 0007028313000004
表３および表４に示すように、試料Ｎｏ．２０３～Ｎｏ．２０８及びＮｏ．２６５～Ｎｏ．２７０では、化学組成が本発明の範囲内にあり、かつその他の条件が本発明の範囲内にあるため、磁気特性及び機械特性において良好な結果が得られた。
試料Ｎｏ．２０１及びＮｏ．２０２では、Ｎｉ含有量が少なすぎたため、全伸び（ＥＬ）が不足した。
試料Ｎｏ．２０９では、Ｎｉ含有量が多すぎたため、全伸び（ＥＬ）が不足した。
試料Ｎｏ．２１０～Ｎｏ．２１８では、｛１００｝結晶方位強度Ｉが低すぎたため、磁束密度Ｂ５０が不足した。
試料Ｎｏ．２１９～Ｎｏ．２２７では、粗大析出物生成元素をほとんど含有していなかったため、鉄損Ｗ１０／４００が劣化した。
試料Ｎｏ２２８～Ｎｏ．２３６では、Ｃｕ含有量が少なすぎたため、引張強度（ＴＳ）が不足した。
試料Ｎｏ．２３７～Ｎｏ．２４５では、Ｃｕ含有量が少なすぎ、さらに｛１００｝結晶方位強度Ｉが低すぎたため、引張強度（ＴＳ）と磁束密度Ｂ５０が不足した。
試料Ｎｏ．２４６～Ｎｏ．２５４では、粗大析出物生成元素をほとんど含有しておらず、さらにＣｕ含有量が少なすぎたため、鉄損Ｗ１０／４００が劣化し、引張強度（ＴＳ）が不足した。
試料Ｎｏ．２５５では、Ｓｉ含有量が少ないため、鉄損Ｗ１０／４００が高かった。
試料Ｎｏ．２５６では、Ｓｉ含有量が多いため、試験中に破断が生じてしまった。
試料Ｎｏ．２５７では、Ｍｎ含有量が少ないため、鉄損Ｗ１０／４００が高かった。
試料Ｎｏ．２５８では、Ｍｎ含有量が多いため、鉄損Ｗ１０／４００が高く、磁束密度Ｂ５０が劣る結果となった。
試料Ｎｏ．２５９では、Ａｌ含有量が多いため、試験中に破断が生じてしまった。
試料Ｎｏ．２６０では、Ｐ含有量が少ないため、引張強度（ＴＳ）が低く、磁束密度Ｂ５０が劣る結果となった。
試料Ｎｏ．２６１では、Ｐ含有量が多いため、試験中に破断が生じてしまった。
試料Ｎｏ．２６２では、Ｓ含有量が多いため、鉄損Ｗ１０／４００が高かった。
試料Ｎｏ．２６３では、Ｍｇ含有量が多いため、鉄損Ｗ１０／４００が高かった。
試料Ｎｏ．２６４では、平均結晶粒径が大きいため、引張強度（ＴＳ）及び全伸びＥＬが低く、鉄損Ｗ１０／４００が高かった。
（第３の試験）
表５に示す化学組成を有する３０ｍｍ厚のスラブを準備した。
次いで、上記スラブに対し、熱間圧延を施し、６．５ｍｍ厚と２．０ｍｍ厚の熱延板を作製した。スラブ再加熱温度は１２００℃、仕上げ温度は８５０℃、巻き取り温度は６５０℃で行った。その後、酸洗で表層スケールを除去した。その後、０．２０ｍｍ、又は０．６５ｍｍの厚さとなるように冷間圧延した。仕上げ焼鈍は、昇温速度２０℃／秒で鋼帯を加熱し、１０００℃に到達後、１５秒均熱後に空冷した。さらに、Ｃｕの析出処理として、６００℃に鋼板を加熱し、１分均熱後に空冷した。
なお、試料Ｎｏ．３１２はＣｕの析出処理を省略した。そして、各無方向性電磁鋼板の、１００ｎｍ未満の径を有するＣｕ単体の粒子の１０μｍ2あたりの個数、｛１００｝結晶方位強度Ｉ、及び平均結晶粒径ｒを測定した。この結果を表６に示す。また、第１の試験と同様の手順により、鉄損Ｗ１０／４００、磁束密度、引張強度（ＴＳ）及び全伸び（ＥＬ）も測定した。この結果を表６に示す。
Figure 0007028313000005
Figure 0007028313000006
表５および表６に示すように、試料Ｎｏ．３０１～Ｎｏ．３１０、Ｎｏ．３１４～Ｎｏ．３１６、Ｎｏ．３１９及びＮｏ．３３２～Ｎｏ．３４４では、化学組成が本発明の範囲内にあり、かつその他の条件が本発明の範囲内にあるため、磁気特性及び機械特性において良好な結果が得られた。
