JPH06503609A - 磁気特性の優れた無方向性電気鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるため要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 磁気特性の潰れた無方向性電気鋼板およびその製造方法技術分野 本発明は、モーター、発電機、小型変圧器および安定器等の電気機器の芯材とし て使用される無方向性電気鋼板およびその製造方法に関する。さらに詳細には、 鉄損が低く、磁束密度と透磁率の高い無方向性電気鋼板およびその製造方法に関 する。 背景技術 一般に、無方向性電気鋼板は、Ｓｉ含有量によって製品の等級が分けられる。Ｓ ｉ含有量が１％より少ないものを低級材として、１〜２％のらのを中級材として 、２％を超えるものを高級材として等級付けられている。このような等級付けは 、Ｓｉ量の添加が多くなるほど鉄損が低くなるという事実に基づいている。しか し、磁束密度あるいは透磁率はＳｉ含有量が多くなるほど減少する。優れた磁気 特性とは、鉄損が低く、磁束密度と透磁率が高いことを意味する。硬化元素であ るＳｉは、製造工程中の冷間圧延性あるいは需要家即ち電気装置製造者による打 ち抜き性に悪影響を及ぼすので、可能ならば低含有量とし鉄損を低くすることが 好ましい、従って、Ｓｉ含有量が低く、低い鉄損および高い磁束密度と透磁率を 同時に有する無方向性電気鋼板の開発が必要になる。 無方向性電気鋼板の鉄損は、大きくはヒステリシス損とうす電流積とに分けられ る。うず電流積は、製品の化学成分、厚さ、周波数等によって決定される１通常 の使用である周波数６０Ｈｚ近辺では、ヒステリシス損が５０％と超えている。 しかし、高周波数の特殊用途に使用される場合には、うず電流積はヒステリシス 損よりも大きくなる。うず電流積を減少させるためには、ＳｉやＡ１のような化 学成分中でも高抵抗である元素をより多く添加する、あるいは最終製品の厚さを 薄くすることで一達成できる。化７成分、厚さおよび周波数が同条件下であると きに鉄損を減少するためには、ヒステリシス損を減少することが重要である。ヒ ステリシス損は結晶粒（Ｆｌｒａｉｎ）の成長に反比例するので、結晶粒ができ るだけ大きく成長させなければならない、さらに、製品の板の表面に平？ｉに（ １１０）面あるいは（２００）面を発達させることにより、即ち＋　（１１０） 　［ｕ＋ｖ＋Ｗ＋］あるいは＋２ｏｏ＋　［ｕｚｖ２ｗ２］形の組織を発達させ ることにより、鉄損を低くすることができ、磁束密度と透磁率を改良することが できる。Ｉａ気持性は、必ずしも結晶粒成長に比例して改良されるものではない 、しかし、（１１０）面あるいは（２００）面の組織が良く形成され、そして結 晶粒が大きく成長されるならば、磁気特性は改良される８組織の（１１０）面あ るいは（２００＞が良く発達するならば、磁気特性に有害な（１１１）面組織の 形成は少なく、磁気特性は改良される。 結晶粒を成長させる方法には、成分を調整する方法、鋼を清浄に製造する方法が ある。そして微細な析出物を成長させることにより、最終製品の結晶粒は容易に 成長する。また鯛の清浄化は、磁気特性に有利な組織に関して良い方法であるが 、組織を１ｉＩＪ御できる特殊元素の添加による磁気特性に有害なく１１１）面 等の組織を抑制する方法を使用することもできる。 上記無方向性電気鋼板を製造する方法は、フーリプロセス（Ｆｕｌｌｙ−Ｐｒｏ ｃｅｓｓ）とセミプロセス（Ｓｅｍｉ−Ｐｒｏｃｅｓｓ）とに分けられる。スラ ブを加熱し、熱間圧延し、そして熱延された板は、焼鈍後酸洗できる。フーリプ ロセスでは、熱延板は酸洗され、冷間圧延され、そして焼鈍される１次の工程は 、需要家言わば電気装置製造者による工程である。セミプロセスでは、熱延板は 酸洗され、冷間圧延され、中間焼鈍が実施され、ついでスキンバスローリング（ ｓｋｉｎ　ｐａｓｓ　ｒｏｌｌｉｎｇ）あるいはテンパーローリング＜ｔｅｍｐ ｅｒ　ｒｏｌｌｉｎｇ）が実施される０次の工程は３要家言わば電気装置製造者 による工程であり、歪み取り焼鈍する工程である。フーリプロセスの場合には、 冷問圧延中−次冷間圧延が実施されそして中間焼鈍の後に二次冷間圧延が実施さ れる二段冷間圧延法がある。、二の方法はまた二次冷間圧延後高温焼鈍が実施さ れるのでフーリプロセスの範晴に入るセミプロセスにより製造された無方向性電 気鋼板はスキンバスローリングあるいはテンパーローリングされた製品であるの で、需要家すなわち電気装置製造者は加工した後歪み取り焼鈍を実施しなければ ならない、この歪み取り焼鈍は、結晶粒成長の目的もあるが、加工中に生じる歪 みら除去される。フーリプロセスにより製造された無方向性電気鋼板では、需要 家すなわち電気装置製造者による加工のとき多かれ少なかれ応力が生じ、そして 高温焼鈍中の残留応力は除去される。その結果、需要家すなわち電気装置１２ｍ 者による応力除去を伴う焼鈍中に磁気特性を改良できる。 無方向性電気鋼板を製造する従来技術には、ＳＬあるいはＡＩを低くして鉄損は 高いが透磁率を改良する方法があるが、この方法はエネルギー損失が大きいため 用途が制限される。さらにＳｉあるいはＡＩを増加することにより磁束密度と透 磁率は低いが、鉄損を減少させる方法がある。しかしこの方法は、電気機器の効 率に欠点がある。さらに、大韓民国特許出願番号８８−０１７５１４号、８８− ０１７９２４号および８９−０２０１７３号明細書は、偏析元素ｓｂにＺｒやＢ などの元素を添加することを教示しているが、磁気特性に有利な組織および結晶 粒は最終製品で十分に発達しなかった。大韓民国特許出願番号９１−５８６７号 明細書は、熱間圧延のとき、フェライト相で１５％を超える厚さの減少率で圧延 した後空気中で巻き取る方法を教示している。５ｎ−ＮｉおよびＣｕのような特 別な元素のないこの方法では、結晶粒が小さく、磁気特性に有利な組織は十分で ない、そして米国特許４，２０４，８９０は、ｓｂ添加鋼の熱延板を連続焼鈍あ るいはボックス焼鈍を施し、磁気１￥性に有利な組織を発達させることにより、 磁気特性を改良する方法を教示している。この方法は、結晶粒の成長のためには Ｓ３できるだけ低くしな（ｊればならないという欠点を有している０日本国特開 昭６３−３１７６２７号公報は、ＳｎあるいはＳ　ｌ）、ＮｉおよびＣｕの中で 一種または二種以」−３含み、そしてＭｎ３１．０〜１．５％添加したセミプロ セスにより製造した鋼およびその製造方法を教示している。この方法では、過剰 のＭ　ｎ添加がコメ１〜増？もたらす、またＭｎは容易にオーステナイト相を形 成する元素であるため、低温までオーステナイト相であり、熱間圧延をオーステ ナイト相で実施することにより、磁気特性が劣り、特に磁束密度が低いという欠 点がある。 発明の要約 本発明は無方向性電気鋼板の成分系を適切に選択することにより、セミプロセス あるいはフーリプロセスによって製造された優れた磁気特性を有する無方向性電 気鋼板と提供する。 本発明は製鋼工程で製造される鋼成分中で最大３５％のＳｉ、Ｉｋ大０．７９６ のＡＩおよび１％より少ないＭｎを含む鋼に、ＮｉとＣｕの添加の他に一種また は二種のＳｎおよびｓｂを同時に添加する成分系が基本成分系である。このよう な元素に加えて、Ｃ，Ｐ、Ｃａあるいは希土顕元素（ＲＥＭ）を添加できる。Ｏ ，ＳおよびＮｉのような不純物はできるだけすくない限り、磁気特性に良いが、 ある程度までは添加されることができる。多量のＣが添加されるならば、脱炭焼 鈍が必要である。 