試料Ｎｏ．３１１では、粗大析出物生成元素をほとんど含有していなかったため、鉄損Ｗ１０／４００が高かった。
試料Ｎｏ．３１２では、Ｃｕ含有量が少なすぎたため、引張強度（ＴＳ）が不足した。
試料Ｎｏ．３１３では、Ｃｕ含有量が多すぎたため、試験中に破断が生じてしまった。
試料Ｎｏ．３１７では、板厚が厚すぎたため、鉄損Ｗ１０／４００が高かった。
試料Ｎｏ．３１８では、規定量のＡｌを含まず、パラメータＱが２．００未満であるため、引張強度（ＴＳ）が低く、鉄損Ｗ１０／４００が高かった。
試料Ｎｏ．３２０では、Ｓｉ含有量が少ないため、鉄損Ｗ１０／４００が高かった。
試料Ｎｏ．３２１では、Ｓｉ含有量が多いため、試験中に破断が生じてしまった。
試料Ｎｏ．３２２では、Ｍｎ含有量が少ないため、鉄損Ｗ１０／４００が高かった。
試料Ｎｏ．３２３では、Ｍｎ含有量が多いため、鉄損Ｗ１０／４００が高く、磁束密度Ｂ５０が劣る結果となった。
試料Ｎｏ．３２４では、Ａｌ含有量が多いため、試験中に破断が生じてしまった。
試料Ｎｏ．３２５では、Ｐ含有量が少ないため、引張強度（ＴＳ）が低く、磁束密度Ｂ５０が劣る結果となった。
試料Ｎｏ．３２６では、Ｐ含有量が多いため、試験中に破断が生じてしまった。
試料Ｎｏ．３２７では、Ｓ含有量が多いため、鉄損Ｗ１０／４００が高かった。
試料Ｎｏ．３２８では、Ｍｇ含有量が多いため、鉄損Ｗ１０／４００が高かった。
試料Ｎｏ．３２９では、Ｓｎ含有量が多すぎたため、試験中に破断が生じてしまった。
試料Ｎｏ．３３０では、Ｃｒ含有量が多すぎたため、全伸びＥＬが低く、鉄損Ｗ１０／４００が高く、磁束密度Ｂ５０が劣る結果となった。
試料Ｎｏ．３３１では、平均結晶粒径が大きいため、引張強度（ＴＳ）及び全伸びＥＬが低く、鉄損Ｗ１０／４００が高かった。
（第４の試験）
第４の試験では、表７に示す化学組成を有する３０ｍｍ厚のスラブを準備した。
次いで、上記スラブに対し、熱間圧延を施し２．０ｍｍ厚の熱延板を作製した。その時のスラブ再加熱温度は１２００℃、仕上げ温度は８５０℃、巻き取り温度は６５０℃で行った。その後、酸洗で表層スケールを除去した。その後、０．２０ｍｍに冷間圧延した。
製造条件を様々に変更し、｛１００｝結晶方位強度Ｉが異なる無方向性電磁鋼板を作製した。そして、各無方向性電磁鋼板の、１００ｎｍ未満の径を有するＣｕ単体の粒子の１０μｍ2あたりの個数、｛１００｝結晶方位強度Ｉ、及び平均結晶粒径ｒを測定した。この結果を表８に示す。
また、第１の試験と同様の手順により、鉄損Ｗ１０／４００、磁束密度、引張強度（ＴＳ）及び全伸び（ＥＬ）も測定した。この結果を表８に示す。
Figure 0007028313000007
Figure 0007028313000008
表７および表８に示すように、試料Ｎｏ．４０３～Ｎｏ．４０８及びＮｏ．４６５～Ｎｏ．４７０では、化学組成が本発明の範囲内にあり、かつその他の条件が本発明の範囲内にあるため、磁気特性及び機械特性において良好な結果が得られた。
試料Ｎｏ．４０１及びＮｏ．４０２では、Ｎｉ含有量が少なすぎたため、全伸び（ＥＬ）が不足した。
試料Ｎｏ．４０９では、Ｎｉ含有量が多すぎたため、全伸び（ＥＬ）が不足した。
試料Ｎｏ．４１０～Ｎｏ．４１８では、｛１００｝結晶方位強度Ｉが低すぎたため、磁束密度Ｂ５０が不足した。
試料Ｎｏ．４１９～Ｎｏ．４２７では、粗大析出物生成元素をほとんど含有していなかったため、鉄損Ｗ１０／４００が劣化した。
試料Ｎｏ．４２８～Ｎｏ．４３６では、Ｃｕ含有量が少なすぎ、さらに｛１００｝結晶方位強度Ｉが低すぎたため、引張強度（ＴＳ）と磁束密度Ｂ５０が不足した。