上記成分中でＳｎおよびｓｂの一種または二種に加えてＮｉおよびＣ′５：加え る成分系中では、これらの元素は１元素または２元素のみの添加は、本発明の特 性は発現しない、Ｓｎおよびｓｂの一種または二種のみならずＮｉおよびＣｕを 含むときには、必ず同時に添加しなければ、本発明の特性Ｐ示さない、これらの 元素は（１１０）面および（２００＞面のような磁気特性に有利な組織を発達さ せ、そして特に結晶粒を良く成長させる、 上記のような構成の鋼スラブは、転炉、電気炉等で溶鋼としてＩＩ遺されたＩ麦 、連続鋳造あるいは造塊に作ら）１、ついで熱い状態または冷却しｆ、−状態で 加熱炉に装入される。加熱炉で加熱された鋼スラブを熱間圧延、巻取りし、つい で熱延板の焼鈍あるいは焼鈍しない状態で酸洗した後、冷間圧延を行う、冷間圧 延板は、フーリプロセスあるいはセミプロセスで製造できる。フーリプロセスは 熱延板を酸洗し、１段冷間圧延法あるいは２段冷間圧延法で冷間圧延し、ついで 最終の高温焼鈍するプロセスである。セミプロセスは熱延板を１次冷間圧延し、 中間焼鈍後スキンパスローリング（ｓｋｉｎｐａｓｓ　ｒｏｌｌｉｎｇ）あるい はテンパーローリング（ｔ、ｅｍｐｅｒ　ｒｏｌｌｉＢ＞を実施するプロセスで あり、需要家すなわち電気装置製造者が加工の後歪み取り焼鈍を行わなければな らない、上記各製造条件は、鋼の成分系によって変えることができる。また鋼成 分系が同一であっても、前述の製造工程の条件変化は引き続く製造工程の条件を 変化させることができる。 本発明では、熱間圧延仕上げがフェライト相で行われるように鋼成分および熱間 圧延の条件を制御することにより、熱間圧延板の連続焼鈍を実施することができ 、あるいは熱間圧延板の焼鈍工程を省略することもできる。このような方法で製 造しても、磁気特性中、鉄損が低く、そして磁束密度および透磁率の高い無方向 性電気鋼板を製造できる。 勿論、熱間圧延板を箱焼鈍（ｂｏｘ　ａｎｎｅａｌ　ｉｎｇ）　Ｌ、ても磁気特 性を改良できるが、磁気特性の改良の程度が、加えられた費用に見合うものでは な本発明者らは、仕上げ圧延の温度が磁気特性に及ぼす影響を調べるため、次の 実験を行った。 重量％でＣ：０．００３％、Ｓｔ　：０．６１％、Ｍｎ：０．２５％、Ｐ：０． ０５％、Ｓｈｏ、００８％、Ｎ：０．００４％、Ｏ：０．００２％、ＡＩ：０． ２７％、Ｎｉ：０．０９％、Ｃｕ：０．０７５％、ＳＩ’ｌ・０．０９％、残部 Ｆｅおよび他の不可避的不純物からなる鋼スラブを８１１ｍ圧延し、高さ１３ｍ ｍ、直径８ｍｍのシリンダーで加工した陵、熱間圧縮試験を実施した。熱間圧縮 試験の温度は、フェライト相の８４０℃とオーステナイト相の９３０℃とで実施 した。 それぞれの温度で圧縮変形し２、直ちに空冷された変形の組織および８００℃で 時間当たり１０℃として冷却して後の工程を再現しすることで形成された微細構 造を観察した結果、フェライト相の８４０”Ｃで変形された素材は延伸粒であり 、オーステナイト相の９３０℃で変形されノ４二素材は再結晶からなる構造であ った。冷却後に形成された微細構造において、９３０℃で変形された組織の場合 には結晶粒はほとんど成長せず、８４０℃で変形された微細構造の場合には結晶 粒が大きく成長していたのが確認された。 このことは、オーステナイト相は積層エネルギー（ｓｔａｃｋｉｎｇ　ｆａｕｌ Ｌ　ｅｎｅｒｇｙ＞が低いので変形のとき動的再結晶（ｄｙｎａｍｉｃ　ｒｅｃ ｒｙｓｔａｌｌｉｚａｔｉｏｎ＞が生じるので変形後の変形量が素材に残留する 量が少ない、他方フェライト相は積層エネルギーが高いので動的回復現象（ｄｙ ｎａｍｉｃ　ｒｅｃｏｖｅｒｙ）だけが生じるので、変形後残留する変形量が多 い。 従って、フェライト相で最終仕上げ圧延された素材は、残留変形量がオーステナ イト相で仕上げ圧延された素材のそれよりも大きく、そして圧延した熱延板を高 温で巻き取ったりあるいは熱延板を連続焼鈍することで結晶粒が粗大に成長する ９本発明において、Ｓｉ量によって異なることができるが、フーリプロセスで製 造の場合には結晶粒の大きさが２５μｍを超え、セミプロセスで製造の場合には ５０　）ｔ　ｍを超える。 磁気特性は結晶粒の大きさに比例して改良されるものではなく、磁気特性に有利 な組織もまた良く形成されねばならない、上記成分の鋼スラブを１２３０℃で加 熱し、熱間圧延の仕上げ圧延のときに、それぞれ８４０℃および９３０℃で１９ ％の厚さ減少率で圧延し、８００℃で時間当たり１５℃で冷却し、ついで酸洗ｒ 麦０．５ｍｍの厚さに冷開圧延した、冷間圧延板の高温焼鈍を９６０℃で２分間 窒素と水素の混合雰囲気下で実施した。 高温焼鈍された板について磁気特性を調べたところ、フェライト相で熱量圧延を 終了した素材は、熱間圧延をオーステナイト相で完了した素材よりも磁気特性が 優れていた。 また、重量％でＣ：０．００２％、Ｓｉ：２．１％、Ｍｎ＋０．２２％、Ｐ：０ ．０３％、Ｓ：０．００５％、Ｎｉ：０．１２％、Ｃｕ：０．０７％、Ｓｎ：０ ．０６％、残部Ｆｅおよび他の不可避的不純物からなる鋼について熱間圧縮試験 を実施した。冷却後に形成された微細構造を観察したところ、フェライト相で形 成されるＳｔ元素の含有量が高いため、本発明の製造条件の範囲内では相変態区 域は示されず、フェライト相下での典型的な延伸粒が示されていた。このことは 、Ｓｉ含有量と仕上げ圧延の圧延温度領域の間に相開関係があることを示す。 本発明により製造される無方向性電気鋼板は、割合Ｓｉ含有量が低くても鉄損が 低く、また割合高いＳｉ含有量でも磁束密度および透磁率が高いという特徴を有 する。 本発明の上記無方向性電気鋼板において、磁気特性の改良は、Ｓｎ、ｓｂ等が結 晶粒界に偏析され、鋼の製造工程中、鋼の内部に侵入する侵入元素の拡散を防ぎ 、結晶粒形状および組織を制御する。ＣｕはＳおよびＭｎと共に大きな硫黄状の 沈澱物（ｓｕｌｆｕｒｏｕｓ　ｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｅ）を形成する。Ｃｕおよ びＮｉは同時に添加されるので、高温での耐食性が改良され、そして表面の酸化 層は侵食（ｄｅｅｐｎ　ｉｎｇ）を阻止する。さらに、添加元素の複合的作用に より、焼鈍中、結晶粒成長（ｇｒａｉｎ　ｇｒｏｗｔｈ）および磁気特性に有利 な（１１０）面および＜２００）面組織が非常に良く形成される。このことは優 れた磁気特性を有する無方向性電気鋼板の製造を可能ならしめる。 鋼板の組織特性を示す方法は多種票あるが、本発明では、ボルタの式により下記 式（１）および式（２）で示す組織係数（ｌｅＸｊＢ２　ｃｏｅｒｒｉｃｉｅｎ Ｌ）および組織パラメーター（ＬｅｘＬｕｒｅ　ｐａｒａｍｅｔｅｒ）で示す。 式（１）は測定さｌまた鋼板の任、巨の（ｂｋｌ）而の組織係数を示し、式（２ ）　ｌ！磁気特性に有利な結晶面の（２ｏ　Ｏ）、（１１０）および＜３１０） 面の組Ｊ１！係数と磁気特性に不利な結晶面の（２１１）、＜２２２）および（ ３２１）面の組織係数の比どしての組織パラメーターを示す６式（１）において 、Ｉ　ｈｗ＋は測定試料の組！１強度（ｔｅｘｔｕｒｅ　１ｎｔｅｎｓｉｔｙ） を、■、ｈｌは標準試料の組織強度（ｒａｎｄｏｍ　１ｎｔｅ口５ｉＬｙ）を、 そし７てＮｈｍｌは多重度（ｍｕｌｔｉｐｌｉｃｉｔｙ　ｆａｃＬｏｒ）を示す 、磁気特性は（２００）、（１１０）および（３１０）面の組織強度が大きくな るほど、そして（２１１）、〈２２２）および（３２１）面の組織強度が小さく なるほど改良される。 また磁気特性は、組織パラメーターが大きくなるほど改良され、そして本発明の 鋼は、少なくと６０２を超える組織パラメーターを示す。 Ｉ　ｈｗ＋ 　ｈＶＩ ＩＲ’ＭＩ 好ましいり様の説明 以下本発明の詳細な説明する。 本発明は、重量％でＣ：０．０２％より少なく、Ｓｉ：１．０〜３゜５％、Ｍｏ ：１．０％より少なく、Ｙ）・０．１０％より少なく、Ｓ・００１％より少なく 、Ｎ：０．００８％より少なく、Ａｌ：０．７％より少なく、Ｎｉ　：　０．０ ５〜１．０％、Ｃｕ　：　０．０２〜０．５％、Ｓｎおよびｓｂの一種または二 種の合計：０．０２〜０．２％、残部Ｆｅおよび他の不可避的不純物からなる優 れた磁気特性を有する無方向性電気鋼板に関する。 さらに本発明は、上記成分および成分範囲と有し、結晶粒の大きさが３０μｍ超 、好ましくは３０〜２００μｍ、より好ましくは６０〜１５０μｍであり、ホル タの式により計算した組織パラメーターが０．２超、好ましくは０．５を超える 優れた磁気特性を有する無方向性電気鋼板に関する２ まノご本発明は、重１％でＣ：０．０２％より少なく、Ｓｉ：１．０％より少な く、Ｍｎ：０．５％より少なく、Ｐｒｏ、１５％より少なく、Ｓ：０．０１％よ り少なく、Ｎ・０．００８％より少なく、０７０．００５％より少なく、ＡＩ： ０．７％より少なく、Ｎｉ：０．０５〜１゜０％、Ｃｕ　：　０．０２〜０．５ ％、Ｓｎおよびｓｂの一種または二種の合計・０，０２〜０．２％、残部Ｆｅお よび他の不可避的不純物からなる優れた磁気特性を有する無方向性電気鋼板に関 する。 さらに本発明は、上記成分および成分範囲を有し、結晶粒の大きさが２０μｍ超 、好ましくは２０〜２５０μｍ、より好ましくは４０〜２００μｍであり、ホル タの式により計算した組織パラメーターが０．２超、好ましくは０．５を超える 優れた磁気特性を有する無方向性電気鋼板に関する。 また本発明は、重量％でＣ：Ｏ，’０２％より少なく、Ｓｔ：３．５％より少な く、Ｍｎ：０．５％より少なく、Ｐ：０．１５％より少なく、Ｓ：０．０１％よ り少なく、Ｎ：０．００８％より少なく、Ａｌ：０゜７％より少なく、Ｎｉ　： ０．０２〜１．０％、Ｃｕ　：　０．０２〜０．５％、Ｓｎおよびｓｂの一種ま たは二種の合計：０．０２〜０．２％、Ｃａ　：　Ｏ，ＯＯ１〜０．０２％およ び／または希土類元素（ＲＥＭ）：０．００３〜０．３％、残部Ｆｅおよび他の 不可避的不純物からなる優れた磁気特性を有する無方向性電気鋼板に関する。 さらに本発明は、上記成分および成分範囲を有し、結晶粒の大きさが３０μｍ超 、好ましくは３０〜２５０μｍ、より好ましくは５０〜２００μ川であり、ボル タの式によりＪ１算した組織パラメーターが０．２超、好ましくは０．５１超え る１憂ｆｆ１ｔ／：磁気特性を有する無方向性電気鋼板に関する。 また本発明は、重Ｊ１．５′６でＣ：０．０２−０．０６％、Ｓｉ・３−５％よ り少なく、Ｍ＋ｉ：０．５％より少なく、Ｐ：０．１５％より少なく、Ｓ：０． ０１：気より少なく、Ｎ：０．００８％より少なく、Ａ１．０′７九より少’！ 　＜、　Ｏ：　０．０　Ｏ５％より少なく、Ｎｉ：０．０２〜１（１％、Ｃｕ： ０．０２”０．５％、ＳｎおよびＳｌ）の一種または二種のき計：０．０２−０ ．２％、残部Ｆｅおよび他の不可避的不純物からなる優れた磁気特性を有する無 方向性電気鋼板に関する。 さらに本発明は、上記成分および成分範囲を有し、結晶粒の大きさが２０μｍ超 、好ましくは２０〜２５０μｍ、より好ましくは４０〜１８０μＩｎであり、ホ ルタの式によりａｔ　Ｉ　した組織パラメーターが０．３超、好ましくは０．５ を超える優れた磁気特性を有する無方向性電気鋼板に関する。 本発明の鋼の成分および成分範囲の限定理由について説明する。Ｃは磁気特性に 有＋りな組織を形成できる成分であり、脱炭効率と考慮して最大０．０６％まで 添加できる。しかし、残音炭素をより低くするためには、０，０２％より少なく ことが好ましい、スラブ中でＣが０．０８％を超える場合には、脱炭焼鈍できる 。残留Ｃによる磁気時効を抑えるには０．００３％よる少なくなるように制限す るのが好ましい。 Ｓｉは、無方向性電気鋼板の製品特性を良く示す基本元素であり、抵抗率を増加 することにより鉄損を低くする。しかし、Ｓｉは冷間圧延性を悪くするので、３ ．５％より少ない量とすることが好ましい、特にＳｌが１０％より少ない場合に は、冷間圧延性を改良し、磁束密度および透磁率を改良できる。 Ｍｎは、抵抗率を増加することで鉄損を低くする効果があるが、Ｓと結合して微 細なＭｎＳとして析出され、磁気特性を劣化するので、これを防止するにはＳを 低く管理ｉ、なければならないという問題がある。また再加熱温度が１２００℃ よりも高くなると、Ｍｎ含有量が１，０％を超える条件下でより微細な析出物が 形成されるので、Ｍｎ含有量を１゜０％より少なく制限することが好ましく、よ り好ましくはＭｎを０．５％までに制限することである。 Ｐは抵抗率を増加することで鉄損中におけるうず電流損を低くし、磁気特性に有 利な（２００）面と（１，１０）面の組織を良く発達させ、磁気特性を改良する ので、最大０．１５％まで添加できる。しかしＰは、基本的に原材料の強度を高 めるので、冷間圧延性を改良するために、０．１％まで添加できる。 Ｓは、不可避的不純物であり、できるだけ添加しないことが磁気特性に有利であ る。しかし本発明では０．０１％まで含めることができる。 本発明では、Ｓが０．０１５％まで含まれていても、Ｍｎが０．５％より少ない ｉ合には磁気特性に大きく影響しない、磁気特性に悪影響ともたらすＳの量が最 大０．０１５％まで含まれていても、結晶粒が容易に成長し、かくして磁気特性 を改良できる。これはＭｎ量が低く、添加されたＣｕが大きな硫化析出物を形成 し、したがって微細な析出物を形成する代わりに大きな析出物であるＭｎ　（Ｃ ｕ）Ｓを形成し、磁気特性に有利な組織の形成のみならず結晶粒が成長する。 ＡＩは、抵抗率を増加させることで鉄損を低くし、微細なＡＩＮのような析出物 を成長させるため、あるいは製鋼工程中の溶鋼を脱酸するために添加されるが、 コスト高となるので、磁気特性の改良を考慮して最大０．７％まで添加するのが 好ましい。 Ｎは不純物であり、微細な析出物を形成し、磁気特性を悪くするので、できるだ け少なくするのが有利であり、最大ｏ、ｏｏｓ％までの含有量が許容される６　 ０は不純物であり、ＡＩ等により脱酸される。しかし、製鋼で最終成分中のＯの 増加は、微細析出物または非金属介在物の増加を意味する。その結果、鋼の清浄 度の改良および結晶粒の成長に有利とするために、０含有凌はできるたり少なく することが好ましい７０古有量を少なくすることで組織中の磁気特性に有害な（ Ｊ、　Ｉ　Ｊ、　）面等を減少できるので、含有量を０．００５％′ｉでとする ことが好ましい。 Ｎ１は、単独添加のときはその効果が少なく、ＣＬｌ、Ｐ等と倉む元素と複合添 加−Ｖることて゛結晶粒を成長させ、磁気特性に有利な組織を・形成し、かくｊ −で抵抗率の増加により鉄損３低くする。１．かし、Ｎ１は高価゛こあり５添加 量による磁気特性の改良の程度を考慮して最大ｌ　Ｏ１２まで添加するのが好ま しい。また　高温焼鈍中の耐食性およびＰ添加鋼の耐食性を改良する。Ｆｉｉ気 特気散性改良度を考慮して、最小００２％まで添加することが好ましい、さらに 好ましくは、Ｎｉ含有量は０．０５〜１．０％である。 ＳｎあるいはＳ　ｂは、一種または二種の？！自添加ができる。これらの元素は 、偏析元素として結晶粒の形状を制御し、磁気特性に悪い（１１１）面の成長と 阻止し、そして磁気特性に有利な組織を発達させるために添加される。これらの 元素の添加量が０．０２％よりも少ない場合には添加効果は少なく、０．２２≦ を超える場合には、熱延板の冷間圧延が困難となる。従って、ＳｎあるいはＳｂ の一種または二種の合計量を００２〜０．２％までに限定することが好ましい、 しかし、Ｃｕが０゜４％より少なく添加される場合には、Ｓｎあるいはｓｂは単 独または複合して最大０．３％まで添加でき、る。 Ｃｕは、耐食性と増加させ、抵抗率を増加することで鉄損を低く１７、おおきな 疏黄状析出ｍ　（ｐｈｏｓｐｈｏｒｏｕｓ　ｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｅ）を形成し 、結晶粒３大きく成長させ、磁気特性に有利な組織３良く発達させ、Ｐ添加鋼の 耐酸化性と急速に増加する効果がある。