試料Ｎｏ．４３７～Ｎｏ．４４５では、Ｃｕ含有量が少なすぎたため、引張強度（ＴＳ）が不足した。
試料Ｎｏ．４４６～Ｎｏ．４５４では、粗大析出物生成元素をほとんど含有しておらず、さらにＣｕ含有量が少なすぎたため、鉄損Ｗ１０／４００が劣化し、引張強度（ＴＳ）と磁束密度Ｂ５０が不足した。
試料Ｎｏ．４５５では、Ｓｉ含有量が少ないため、鉄損Ｗ１０／４００が高かった。
試料Ｎｏ．４５６では、Ｓｉ含有量が多いため、試験中に破断が生じてしまった。
試料Ｎｏ．４５７では、Ｍｎ含有量が少ないため、鉄損Ｗ１０／４００が高かった。
試料Ｎｏ．４５８では、Ｍｎ含有量が多いため、鉄損Ｗ１０／４００が高く、磁束密度Ｂ５０が劣る結果となった。
試料Ｎｏ．４５９では、Ａｌ含有量が多いため、試験中に破断が生じてしまった。
試料Ｎｏ．４６０では、Ｐ含有量が少ないため、引張強度（ＴＳ）が低く、磁束密度Ｂ５０が劣る結果となった。
試料Ｎｏ．４６１では、Ｐ含有量が多いため、試験中に破断が生じてしまった。
試料Ｎｏ．４６２では、Ｓ含有量が多いため、鉄損Ｗ１０／４００が高かった。
試料Ｎｏ．４６３では、Ｍｇ含有量が多いため、鉄損Ｗ１０／４００が高かった。
試料Ｎｏ．４６４では、平均結晶粒径が大きいため、引張強度（ＴＳ）及び全伸びＥＬが低く、鉄損Ｗ１０／４００が高かった。
（第５の試験）
表９に示す化学組成を有する２５０ｍｍ厚のスラブを準備した。次いで、上記スラブに対し、熱間圧延を施し６．５ｍｍ厚と２．０ｍｍ厚の熱延板をそれぞれ作製した。
スラブ再加熱温度は１２００℃、仕上げ温度は８５０℃、巻き取り温度は６５０℃で行った。そして、熱延時にはその冷却水に１０％の油脂を添加し、潤滑圧延を実施した。その熱延板を９５０℃で１分焼鈍後、酸洗で表層スケールを除去した。
その後、０．６５ｍｍ及び０．２０ｍｍにそれぞれ冷間圧延した。冷延圧下率はいずれの熱延板でも９０％とした。仕上げ焼鈍は、昇温速度２０℃／秒で鋼帯を加熱し、１０００℃に到達後、１５秒均熱後に空冷した。さらに、Ｃｕの析出処理として、６００℃に鋼板を加熱し、１分均熱後に空冷した。
なお、試料Ｎｏ．５１２はＣｕの析出処理を省略した。
そして、各無方向性電磁鋼板の、１００ｎｍ未満の径を有するＣｕ単体の粒子の１０μｍ2あたりの個数、｛１００｝結晶方位強度Ｉ、及び平均結晶粒径ｒを測定した。この結果を表１０に示す。また、第１の試験と同様の手順により、鉄損Ｗ１０／４００、磁束密度、引張強度（ＴＳ）及び全伸び（ＥＬ）も測定した。この結果を表１０に示す。
Figure 0007028313000009
Figure 0007028313000010
表９および表１０に示すように、試料Ｎｏ．５０１～Ｎｏ．５１０、Ｎｏ．５１４～Ｎｏ．５１６、Ｎｏ．５１９及びＮｏ．５３２～Ｎｏ．５４４では、化学組成が本発明の範囲内にあり、かつその他の条件が本発明の範囲内にあるため、磁気特性及び機械特性において良好な結果が得られた。
試料Ｎｏ．５１１では、粗大析出物生成元素をほとんど含有していなかったため、鉄損Ｗ１０／４００が高かった。
試料Ｎｏ．５１２では、Ｃｕ含有量が少なすぎたため、引張強度（ＴＳ）が不足した。
試料Ｎｏ．５１３では、Ｃｕ含有量が多すぎたため、試験中に破断が生じてしまった。
試料Ｎｏ．５１７では、板厚が厚すぎたため、鉄損Ｗ１０／４００が高かった。
試料Ｎｏ．５１８では、規定量のＡｌを含まず、パラメータＱが２．００未満であるため、引張強度（ＴＳ）が低く、鉄損Ｗ１０／４００が高かった。
試料Ｎｏ．５２０では、Ｓｉ含有量が少ないため、鉄損Ｗ１０／４００が高かった。