Ｎｉ単独添加鋼に比してＣｕが同時に添 加されるので、特に高温での酸化が抑制される。Ｓｎ等の結晶粒界偏析元素と同 時に添加する鋼に対して熱間圧延板の亀裂のない良い表面を保持するために、最 大０．５％まで添加し、そして少なくとも０゜０２％と超えて添加することで磁 気特性が改良される。従って、Ｃｕ含有量は０．０２〜０，５％に−ＩＩするこ とが好ましい、しかし、Ｓｌｌまたはｓｂが単独Ｊたは複合で０．２％を超えて 添加された鋼では、熱延板の表面形状はＣｕを０．４％まで添加することで満足 なものとすることができる。 Ｃａあるいは希土類元素（ＲＥＭ）は、単独あるいは複合添加することができ、 微細なＭｎＳなどの析出物を粗大化させて結晶粒を成長させる役割をするので、 これにより製品の磁気特性と改良できる。ＲＥＭに関して、０．００３〜０．０ ３％を一種または二種以上の添加は微細な析出物の周りで核生成する磁気特性に 不利な（１１１）面の組織を抑制する。 以下、本発明による無方向性電気鋼板の製造方法を説明する。 本発明は、重量％でＣ・０．０２％より少なく、Ｓｉ：１．０〜３゜５％、Ｍｎ ：１．０％より少なく、ｐ：ｏ、１０％より少なく、Ｓ：０．０１％より少なく 、Ｎ：０．００８％より少なく、ＡＩ：０．７％より少なく、Ｎｉ　：０．０５ 〜１．０％、Ｃｕ　：　０．０２〜０．５％、Ｓｎおよびｓｂの一種または二種 の合計・０．０２〜０．２％、残部Ｆｅおよび他の不可避的不純物からなる鋼ス ラブを、熱間圧延、熱延板焼鈍、酸洗しな渣、１段の冷間圧延法あるいは２段の 冷間圧延性で冷間圧延し、冷間圧延板を高温焼鈍し、そして歪み取り焼鈍を実施 するフーリプロセスによって優れた磁気特性を有する無方向性電気鋼板の製造方 法に関する。 上記成分範囲からなる鋼スラブを熱延加熱炉に装入して加熱した後、熱間圧延す る。６００℃を超える温度で巻取るのが好ましく、スラブは１２５０℃まで加熱 できる。 上記のように熱間圧延された熱延板を焼鈍する。熱延板の焼鈍方法は７００〜１ １００℃の温度で１０秒間〜２０分間実施する連続焼鈍法、あるいは６００〜１ ０００℃の温度で３０分間〜１０時間実施するる箱焼鈍法が好ましい、連続焼鈍 法による連続焼鈍時閉が１０秒間より少ない場合には、結晶粒が十分成長しない ため、磁気特性が劣る。焼鈍時間が２０分間を超えると設備の制限がある。その 結果、熱延板の連続焼鈍時間は１０秒閘〜２０分間に限定するのが好ましい。　 また上記箱焼鈍法の場合には、箱焼鈍時間が３０分間より少ないと箱焼鈍の効果 が少なく、そして１０時間を超えると生産性が劣る。その結果、箱焼鈍時間を３ ０分閏〜１０時間に限定するのが好ましい。 連続焼鈍法あるいは箱焼鈍法により焼鈍した熱延板を常法により酸洗し、１段冷 間圧延あるいは１次冷間圧延し、中間焼鈍し、２段冷間圧延法で２次冷間圧延１ ２、ついで高温焼鈍する。 上記高温焼鈍は、１０分間より少ない時間で７００〜１１００℃の温度範囲で連 続焼鈍により実施し、そして１００％窒素ガスあるいは窒素および水素の混合ガ ス、およびその他の還元ガスの雰囲気で実施するのが好ましい。 上記した冷間圧延板のＣ含有量がｏ、ｏｏｓ％より多い場合には、高温焼鈍の前 に、露点２０〜７０℃で１０分間より少ない時間窒素と水素の混合雰囲気で脱炭 できる。需要家の必要に応じてＣ含有量が０．００３％分超える場合には、歪み 取り焼鈍のとき脱炭雰囲気で需要家すなわち電気装置製造者による熱処理で実施 できる。また冷延板の高温焼鈍後、絶縁皮膜塗工ができるし、非塗工製品に対し ては需要家すなわち電気装置製造者がブルーイング（ｂｌｕｉｎｇ）熱処理する こともできる。 上記のように製造される本発明の無方向性電気鋼板の結晶粒の大きさが３０μｍ 、好ま１．＜は３０〜２００μｍ、より好ましくは６０〜１５０　メ１ｍで、ボ ルタの式により計算した組織パラメーターが０．２を超え、好ましくは０５を超 えるように製造工程の条件を制御するのが好ましい。 本発明はさらに、重１１．％でＣ：０．０２％より少なく、Ｓｉ・１．０？６よ り少なく、Ｍｎ・０．５％より少なく、Ｐ・０１５％より少なく、Ｓ：０．０１ ％より少なく、Ｎ：０．００８％より少な（、Ｏ：Ｏ。 ００５％より少なく、ＡＩ：０．７％より少なく、Ｎｉ：０．０５〜１０％、Ｃ ｕ　：　０．０２〜０．５％、Ｓｎおよびｓｂの一種または二種の合計：０．０ ２〜０．２％、残部Ｆｅおよび他の不可避的不純物からなる鋼スラブを、熱間圧 延、熱延板焼鈍、酸洗した後、冷間圧延、中間焼鈍、スキンパス圧延、および焼 鈍するセミプロセスによって、または上記組成からなる鋼スラブを熱間圧延、熱 延板の焼鈍、酸洗、冷間圧延、および焼鈍するフーリプロセスによる優れた磁気 特性を有する無方向性電気鋼板の製造方法に関する。 上記組成の鋼スラブを熱延加熱炉に装入し、加熱し、熱間圧延した後、６００℃ より高い温度で巻き取るのが好ましく、このときスラブは１３００℃まで再加熱 できる。 上記熱間圧延は、仕上げ圧延の終了１度がＡｒ１点より低いフェライト相で７５ ０℃より高い温度で実施する。このとき、仕上げ圧延の終了温度がＡ、、３点よ り高いと、製品の磁束密度と透磁率が低く、７５０’Ｃより低い温度では圧縮圧 延（ｃｏｍｐｒｅｓｓｉｏｎ　ｒｏｌｌｉｎｇ）のとき圧延負荷がかがり過ぎる 。 上記のようにして熱間圧延された板は、連続焼鈍法あるいは箱焼鈍法により焼鈍 できる。熱間圧延板が連続焼鈍により焼鈍するときには、７００〜１０００℃で １０秒間〜２０分間焼鈍を実施するのが好ましい。 箱焼鈍により焼鈍するときには、６００〜９５０’Ｃで３０分間〜１０次間焼鈍 を実施するのが好ましい。 上記連続焼鈍で焼鈍時間が１０秒間より少なく、あるいは焼鈍温度が７５０℃よ り低い場合には、結晶粒の成長が十分でなく、焼鈍温度が１０００℃を超える場 合には磁気特性が劣り、そして焼鈍時間が２０分間を超えると生産性が劣る。そ の結果、連続焼鈍での焼鈍温度は７００〜１０００℃に、焼鈍時間は１０秒間〜 ２０分間に限定するのが好ましい上記箱焼鈍での焼鈍温度が６００℃より低く、 焼鈍時間が３０分間より短いときには、結晶粒は一！−分に成長せず、箱焼鈍の 効果か少ない。焼鈍温度かく１５０°Ｃを超えると、磁気特性が劣る。また焼鈍 時間か１０時間を超えると経済的でない、その結果、焼鈍温度を＋）Ｏｆ−、） 〜９５０　”Ｃに限定し、焼鈍時間を３０分間〜１０時間に限定するのが好まし い。焼鈍雰囲気は、連続焼鈍あるいは箱焼鈍中非酸化性雰囲気でもよい、上記の ように焼鈍された熱延板は、ＨＣＩのような酸性溶液に入れ、酸洗し、ついで冷 間圧延される。 フーリプロセスによ−）で一方向性電気鋼板金製造する場きには、冷間圧延板を ７００〜１０５０°Ｃで１０分間より短い時間高温焼鈍する。需要家すなわち電 気装置製造者は、加工後必要に応じて歪み取り焼鈍を実施できるし、そしてＣの 高い場合には高温焼鈍の前に脱炭焼鈍ができる、この脱炭焼鈍は、常法により、 水素と窒素の混合雰囲気で実施できる一方、セミプロセスにより無方向性電気鋼 板を製造する場合には、冷間圧延板を６５０−９５０℃で５５′ｉ−間より短い 時間中間焼鈍し、２０〜１５０％の厚さ減少率でスキンパスローリングし、そし て需要家すなわち電気装置製造者の加工ｆ＆、Ｍみ取りおよび結晶成長のために 焼鈍を実施する６中間焼鈍を２００６より少なく圧延すると、結晶粒は十分に成 長ぜず、１５．０？６より大きい厚さ減少率で圧延すると、結晶粒はむしろ小さ くなり、磁気特性が劣る。このため、中間焼鈍板の圧延の厚さ減少率を２，０〜 １５，０％とすることが好ましい、需要家すなわち電気装置製造者に出荷する前 に、上記フーリプロセスおよびセミプロセスによって製造各製品（鋼板）を絶縁 皮膜塗工ができる。