試料Ｎｏ．５２１では、Ｓｉ含有量が多いため、試験中に破断が生じてしまった。
試料Ｎｏ．５２２では、Ｍｎ含有量が少ないため、鉄損Ｗ１０／４００が高かった。
試料Ｎｏ．５２３では、Ｍｎ含有量が多いため、鉄損Ｗ１０／４００が高く、磁束密度Ｂ５０が劣る結果となった。
試料Ｎｏ．５２４では、Ａｌ含有量が多いため、試験中に破断が生じてしまった。
試料Ｎｏ．５２５では、Ｐ含有量が少ないため、引張強度（ＴＳ）が低く、磁束密度Ｂ５０が劣る結果となった。
試料Ｎｏ．５２６では、Ｐ含有量が多いため、試験中に破断が生じてしまった。
試料Ｎｏ．５２７では、Ｓ含有量が多いため、鉄損Ｗ１０／４００が高かった。
試料Ｎｏ．５２８では、Ｍｇ含有量が多いため、鉄損Ｗ１０／４００が高かった。
試料Ｎｏ．５２９では、Ｓｎ含有量が多すぎたため、試験中に破断が生じてしまった。
試料Ｎｏ．５３０では、Ｃｒ含有量が多すぎたため、全伸びＥＬが低く、鉄損Ｗ１０／４００が高く、磁束密度Ｂ５０が劣る結果となった。
試料Ｎｏ．５３１では、平均結晶粒径が大きいため、引張強度（ＴＳ）及び全伸びＥＬが低く、鉄損Ｗ１０／４００が高かった。
（第６の試験）
第６の試験では、表１１に示す化学組成を有する２５０ｍｍ厚のスラブを準備した。次いで、上記スラブに対し、熱間圧延を施し２．０ｍｍ厚の熱延板を作製した。その時のスラブ再加熱温度は１２００℃、仕上げ温度は８５０℃、巻き取り温度は６５０℃で行った。
そして、熱延時にはその冷却水に１０％の油脂を添加し、潤滑圧延を実施した。その熱延板を９５０℃で１分焼鈍後、酸洗で表層スケールを除去した。
その後、０．２０ｍｍに冷間圧延した。この時の冷延圧下率はいずれの熱延板でも９０％とした。仕上げ焼鈍は、昇温速度２０℃／秒で鋼帯を加熱し、１０００℃に到達後、１５秒均熱後に空冷した。さらに、Ｃｕの析出処理として、６００℃に鋼板を加熱し、１分均熱後に空冷した。
この時、製造条件を様々に変更し、｛１００｝結晶方位強度Ｉが異なる無方向性電磁鋼板を作製した。そして、各無方向性電磁鋼板の、１００ｎｍ未満の径を有するＣｕ単体の粒子の１０μｍ2あたりの個数、｛１００｝結晶方位強度Ｉ、及び平均結晶粒径ｒを測定した。この結果を表１２に示す。
また、第１の試験と同様の手順により、鉄損Ｗ１０／４００、磁束密度、引張強度（ＴＳ）及び全伸び（ＥＬ）も測定した。この結果を表１２に示す。
Figure 0007028313000011
Figure 0007028313000012
表１１および表１２に示すように、試料Ｎｏ．６０３～Ｎｏ．６０８及びＮｏ．６６５～Ｎｏ．６７０では、化学組成が本発明の範囲内にあり、かつその他の条件が本発明の範囲内にあるため、磁気特性及び機械特性において良好な結果が得られた。
試料Ｎｏ．６０１及びＮｏ．６０２では、Ｎｉ含有量が少なすぎたため、全伸び（ＥＬ）が不足した。
試料Ｎｏ．６０９では、Ｎｉ含有量が多すぎたため、全伸び（ＥＬ）が不足した。
試料Ｎｏ．６１０～Ｎｏ．６１８では、｛１００｝結晶方位強度Ｉが低すぎたため、磁束密度Ｂ５０が不足した。
試料Ｎｏ．６１９～Ｎｏ．６２７では、粗大析出物生成元素をほとんど含有していなかったため、鉄損Ｗ１０／４００が劣化した。
試料Ｎｏ．６２８～Ｎｏ．６３６では、Ｃｕ含有量が少なすぎ、さらに｛１００｝結晶方位強度Ｉが低すぎたため、引張強度（ＴＳ）と磁束密度Ｂ５０が不足した。
試料Ｎｏ．６３７～Ｎｏ．６４５では、Ｃｕ含有量が少なすぎたため、引張強度（ＴＳ）が不足した。
試料Ｎｏ．６４６～Ｎｏ．６５４では、粗大析出物生成元素をほとんど含有しておらず、Ｃｕ含有量が少なすぎ、さらに｛１００｝結晶方位強度Ｉが低すぎたため、鉄損Ｗ１０／４００が劣化し、引張強度ＴＳ及び磁束密度Ｂ５０が不足した。