非塗工製品には、需要家すなわち電気装置ｌｌＦ製造者によ る熱処理のときブルーイング処理をすることができる。 フーリプロセスにより無方向性電気鋼板を製造する場合には、鋼の結晶粒の大き さが２０μｎｌ超、好ましくは２０〜１５０μＩｌ＋、さらに好ましくは４０〜 １２０μｍであり、ホルタの式により計算した組織パラメーターか０．２超え、 好ましくは０．５超えとなるように製造工程の染作分制御するのが好ましい。 一方、セミプロセスにより無方向性電気鋼板を製造する場きには、鋼の結晶粒の 大きさが５０μｍ口超え、好ましくは５０〜２５０μｍ、より好ましくは８０〜 ２００　ｔｔ　ｍであり、ホルタの式により計算した組織パラメーターが０．２ 超え、好ましくは０５超えとなるように製造工程の粂件牙制御するのが好ましい 。 一方本発明は、重量％でＣ：０．０２％より少なく、Ｓｉ：３．５％より少なく 、Ｍｎ：０．５％より少なく、Ｐ：０．１５％より少なく、Ｓ：０．０１５％よ り少なく、Ｎ：０．００８％より少なく、ＡＩ＋０．７％より少なく、Ｎｉ　： 　０．０２〜１．０％、Ｏ：０．００５％より少なく、Ｃｕ：０．０２〜０．４ ％、Ｓｎおよびｓｂの一種または二種の合計：０．０２〜０．３％、残部Ｆｅお よび他の不可避的不純物からなる鋼スラブを、加熱し、仕上げ圧延が８００”Ｃ 超えのフェライト相で７％超えのｊ７さ減少率で熱間圧延し、熱延板を６００” Ｃ超えて巻取り、大気中で冷却し、酸洗し、１段冷同法または２段冷間法で冷間 圧延し、７００〜１１００℃で１０秒間〜１０分間高温焼鈍する優れた磁気特性 と有する無方向性電気鋼板の製造方法に関する。 上記の鋼スラブを熱間圧延加熱炉に装入して加熱した後、熱間圧延を実施する。 スラブの再加熱は、１３００℃まで可能であるが、１２５゜より低い温度がより 好ましい、この理由は、ＡＩＮ、ＭｎＳおよびＣ０を含む硫黄状析出！ｆＩＪ（ ｓｕｌｐｈｕｒｏｕｓ　ｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｅ）が、１２５０”Ｃまでは粗大 に成長し易いが、１３００℃超えでは析出物が再溶解され、磁気特性に有害な微 細析出物が形成できるためである。 熱間圧延中の仕上げ圧延温度は重要であり、特に鉄損が低く、磁束密度と透磁率 の高い磁気特性の優れた無方向性電気鋼板を製造するには、仕上げ圧延と８００ ℃超えの仕上げ圧延温度を有するフェライト用で実施しなければならない、また 厚さ減少率が７％超えとなるようにするのが好ましい、この理由は、仕上げ圧延 減少率が７２６超えてはフェライト相での結晶粒が容易に成長するためである。 　本発明では、Ａｒ１点温度より低いフェライト相、すなわちフェライト相中よ り高温で、厚さ減少率が少なくとも７％超えとなるように仕上げ熱間圧延し、そ して高温焼鈍を実施する。これにより、最終結晶粒が容易に成長するので磁気特 性が改良される。 一方、Ｓｉ１．５％超えの鋼では、相変移温度は認められないので、仕上げ圧延 温度の最上限は再加熱温度により決定することができる。 厚さ減少率が７２６より少なく、あるいは仕上げ圧延温度が８００℃より低くし て熱間圧延を実施すると５結晶粒が十分に成長しないので磁気特性が劣ることと なる。この仕上げ圧延で、磁気特性は厚さ減少率５０％でも改良されるので最終 厚さ減少率の上限は限定されず、そして５０％以下の厚さ減少率が、変形抵抗を 考慮すると好ましい。 上記のようにして熱間圧延された板を、６００℃超えて巻取り、そして巻取り中 常法に従い大気中で冷却することにより、最終結晶粒は大きく成長する９巻取り 温度が６００℃以下では、最終結晶粒が十分に成長せず、このため磁気特性が劣 ることとなる。 巻取り温度の上限には特に制限はなく、巻取りはフェライト相で仕上げ圧延後、 仕上げ圧延温度以下で実施される。 また、上記のように熱延された板を巻取るとき、６００℃超えで巻取り、冷却速 度を熱延コイルの中央部基準時間当たり３０℃以下の冷却速度で徐冷することが 好ましい、このような徐冷により、熱延板の焼鈍を省略することができる。 熱延板を大気中で冷却する場合にも、大気温度２５℃を基準として最大３０℃／ 時間の冷却速度な得ることができる。徐冷は保温カバーを覆う方法あるいはその 他密閉されたものを使用することで実施できる。このような方法は、大気中での 冷却のとき、熱延巻取の中央部と端部の温度差を減少するという利点がある。保 温カバーを使用する場合、その材質は耐熱性であり、冷却中熱延巻取を一本づつ あるいは数個と覆って保温できる。このとき保温カバーを覆って大気中冷却を実 施し、窒素のような非酸化性ガスを保温カバー中に吹き入れ、熱延板の酸化を防 止できる。上記方法で熱延板と巻取ることで、高温焼鈍後に最終結晶粒が大きく 成長する。 上記のようにして巻取られ、冷却された熱延板をＨＣＩ溶液を使用し酸性溶液中 で酸洗して熱延板表面のスケールを除去する。酸洗された熱延板を冷間圧延し、 そして冷間圧延は１段冷間圧延法あるいは２段冷間圧延法で実施できる。 上記のようにして冷間圧延された最終板は、通常圧延油をアルカリ溶液で脱脂し た後、高温焼鈍される。高温焼鈍はＳｔの量によって異なるが、７００〜１１０ ０℃で１０秒閏〜１０分間実施するのが好ましい。 この理由は、焼鈍温度が７００°Ｃ以下であったり、１０秒間より短いと結晶粒 が十分に成長せず、しか６１１００℃超えあるいは１０分間を超えると酸化しす ぎて磁気特性が劣化するためである。 上記のようにして製造される無方向性電気鋼板は、鋼板の結晶粒の大きさが２５ μｍ超え、好ましくは２５〜２００μｍ、より好ましくは３０〜１５０μｍであ り、組織パラメーターが０．２超え、より好ましくは０．５超えとなるように製 造工程の条件を制御するのが好ましい。 また本発明は、重量％でＣ：０．０２％より少なく、Ｓｉ：３．５％より少なく 、Ｍｎ二〇、５％より少なく、Ｐ：０．１５％より少なく、Ｓ：０．０１％より 少なく、Ｎ：０．００８％より少なく、ＡＩ：０７％より少なく、Ｎ　ｉ　：　 ０．０２〜１．０％、Ｃｕ　：　０．０２〜０．５％、Ｓｎおよびｓｂの一種ま たは二種の合計：０．０２〜０．２％、Ｃａ　：　０．００１〜０．０２％およ び／または希土類元素（ＲＥＭ）：０．００３〜０．３％、残部Ｆｅおよび他の 不可避的不純物からなる鋼スラブを熱量圧延し１巻き取った後、熱延板をそのま ま、または熱延板３焼鈍した後酸洗して、１段冷間圧延法あるいは２段冷間圧延 法で冷間圧延し、高温＋１鈍するフーリアロセスによって、あるいは上記組成か らなる鋼スラブを熱間圧延し、熱延板をそのままあるいは焼鈍した後酸洗し、１ 次冷間圧延し、中間焼鈍した後、スキンバスローリングするセミプロセスによっ て潰れた磁気特性を有する無方向性電気鋼板を製造する方法に関する。 本発明の上記製造方法において、Ｓｎまたはｓｂを羊独または複合添加した元素 とＮｉおよびＣ＋−＋を複合添加した成分系にＣａを０．００１〜０．０２％あ るいはＲＥＭｏ、００３〜０．０３％を一種以上（超疋）添加することにより、 磁気特性に有害な微細なＭ　ｎ　Ｓのような不純物を粗大化し、結晶粒を成長し 、磁気特性に有利な組織を形成するので、磁気特性が改良される。Ｃａあるいは ＲＥＭ元素は不純物を粗大に析出するので清浄鋼の製造ができ、冷間圧延後の高 温焼鈍のとき、結晶粒が成長し易く、また不純物の周囲で磁気特性に有害なＮ　 １１）面の組織の発生も少なくなるので、磁気特性に有利な組織が良く発達し、 これにより磁気特性は優れたものとなる。 製鋼工程で製造した溶鋼において、連続鋳造の前に各元素が投入され、クルード メタル（ｃｒｕｄｅ　＋ｍｅｔａｌ）で凝固したスラブあるいは鋼インゴツトが 作られる。Ｃａは脱ガスの前あるいは脱ガス中に投入してもよい。 