試料Ｎｏ．６５５では、Ｓｉ含有量が少ないため、鉄損Ｗ１０／４００が高かった。
試料Ｎｏ．６５６では、Ｓｉ含有量が多いため、試験中に破断が生じてしまった。
試料Ｎｏ．６５７では、Ｍｎ含有量が少ないため、鉄損Ｗ１０／４００が高かった。
試料Ｎｏ．６５８では、Ｍｎ含有量が多いため、鉄損Ｗ１０／４００が高く、磁束密度Ｂ５０が劣る結果となった。
試料Ｎｏ．６５９では、Ａｌ含有量が多いため、試験中に破断が生じてしまった。
試料Ｎｏ．６６０では、Ｐ含有量が少ないため、引張強度（ＴＳ）が低く、磁束密度Ｂ５０が劣る結果となった。
試料Ｎｏ．６６１では、Ｐ含有量が多いため、試験中に破断が生じてしまった。
試料Ｎｏ．６６２では、Ｓ含有量が多いため、鉄損Ｗ１０／４００が高かった。
試料Ｎｏ．６６３では、Ｍｇ含有量が多いため、鉄損Ｗ１０／４００が高かった。
試料Ｎｏ．６６４では、平均結晶粒径が大きいため、引張強度（ＴＳ）及び全伸びＥＬが低く、鉄損Ｗ１０／４００が高かった。
（第７の試験）
下記表１３に示す化学組成を有する１．０ｍｍ厚と３．２５ｍｍ厚の熱延コイルをそれぞれ準備した。この熱延コイルは1対のロールの間に溶鋼を流して、凝固させて作製し、柱状晶の割合が面積分率で８０％以上、かつ、平均結晶粒径が０．１ｍｍ以上の鋼帯を得た。次いで、上記熱延コイルに対し、酸洗で表層スケールを除去した。
その後、０．２０ｍｍと０．６５ｍｍに冷間圧延した。仕上げ焼鈍は、昇温速度２０℃／秒で鋼帯を加熱し、１０００℃に到達後、１５秒均熱後に空冷した。さらに、Ｃｕの析出処理として、６００℃に鋼板を加熱し、１分均熱後に空冷した。なお、試料Ｎｏ．７１２はＣｕの析出処理を省略した。
そして、各無方向性電磁鋼板の、１００ｎｍ未満の径を有するＣｕ単体の粒子の１０μｍ2あたりの個数、｛１００｝結晶方位強度Ｉ、及び平均結晶粒径ｒを測定した。この結果を表１４に示す。また、第１の試験と同様の手順により、鉄損Ｗ１０／４００、磁束密度、引張強度（ＴＳ）及び全伸び（ＥＬ）も測定した。この結果を表１４に示す。
Figure 0007028313000013
Figure 0007028313000014
表１３および表１４に示すように、試料Ｎｏ．７０１～Ｎｏ．７１０、Ｎｏ．７１４～Ｎｏ．７１６、Ｎｏ．７１９及びＮｏ．７３２～Ｎｏ．７４４では、化学組成が本発明の範囲内にあり、かつその他の条件が本発明の範囲内にあるため、磁気特性及び機械特性において良好な結果が得られた。
試料Ｎｏ．７１１では、粗大析出物生成元素をほとんど含有していなかったため、鉄損Ｗ１０／４００が高かった。
試料Ｎｏ．７１２では、Ｃｕ含有量が少なすぎたため、引張強度（ＴＳ）が不足した。
試料Ｎｏ．７１３では、Ｃｕ含有量が多すぎたため、試験中に破断が生じてしまった。
試料Ｎｏ．７１７では、板厚が厚すぎたため、鉄損Ｗ１０／４００が高かった。
試料Ｎｏ．７１８では、規定量のＡｌを含まず、パラメータＱが２．００未満であるため、引張強度（ＴＳ）が低く、鉄損Ｗ１０／４００が高かった。
試料Ｎｏ．７２０では、Ｓｉ含有量が少ないため、鉄損Ｗ１０／４００が高かった。
試料Ｎｏ．７２１では、Ｓｉ含有量が多いため、試験中に破断が生じてしまった。
試料Ｎｏ．７２２では、Ｍｎ含有量が少ないため、鉄損Ｗ１０／４００が高かった。
試料Ｎｏ．７２３では、Ｍｎ含有量が多いため、鉄損Ｗ１０／４００が高く、磁束密度Ｂ５０が劣る結果となった。
試料Ｎｏ．７２４では、Ａｌ含有量が多いため、試験中に破断が生じてしまった。
試料Ｎｏ．７２５では、Ｐ含有量が少ないため、引張強度（ＴＳ）が低く、磁束密度Ｂ５０が劣る結果となった。
試料Ｎｏ．７２６では、Ｐ含有量が多いため、試験中に破断が生じてしまった。
試料Ｎｏ．７２７では、Ｓ含有量が多いため、鉄損Ｗ１０／４００が高かった。
試料Ｎｏ．７２８では、Ｍｇ含有量が多いため、鉄損Ｗ１０／４００が高かった。
試料Ｎｏ．７２９では、Ｓｎ含有量が多すぎたため、試験中に破断が生じてしまった。
試料Ｎｏ．７３０では、Ｃｒ含有量が多すぎたため、全伸びＥＬが低く、鉄損Ｗ１０／４００が高く、磁束密度Ｂ５０が劣る結果となった。
試料Ｎｏ．７３１では、平均結晶粒径が大きいため、引張強度（ＴＳ）及び全伸びＥＬが低く、鉄損Ｗ１０／４００が高かった。
（第８の試験）
第８の試験では、表１５に示す化学組成を有する１．０ｍｍ厚の熱延コイルを準備した。この熱延コイルは1対のロールの間に溶鋼を流して、凝固させ、柱状晶の割合が面積分率で８０％以上、かつ、平均結晶粒径が０．１ｍｍ以上の鋼帯を得た。次いで、上記熱延コイルに対し、酸洗で表層スケールを除去した。
その後、０．２０ｍｍに冷間圧延した。仕上げ焼鈍は、昇温速度２０℃／秒で鋼帯を加熱し、１０００℃に到達後、１５秒均熱後に空冷した。さらに、Ｃｕの析出処理として、６００℃に鋼板を加熱し、１分均熱後に空冷した。
この時、製造条件を様々に変更し、｛１００｝結晶方位強度Ｉが異なる無方向性電磁鋼板を作製した。そして、各無方向性電磁鋼板の、１００ｎｍ未満の径を有するＣｕ単体の粒子の１０μｍ2あたりの個数、｛１００｝結晶方位強度Ｉ、及び平均結晶粒径ｒを測定した。この結果を表１６に示す。
また、第１の試験と同様の手順により、鉄損Ｗ１０／４００、磁束密度、引張強度（ＴＳ）及び全伸び（ＥＬ）も測定した。この結果を表１６に示す。
Figure 0007028313000015
Figure 0007028313000016
表１５および表１６に示すように、試料Ｎｏ．８０３～Ｎｏ．８０８及びＮｏ．８６５～Ｎｏ．８７０では、化学組成が本発明の範囲内にあり、かつその他の条件が本発明の範囲内にあるため、磁気特性及び機械特性において良好な結果が得られた。
試料Ｎｏ．８０１及びＮｏ．８０２では、Ｎｉ含有量が少なすぎたため、全伸び（ＥＬ）が不足した。
試料Ｎｏ．８０９では、Ｎｉ含有量が多すぎたため、全伸び（ＥＬ）が不足した。
試料Ｎｏ．８１０～Ｎｏ．８１８では、｛１００｝結晶方位強度Ｉが低すぎたため、磁束密度Ｂ５０が不足した。
試料Ｎｏ．８１９～Ｎｏ．８２７では、粗大析出物生成元素をほとんど含有していなかったため、鉄損Ｗ１０／４００が劣化した。
試料Ｎｏ．８２８～Ｎｏ．８３６では、Ｃｕ含有量が少なすぎたため、引張強度（ＴＳ）が不足した。
試料Ｎｏ．８３７～Ｎｏ．８４５では、Ｃｕ含有量が少なすぎ、さらに｛１００｝結晶方位強度Ｉが低すぎたため、引張強度（ＴＳ）と磁束密度Ｂ５０が不足した。
試料Ｎｏ．８４６～Ｎｏ．８５４では、粗大析出物生成元素をほとんど含有しておらず、Ｃｕ含有量が少なすぎ、鉄損Ｗ１０／４００が劣化し、引張強度ＴＳが不足した。
試料Ｎｏ．８５５では、Ｓｉ含有量が少ないため、鉄損Ｗ１０／４００が高かった。
試料Ｎｏ．８５６では、Ｓｉ含有量が多いため、試験中に破断が生じてしまった。
試料Ｎｏ．８５７では、Ｍｎ含有量が少ないため、鉄損Ｗ１０／４００が高かった。
試料Ｎｏ．８５８では、Ｍｎ含有量が多いため、鉄損Ｗ１０／４００が高く、磁束密度Ｂ５０が劣る結果となった。
試料Ｎｏ．８５９では、Ａｌ含有量が多いため、試験中に破断が生じてしまった。
試料Ｎｏ．８６０では、Ｐ含有量が少ないため、引張強度（ＴＳ）が低く、磁束密度Ｂ５０が劣る結果となった。