ＲＥ　Ｍ元素を脱ガス中あるいは連続鋳造中に投入すると歩留まりがよい、他の 添加元素は出発時点か脱ガス工程のどの工程で投入してもよい。 上記のようにして製造した鋼スラブは熱間圧延のため加熱炉に装入して加熱およ び熱保持操作（ｈｅａｔ−ｋｅｅｐｉｎｇ　ｏｐｅｒａｔｉｏｎ＞ｆ＆に熱間圧 延される。熱間圧延では、最終温度が７５０℃よりも高いならば問題は生じない 、最終熱延板を製造するために５００℃より高い温度で熱延板を巻き取るのが好 ましい、上記のようにして熱間圧延された板は、酸洗後最終厚さで冷間圧延され る。酸洗前に、熱延板を連続焼鈍あるいは箱焼鈍で焼鈍できる。焼鈍により、磁 気特性はさらに改良される。焼鈍は７００℃より高い温度で実施することが好ま しい。 上記熱延板を１次冷間圧延した後、７００〜１ｏｏｏ”ｃの範囲内で中間焼鈍す ることができ、ついで２次冷間圧延と実施できる。フーリプロセスによって無方 向性電気鋼板を製造する渇きには、冷間圧延板を７００〜１１００°Ｃの温度範 囲で高温焼鈍することが好ましい。セミプロセスによって無方向性電気鋼板を製 造する場合にも、２次冷間圧延を１５？６より少な〈実施し、高温焼鈍なしに需 要家すなわち電気装置製造者に出荷して、需要家すなわち電気装置製造者の加工 後に歪み取り焼鈍を実施できる。 最終製品は、絶縁塗工後に需要家すなわち電気装置製造者に出荷される。 フーリプロセスによって無方向性電気鋼板を製造する場合には、鋼板の結晶粒の 大きさは、３０μｍｔｉ１え、好ましくは３０〜２００μｍ、より好ましくは５ ０〜１５０μｍであり、ボルタの式により計算した組織１系数（１ｅ）（ｔｇｒ ｅｃｍｅｆｆｉｃｉｅＩｌｔ）は０．２超え、好ましくは０．５超えとなるよう な製造工程の条件に制御するのが好ましい。 一方セミプロセスによって無方向性電気鋼板を製造する場合には、鋼板の結晶粒 の大きさは、５０μｍ超え、好ましくは５０〜２５０μｍ、より好ましくは８０ 〜２００μｍであり、ホルタの式によりＪ１算した組織係数（ｔｅｘｔｕｒｅ　 ｃｏｅＨｉｃｉｅｎＬ）は０．３超え、好ましくは０，５超えとなるような製造 工程の条件に制御するのが好ましい。 また本発明は、重１％でＣ：０．０２〜０．０６％、Ｓｉ：３．５％より少なく 、Ｍｎ：０．５％より少なく、Ｐ：０．１５％より少なく。 Ｓ＋０．０１％より少なく、Ｎ＋０．００８％より少なく、ＡＩ：０゜７％より 少なく、Ｏ：０．００５％より少なく、Ｎｉ：０．０２〜］。 ０％、Ｃｕ　：　０．０２〜０．５％、Ｓｎおよびｓｂの一種または二種の合計 ：０．０２〜０．２％、残部Ｆｅおよび他の不可避的不純物からなる鋼スラブを 熱間圧延し、酸洗し、１段冷間圧延法あるいは２段冷口圧延法によって冷間圧延 し、冷間圧延板を７５０〜９００℃の温度範囲で２６０〜９０ｊ＋、；窒素と・ １０〜ｌＯ°、ｌ水素との混合雰囲気で、３０へ−（）０゛Ｃの露点で脱炭焼鈍 し、最終高温焼鈍（るフーリブロ（こスによ−〕て、またはＪ４記組成からなる 鋼スラブを熱間圧延、酸洗、１次冷間圧廷、中間焼鈍およびスキンバスローリン グ１また佳、需要家すなわち電気装置製造りによる加」−陵、歪み取り焼鈍する セミプロセスによる、罎れた磁気特Ｉｌ′Ｊ−を有する無方向性電気鋼板の製造 方法Ｇ″口する。 上記した本発明の製造方法により、最終板の結晶粒を小さくすることて゛磁気特 性を劣化さぜζ、元素どして知らり、ているＣを脱炭焼鈍することｔ、二より、 組織を改良し、特に透磁率を改良する、１−、？［！構成の鋼スラブを再加熱炉 に装入Ｌ、加熱したｔ麦、熱量圧延し、５００’Ｃより高い温度で巻き取るのが 好ま１、い。スラブの再加熱温度は１２５０℃まで可能τ′ある。 上記のように熱間圧延されＡ−成分、焼鈍工程なＬに酸洗後冷間圧延する１：と もできる、また焼鈍および酸洗後冷間圧延することもできる。熱延板は連続焼鈍 法あるいは箱焼鈍法にＪ：り行うことができ、連続焼鈍法の場合には７００〜１ １００°Ｃの温度範囲で１０秒間〜２０分間実施するのが好丈しく、箱焼鈍法の 場合には６００〜１０００℃の温度範囲で３０分間〜１０時間実施するのが好ま しい、この箱焼鈍は窒素あるいはその他の非酸化性雰囲気で焼鈍されることがで きるので、長時間の焼鈍による板表面の酸化を防止する。 フーリプロセスにより無方向性電気鋼板を製造する場合には、１段冷間圧延ある いは１次冷間圧延した？麦、７００〜１０００℃の温度範囲で中間焼鈍し、つい で２次冷間圧延のために２段冷間圧延し、冷間圧延板を脱炭焼鈍後高１焼鈍する 。脱炭焼鈍は、連続焼鈍法により７５０〜９００℃で１〜１０分間、６０〜９０ ％の窒素と４０〜１０％の水素の混合雰囲気で、３０〜６０℃の露点で実施する のが好ましい、脱炭焼鈍を実施するどきに、雰囲気中の窒素および水素が多すぎ たり少なすぎたりすると脱炭がネト分となり、また露点が高すぎたり、低すぎた りしても脱炭後残留するＣが多くなる。 高温焼鈍は、７００〜１１００℃でｌ　０分間より（、雉〈実施するのがｌＩＴ ましく、その理由は焼鈍温度が７ＵＯ’Ｃ以下であると焼鈍時間が長くなり、焼 鈍時間が１１００℃より高いと板表面に深い内部酸化層が生じて磁気特性が劣化 するためである。 セミプロセスによって無方向性電気鋼板を製造するｉｆ４含には、１次冷間圧延 しｔ：を負２６５０〜９５０’Ｃで１υ分間より６短く中間焼鈍を実施した陵、 ２〜１５％でスキンバスローリングｉ、メ・後、需要家すなわち電気装置製造者 が加工する。中間焼鈍中脱炭焼鈍を実施て゛きる２この場合、窒素と水素の混合 雰囲気で７５０〜９００℃で１〜１０分間連続焼鈍Ｌ７て脱炭するのが好ましい 。 中間焼鈍中に脱炭焼鈍する場合には、６０〜９０？６の窒素と４０〜１０％の水 素の混合雰囲気で３０〜６０℃の露点で焼鈍を実施するのが好ましく、その理由 は窒素および水素の量か多すぎたり、少なすぎたりしても脱炭が不十分であり、 露点が高すぎたり、低すぎたりしても脱炭後の残留Ｃが多くなるためである。 また、脱炭焼鈍は需要家すなわち電気装置製造者による歪み取り焼鈍中にも実施 できる。この場合、７５０〜８５０℃で６０〜９０％の窒素と４０〜１０％の水 素との混合雰囲気で３０〜６０℃の露点で歪み取り焼鈍中に脱炭焼鈍するのが好 ましい、窒素および水素の量が多すぎたり、少なすぎたりしても脱炭が不十分で あり、露点が高すぎたり、低すぎたりしても脱炭後の残留Ｃが多くなるためであ る。 フーリプロセスによって無方向性電気鋼板を製造する場合には、鋼板の結晶粒の 大きさが２０μｍ超え、好ましくは２０〜１８０〕ＩＩｎ、より好ましくは３０ 〜１５０μｍであり、ボルタの式によって計算した組織パラメーターが０．３超 え、好ましくは０．５超えとなるように製造工程の条件を制御するのが好ましい 、　セミプロセスによって無方向性電気鋼板を製造する場合には、鋼板の結晶粒 の大きさが５０μｍ超え、好ましくは５（）−二２５０μＩｌ＋、より好ましく は８０　＝　２００　Ｂ　ｍで４６す、ボルタの式によって：１算した組織パラ メーターが（〕　Ｂ３え、好ま１〈は０．’３１４ズ、となるように製造］ユ程 の染ｆ１を制御するのが好ましい、↑゛記実施例により、本発明をより詳細に説 明する。 実施例１ 製鋼工程て゛製造した下記表１の成分からなるスラブを、１２２０’Ｃで加熱し 、下記表２の、Ｌうに熱間圧延して２　、３　ｍ　＋ｎの１ｖさしｉ−５巻き取 −）°〔熱延＆分焼鈍し、０　、５　ｍ　＋口厚さで冷開圧延した。冷間圧延成 分２０？１１水素と８０°６窒素の雰囲気で３分間焼鈍した８冷延焼鈍板を７９ ０１入ｘｏｏ？、；窒素の雰囲気で２時間歪み取り焼鈍を実施した後、それぞれ に−）いて磁気特性を測定し、測定結果を下記表２に示した。Ｂ２に示１７たよ うに５本発明の成分の範囲に入る発明鋼（ａ、　−ｄ　）を本発明の製造条件で 製造した発明材（１−４）が、本発明の成分範囲から外れる比較＊（ａ−ｅ）を 出発素材として製造された比較材（１−７）に比して磁気特性に滲れていること が分かる。 