試料Ｎｏ．８６１では、Ｐ含有量が多いため、試験中に破断が生じてしまった。
試料Ｎｏ．８６２では、Ｓ含有量が多いため、鉄損Ｗ１０／４００が高かった。
試料Ｎｏ．８６３では、Ｍｇ含有量が多いため、鉄損Ｗ１０／４００が高かった。
試料Ｎｏ．８６４では、平均結晶粒径が大きいため、引張強度（ＴＳ）及び全伸びＥＬが低く、鉄損Ｗ１０／４００が高かった。
（第９の試験）
第９の試験では、表１７に示す化学組成を有する溶鋼を鋳造してスラブを作製し、このスラブの熱間圧延を行って柱状晶の割合が面積分率で８０％以上、かつ、平均結晶粒径が０．１ｍｍ以上の鋼帯を得た。
次いで、鋼帯の冷間圧延、仕上げ焼鈍及びＣｕの析出処理を行って厚さ０．２０ｍｍと０．６５ｍｍの種々の無方向性電磁鋼板を作製した。なお、冷間圧延は冷延温度５０℃、冷延圧下率８０％で行い、仕上げ焼鈍は、昇温速度２０℃／秒で鋼帯を加熱し、１０００℃に到達後、１５秒均熱後に空冷した。さらに、Ｃｕの析出処理として、６００℃に鋼板を加熱し、１分均熱後に空冷した。なお、試料Ｎｏ．９１２はＣｕの析出処理を省略した。そして、各無方向性電磁鋼板の、Ｃｕ単体の１００ｎｍ未満の粒子の１０μｍ2あたりの個数、｛１００｝結晶方位強度Ｉ、及び平均結晶粒径ｒを測定した。この結果を表１８に示す。
そして、各無方向性電磁鋼板の磁気特性及び機械特性を測定した。この測定には、外径が５インチ、内径が４インチのリング試験片を用いた。つまり、リング磁気測定を行った。この結果を表１８に示す。鉄損Ｗ１０／４００は、式２で表される評価基準Ｗ０（Ｗ／ｋｇ）以下であれば、優れた値であることを示す。つまり、厚さが０．２０ｍｍの場合は１１．０（Ｗ／ｋｇ）以下、厚さが０．６５ｍｍの場合は４６．７（Ｗ／ｋｇ）以下で優れていると評価した。また、磁束密度Ｂ５０は、１．６３Ｔ以上で優れていると評価した。
Ｗ０＝１１×［０．４５＋０．５５×｛０．５×（ｔ／０．２０）＋０．５×（ｔ／０．２０）2｝］ （式２）
ここで、機械特性はＪＩＳに記載の方法で試験をした。用いた試験片は、鋼板の圧延方向に試験片の平行部を合わせたＪＩＳ５号試験片である。
特にＨＥＶ用モータに使われる無方向性電磁鋼板は、１万ｒｐｍ近くの超高速回転に耐えられるようにするため、ＴＳ≧５９０ＭＰａ、ＥＬ≧１０％を良好である基準とした。
Figure 0007028313000017
Figure 0007028313000018
表１７及び表１８に示すように、試料Ｎｏ．９０１～Ｎｏ．９１０、Ｎｏ．９１４～Ｎｏ．９１６では、化学組成が本発明の範囲内にあり、かつその他の条件が本発明の範囲内にあるため、磁気特性及び機械特性において良好な結果が得られた。
試料Ｎｏ．９１１では、粗大析出物生成元素をほとんど含有していなかったため、鉄損Ｗ１０／４００が高かった。
試料Ｎｏ．９１２では、Ｃｕ含有量が少なすぎたため、引張強度（ＴＳ）が不足した。
試料Ｎｏ．９１３では、Ｃｕ含有量が多すぎたため、試験中に破断が生じてしまった。
試料Ｎｏ．９１７では、板厚が厚すぎたため、鉄損Ｗ１０／４００が高かった。
（第１０の試験）
第１０の試験では、表１９に示す化学組成を有する溶鋼を鋳造してスラブを作製し、このスラブの熱間圧延を行って柱状晶の割合が面積分率で８０％以上、かつ、平均結晶粒径が０．１ｍｍ以上の鋼帯を得た。なお、残部はＦｅ及び不純物である。次いで、鋼帯の冷間圧延、仕上げ焼鈍及びＣｕの析出処理を行って厚さ０．２０ｍｍの種々の無方向性電磁鋼板を作製した。この時、製造条件を様々に変更し、｛１００｝結晶方位強度Ｉが異なる無方向性電磁鋼板を作製した。そして、各無方向性電磁鋼板の、Ｃｕ単体の１００ｎｍ未満の粒子の１０μｍ2あたりの個数、｛１００｝結晶方位強度Ｉ、及び平均結晶粒径ｒを測定した。この結果を表２０に示す。