下記表２の各試験片に対して結晶粒の大きさを測定しｔ：結果　比較材１．２お よび］うは、それぞノ１５２μｍ、５６μｍおよび４７ノＺｎｌであり比較材（ ４−７）の渇きには５６〜６３μＩｎの範囲の値３示した６発明材（１−＝４　 ）の場合には、６５〜９８ノ１ｍの範囲て′あった。すなわち、本発明材＜１− ４）の結晶粉の大きさは、比較材（１−７＞のそれに比しＣ大きい値と有する。 表１　早位ＩＦ”６ 鋼種　ＣＳｉ　Ｍｕ　Ｐ　Ｓ　＾ｌ　Ｎ　５ｎＳｂＮｉ　Ｃ側１比較鋼ａ　Ｏ， ００５１，１２０，３１０，０４０，００６０，２５０，００４０，０９−−− ｂ　Ｏ，００５１，１５０，３２０，０４０，００６０，２６０，００４−−０ ，３０〈二０．００５１．１３０，３００，０４０．００５０．２６０．００４ −−−０．２５ｄ　Ｏ，００５１，１５１，２５０，０４０，００５０，２６０ ，００４０，０８０，０８０，３００，３５ｅ　Ｏ，００５１，１４１，２５０ ，０４０，００５０，２６０，００４−−０，４５０，１６発明ｍａ　０．００ ５　＋、１３　０．５３　０．０４　０．００Ｇ　０．２６　０．００５　０． １１　−　０．３１　０．１５ｂ　Ｏ，００５１，５４０，５１０，０６０，０ ０５０，２８０，００４−０，０９０，３１０，２１ＣＯ，００５１，５００， ３１０，０６０，００６０，２７０，００４０，１００，０５０，３１０，２１ ＋１　０．００５　２．１２　０．３０　０，０２　０．００５　０．３４　０ ．００４　０．１０　−　０．３０　０．２１表２ 試片Ｎｏ　熱間圧延熱延板熱延板焼鈍冷延板　磁気特性終了温度巻取湯温度　時 間高温焼鈍　−１，／、。８９０　μ３．　鋼種（’Ｃ）　度（−Ｃ）　（”Ｃ ）　温度（”Ｃ）比較材１　８５０　７００　８８０　３分　９５０　３．９＋ 、１．７３　２８００　比較鋼ａ２　８５０　７００　８８０　３分　９５０　 ３．８５　１．７４　２９５０　比較’、ｊｌｌ　ｌ）３　８５０　７００　８ ８０　３分　９５０　４．１２　１．７３　２７００　比較鋼Ｃ４８５０７００ ８８０３分　９５０　４．２３　１．７２　２６９０　比較鋼ｄ５　８５０　７ ００　８８０　３分　９５０　３．９５　１．７３　２７５０　比較ｊ［ｅ６　 ８５０　７００　８８０　３分　９５０　３．８５　１．７２　２６６０　比較 鋼ｅ７　Ｂ５０　７００　８８０　３時間　９５０　３．６５　１．７２　２９ ４０　比較鋼ｅ発明材１　８５０　７００　８８０　３分　９５０　３．４２　 １．７６　３９００　発明ｗ４ａ２　８５０　７００　８５０　３分　９７０　 ３．３０　１．７６　３８２０　発明鋼ｂ３　８５０　７００　８５０　１０分 　９５０　３．２４　１．７７　３９５０　発明’ｆ１４ｃ４　８５０　７００ 　１０５０　３分　１０００　２゜８５　１．７８　３０００　発明鋼（１注− ＋５７ｓｏ（Ｗ／にｇ）：６０１（ｚ、１．５テスラとして磁化したときの鉄損 Ｂ、。（テスラ）・５０００Ａ／ｍとして磁化したときの誘導磁束密度 μ、ｓ：　５０！（ｚ、１．５テスラとして磁化したときの透＆ａ率実施例２ 下記表３のように、ＣｕおよびＳｎの１が異なるスラブｆ！：１２００どしで再 加熱し、８５０℃で熱間圧延の仕上げ圧延を終了して２．３ｍｍの厚さとし、７ ００℃で巻取り、８００℃で３時間熱延板を焼鈍し、酸洗し、た、酸洗後熱延板 を０．５１旧１１のＪ７さで冷間圧延し、９５０°Ｃで２分間高温焼鈍した。そ の後、磁気特性を測定した。１ｇ定結果を冷延板の表面状態と共に下記表４に示 した。 表３　単位型Ｉ％ 試片Ｎｏ　ＣＳｉ　Ｍｎ　Ｐ　Ｓ　Ａｌ　Ｎ　Ｓｎ　５ｂＮｉ　Ｃｕ発明ｊｌｌ ａ　Ｏ，００６１，４２０，３３０，０９０，００４０，２８０，００４０，１ ２−０，３００，３５発明’＠ｂ　Ｏ，００５１，４００，３５０，０８０，０ ０５０，２８０，００４０，１１０，０５０，３１０，２０比較鋼ａ　Ｏ，００ ５１，４１０，３２０，０９０，００５０，２８０，００４０，２３−０，３２ ０，５５％Ｊ’＋’Ｎｏ　ｋＬ　ｓ７ｓ。　８ｓｏ　μＩＳ　組織　結晶粒　冷 延板　鋼種（Ｈ／Ｋｇ）　（テスラ）　パテノーター　（μｍ）　表面状ｎμ発 発明材　３，１５　１．７６　３９５０　０．５２　７５　良好　発明鋼ａＱ明 Ｎ２　：１．１．２　１．７６　３８９０　０．５５　８０　良好発明ｗ４ｂ比 較材３　３．６５　１．７４　３２４０　０．３０　６８　破断　比較鋼ａ注： ｌ’ｌ１５．ｚ５゜（１４／Ｋｇ）：　５０１１ｚ、１．５デスラとして磁化し たときの鉄損Ｂ、。（テスラ）＋５０００Ａ／ｍとして磁化したときの誘導磁束 密度 ／ｌ＋　ｓ：５０Ｈｚ、１．５テスラとして磁化したときの透磁率上記表４に示 したように、本発明の成分範囲の発明鋼（ａ、ｂ）を本発明の製造条件に虻って 製造した発明材（１，２）は、本発明の成分範囲を外れる比較ｊｌ　（ａ、　） から製造した比較材（１）に比し、て、磁気特性に潰れているのみならず、冷延 板の圧延状態も十分である。 実施例３ 重量％でＣ：　０．００６％、Ｓ　ｉ　：　２．９５％、Ｍｎ：０．３５％、Ｐ 、０．０３？。、Ｓ　：　０．００５％、Ｎ　：　０．００３％、Ａｌ：０．２ ８％、Ｎｉ：Ｑ、２５％、Ｃｕ：０．１６％およびＳｎ：０．１１％からなる鋼 スラブを、１２００℃で加熱し、仕上げ圧延の終了温度をフェライト相の９００ ℃として２ｍｍの厚さで熱間圧延し、７００℃で巻取り、熱延板を表５の条件で 焼鈍し、酸洗し、厚さ１．０ｍｍで１次冷間圧延し、９００℃で２分間中間焼鈍 し、厚さ減少率５０％で厚さ０．５ｍｍとなるように２次冷間圧延し、そして２ 段冷間圧延法で冷間圧延を実施した。ついで、冷間圧延された最終冷間圧延板を １０５０℃で３分間高温焼鈍し、切断し、７９０℃で２時間歪み取り焼鈍を実施 した。その後、磁気特性を測定し、測定結果を表５に示した。 表５ 熱延板焼鈍温度　磁気特性 試ハ１０　温度（”Ｃ）　時間　１１１１５１５０（Ｍ／ｋｇ）　Ｂ５０（テス ラ）　μｍ、５比較材ａ　６８０　１０分　３．２１　１．７０　２７７０発明 材ａ　７３０　１０分　２．９５　１．７６　３７２０発明材ｂ　６５０　１０ 時間　２．５８　１．７５　３４５０発明材ｃ　９５０　３０分　２．４５　１ ．７４　３３８０注＋　１１１１５１５０（Ｗ／ｋｇ）　：　５０　Ｈｚで１． ５テスツとして磁化したときの鉄損Ｂ５０（テスラ）：５０００Ａ／ｍとして磁 化したときの誘導される磁束密度 μＩ％＋　５０Ｈｚで１．５テステとして磁化したときの透磁率表５に示したよ うに、本発明の条件に従って焼鈍した発明材（ａ〜Ｃ）は、本発明の範囲から外 れた条件で熱延板を焼鈍した比較材（ａ）に比して磁気特性が優れていることが わかる。 上記したように、本発明は鉄損が低く、磁束密度および透磁率が高い無方向性電 気鋼板を提供することにより、電気製品の効率および省エネルギーを最大化する という効果を有する。 実施例４ 下記表６に示す成分からなる鋼スラブを、１２１０℃で加熱し、下記表７に示す 条件で熱間圧延、巻取り、熱延板の焼鈍、冷間圧延、中間焼鈍、スキンバスロー リンクと実施し、そして需要家ずなわち電気装置製造バによる熱処理を行うセミ プロ七スによって各試ハ分胃遺した。試片刃最終厚さは０．４７ｎ目１１であり 、焼鈍は窒素雰囲気で実施した。 上記のようにして製造した試ｙ−について、磁気特性を測定し、その測定結果を 圧延方向および圧延反対方向の平均値として示した。 畏６　単位重量？６ 慕ＣＳｉ　Ｎｏ　Ｉ’　Ｓ　＾Ｉ　Ｎ　ＯＮｉ　Ｃｕ　Ｓ。 制御ｍａ　Ｏ，００５０，５１０，３００，０８０，００５０，３００，００３ ０，００３０，３１０，２５０，１１１ｔ較銅ａ　Ｏ，００５１，１５０，３２ ０，０４０，００Ｇ　０．２６　０．００３　０．００３　０．：１０　−　０ ．