また、第９の試験と同様の手順により、鉄損Ｗ１０／４００、磁束密度Ｂ５０、引張強度（ＴＳ）及び全伸び（ＥＬ）も測定した。この結果を表２０に示す。
Figure 0007028313000019
Figure 0007028313000020
表１９および表２０に示すように、試料Ｎｏ．９２３～Ｎｏ．９２８では、化学組成が本発明の範囲内にあり、かつその他の条件が本発明の範囲内にあるため、磁気特性及び機械特性において良好な結果が得られた。
試料Ｎｏ．９２１及びＮｏ．９２２では、Ｎｉ含有量が少なすぎたため、全伸び（ＥＬ）が不足した。
試料Ｎｏ．９２９では、Ｎｉ含有量が多すぎたため、全伸び（ＥＬ）が不足した。
試料Ｎｏ．９３０～Ｎｏ．９３８では、｛１００｝結晶方位強度Ｉが低すぎたため、磁束密度Ｂ５０が不足した。
試料Ｎｏ．９３９～Ｎｏ．９４７では、粗大析出物生成元素をほとんど含有していなかったため、鉄損Ｗ１０／４００が劣化した。
試料Ｎｏ．９４８～Ｎｏ．９５６では、Ｃｕ含有量が少なすぎたため、引張強度（ＴＳ）が不足した。
試料Ｎｏ．９５７～Ｎｏ．９６５では、Ｃｕ含有量が少なすぎ、さらに｛１００｝結晶方位強度Ｉが低すぎたため、引張強度（ＴＳ）と磁束密度Ｂ５０が不足した。
試料Ｎｏ．９６６～Ｎｏ．９７４では、粗大析出物生成元素をほとんど含有しておらず、さらにＣｕ含有量が少なすぎたため、鉄損Ｗ１０／４００が劣化し、引張強度（ＴＳ）が不足した。
本発明によれば、磁気特性に優れ、かつ強度及び伸びがともに優れた無方向性電磁鋼板を提供できる。そのため、本発明は産業上の利用価値が高い。

Claims (3)

  1. 質量％で、
    Ｃ：０．００３０％以下、
    Ｓｉ：２．００％～４．００％、
    Ａｌ：０．０１％～３．００％、
    Ｍｎ：０．１０％～２．００％、
    Ｐ：０．００５％～０．２００％、
    Ｓ：０．００３０％以下、
    Ｃｕ：１．０％超３．０％以下、
    Ｎｉ：０．１０％～３．０％、
    Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ及びＣｄからなる群から選択された一種以上：総計で０．０００５％超０．０１００％以下、
    Ｓｉ含有量（質量％）を［Ｓｉ］、Ａｌ含有量（質量％）を［Ａｌ］、Ｍｎ含有量（質量％）を［Ｍｎ］としたときに式１で表されるパラメータＱ：２．００以上、
    Ｓｎ：０．００％～０．４０％、
    Ｃｒ：０．０％～１０．０％、かつ
    残部：Ｆｅ及び不純物、
    で表される化学組成を有し、
    １００ｎｍ未満の径を有するＣｕ単体の粒子が１０μｍ2あたりに５個以上であり、
    ｛１００｝結晶方位強度が２．４以上であり、
    厚さが０．１０ｍｍ～０．６０ｍｍであり、
    平均結晶粒径が７０μｍ～２００μｍであることを特徴とする無方向性電磁鋼板。
    Ｑ＝［Ｓｉ］＋２［Ａｌ］－［Ｍｎ］ （式１）
  2. 前記化学組成において、
    Ｓｎ：０．０２％～０．４０％
    が満たされることを特徴とする請求項１に記載の無方向性電磁鋼板。
  3. 前記化学組成において、
    Ｃｒ：０．２％～１０．０％
    が満たされる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。
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