１２１１、軟鋼ｂ　Ｏ，００５１，１３０，３００，０４０，００５０，２６ ０，００３０，００２０，２５０，３００，１５１ｔ較鋼ｃ　Ｏ，００５１，１ ５１，２５０，０４０，００５０，２６０，００３０，０（Ｘｉ　Ｏ，２７０， ２５０，１２１Ｌ較ｌｉｄ　Ｏ，００５＋、１４　１，２５　０．０４　０．０ ０５　０．２６　０．００３　０．００２　０．３１　０．２２　０．１Q 表７ Δｒ１　熱延終了　巻取　熱延板　中間　厚さ　磁気特性　（２００）面ｍ　（ ℃）圧延温度　温度　焼鈍条件　焼鈍条件　減少率　［１５０（Ｔ）μｍ５　強 度（℃）　（℃） 発明Ｎｌ　８８２ＦＳＯ７００８００℃−３’　８００℃Ｙ２°　８＄　１．７ ７　４３２０　１．５２比較材１　８８１　８５０　７ＣＫ１　８００’ＣＸ３ °　８００″Ｇ２’　８＄　１．７３　２８８０　０．８５比［８６７８５０７ ００８００″Ｃｙ３’　８００’Ｃ−２°　８＄　１．７３　２７５０　０．５ ６比ｍ　９４（＋　８５０　７００　８００”Ｃ−３’　８００”Ｃｘ２’　８ １　１．７２　２６３０　０．９２比較０４　８７２　８５０　７００　８００ ’ＣＸ３’　８００’Ｃｘ２’　８１　１．７２　２ＢＯＯＯ，８４性゛発明材 １（発明鋼ａ）、比較材１（比較鋼ａ）、比較材２（比較鋼１））、比較材３（ 比較鋼Ｃ）、比較材４（比較鋼ｄ） ８５０　（テスラ）　：　５０００　Ａ　／　ｍとして磁化したときの誘導され る磁束密度 μ＋、ｓ：５０！（Ｚで１．５テスヲとし°Ｃ磁化したときの透磁率Ａｒ＋　フ ェライト相への相変屈境界温度ａ７に示したように、本発明材（１）は、Ｃｕを 含まない比較鋼（ａ）、０．８？、ＪＭ夏１含含有する比較鋼（ｂ）、ｌ　１％ Ｓｉ、０．５５？６Ｍ口および０．００２’！６０を左右する比較＃ｌ（ｃンお よびｉ、：３ｃ；：５ＡＩ１１と３有する比較鋼（（１）から作られた比較材（ １〜・ｌ）に比して磁気１１性に１量れていることがわかる。 実施例５ 表８に示す成分からなるスラブを１２００℃で加熱し、下記表９に示すように熱 間圧延、巻取り、酸洗、冷間圧延、冷延板の焼鈍を実施した。冷延板焼鈍中の雰 囲気は、２０％水素と８０％窒素である。冷延板を７９０℃、１００％窒素雰囲 気で２時間歪み取り焼鈍を実施した後、磁気特性を測定し、測定結果を表９に示 した０表９に示す磁気特性は、実施例４の表７に示す条件で測定した。 表８ 刑ＣＳｉ　Ｍｎ　Ｐ　Ｓ　＾ｌＮ０ＮｉＣｕＳｎ上し１１２ｊｌｉａ　Ｏ，００ ５１，１０，８００，０８０，００５０，３００，００３０，００６５０，３０ ０，２５０，１１発ＦＩＭ４ａ　Ｏ，００５０，５００，４９０，０８０，００ ６０，３００，■３０．００４０．２５０，２６０．１２ｒＪ１１１１ｂ　Ｏ， ００５０，８００，３２０，１２０，００３０，３００，００３０，００２０， ２６０，２７−ｆＭＰＩＲｃ　Ｏ，００５０，６００，３９０，１１０，００６ ０，３５０，００３０，００３０，３２０，２０−表９ ＾ｒ１　熱延終了　巻取　熱延板　中間　磁気特性試Ｊヤ帖　（’Ｃ）圧延温度 　温度　焼鈍条件　焼鈍条件　Ｂ５０（Ｔ）μｍ、鋼種（”Ｃ）　（’Ｃ） 比較材１８８０　８５０　７００　８５（）’ＣＸ３’　９００”０３°　１． ７５　２９９０　比較鋼ａ発明ｎ’ｌ　９１３　８５０　７００　８５Ｅｙ３’ 　９００Ｃｘ３°　１．７７　４２５０　発明票ａ発明ｔ４２　８９２　８５０ 　７００　８００”Ｃ−３’　９００’Ｃ）３’　１．７８　３９８０　発明鋼 ｂブＷＪシｔ４３　８９２　７５０　７００　８（Ｘ）℃Ｘ３°　９００℃ｘ３ ’　１．７７　３８６０　％’ｐ＠ｌ（：発明Ｃｊ４　８９２　８００　８５０ 　８００”Ｃ，３’　９００’Ｃ−３°　１．７８　４５２０　発明鋼Ｃ発州邪 ８９２　８８０　７００　８００’Ｃｘ３”　９００”Ｃ−３’　１．７８　４ ２５０　発明鋼Ｃ比［８９２９５０７００８００’Ｃｙ３°　９００℃−３’　 １．７３　２４８０　発明鋼０表９に示すように、本発明の成分系および製造条 ｎ−に従った発明材（１〜５）は、他の比較Ｈ（１）および本発明と同じ成分系 をＵするが本発明の製造条件から外れている比較Ｎ（２）に比ｊ７て磁気特性が 潰れていることがわかる。 実施例６ 実施例５表８に示した発明鋼（Ｃ）のスラブを、１２００℃で加熱し、表１０の ように、熱間圧延、巻取り、酸洗、冷間圧延および水素と窒素の雰囲気で冷延板 を焼鈍した。冷延板を焼鈍し、切断し７．２０％水素に８０％窒素の雰囲気で、 ７９０℃で２時間焼鈍し、た。磁気特性を測定Ｉ−１測定結果を表１０に示し７ た。表１０の磁気特性は、実Ｍ例４の表７紅゛示したのと同じ条件で測定した。 試片Ｎｏ　圧延温度　温度　焼鈍条件　焼鈍条件　８５０（Ｔ）μ＋、ｓ　Ｉ’ ｌ？ｊ−（μｍ）（’Ｃ）　（”Ｃ）　ター 発明材７　８５０　７００　７５０℃Ｘ５＜ｂ）　９００℃×３’　１．７８　 ３９８０　０．５６　８９発明ｗ３８５０　７００　９００℃×１（ｈ）　９０ ０℃ｘ３’　１．７８　４２５０　０．５２　８０発明材９　８５０　７００　 ８５０’ＣＸ５’　９００℃×３°　１．７８　４３００　０．４０　７６発発 明材０　８５０　７００　１０００℃ｘ３’　９００℃×３°　１．７７　４２ ００　０．４５　７５注：発明材７〜１０の鋼稽はいずれも発明鋼Ｃである表１ ０に示すように、本発明の成分範囲内である発明鋼（ｃ）を熱間圧延仕上げ温度 （℃）、冷延板の焼鈍条件を一定にし１本発明の範囲内で熱延板の焼鈍条件を変 化して製造した発明材（７〜１０）は、優れた磁気特性な示した。 実施例７ 重量％でＣ：０．００３％、Ｓｉ：０．５２％、Ｍｎ：０．４５％、Ｐ：０．０ ６％、Ｓ：０．００４％、Ｎ：０．００２％、Ｏ：０．００３％、Ａｌ：０．３ ０％、Ｎｉ：０．３５％、Ｃｕ：０．２１％、Ｓｎ：０．１１％および残部Ｆｅ からなる鋼スラブを再加熱し、表１１に示すように、セミプロセスで製造した。 冷延板の中間焼鈍を水素と窒素の混合雰囲気で実施し、スキンバスローリングし 、そして需要家すなわち゛；気装夏製造者に」、る熱処理を７９０℃、２時口、 窒素雰囲気で実施した。上記のようにして製造した各試片について磁気特性を測 定し、測定結果を表１１に示した１表１１の磁気特性は、実施例４の表７の条件 と同じである。 表１１ Ａｒ１　熱延終了　巻取　熱延板　冷延板　厚さ　磁気特性試片Ｎｏ　（’Ｃ） 圧延温度　温度　焼鈍条件　焼鈍条件減少率　［１５０（Ｔ）μ、。 （”Ｃ）　（”Ｃ）　＜％） 発明材１　８８０　８００　７００　６５０℃Ｘ５（ｈ）　８００℃、２’　６ 　１．７７　４２５０発明床８８０　８００　７００　６５０℃×５（ｈ）　８ ００℃ｘｚｌ　１０　１．７８　３９８０発明Ｅ発明８８０　８８０　７００　 ９００℃×３０（ｓ）　８００℃、２’　８　１．７７　３８６０発明材４　８ ８０　８６０　６５０　８００″Ｃｘ１（ｈ）　９００℃×ｚｌ　８　１．７８ 　４５２０発明ｉ発明８８０　８６０　６５０　９００℃ｘ２’　８００℃×２ °　８　１．７８　４２５０比較材１　８８０　９２０　６５０　８００℃×１ （ｈ）　８００℃×２°　８　１．７３　２４８０表１１に示すように、本発明 に従ってセミプロセスによって製造された発明材（１〜５）は、最終熱間圧延を オーステナイト相で実施した比較材（１）に比して磁気特性が優れていることが わかる。 実施例８ 重量％でＣ：０．００５％、Ｓｉ：０．８５％、Ｍｎ：０．２５％、Ｐ：０．０ ６％、Ｓ：０．００５％、Ｎ：０．００２％、Ａｌ：０．３５％、Ｎｉ：０．２ ５％、Ｃｕ：０．１７％、Ｓｎ：０．２１％および残部Ｆｅからなる鋼スラブを １２３０℃で再加熱し、表１２に示す仕上げ圧延および巻取り条件で製造した。 この鋼では、フェライト相の最大温度のＡｒ＋温度は、９１０℃であり、熱延板 の厚さは２．０ｍｍであった０表１２に示すように仕上げ圧延された熱延板を大 気中で巻取り、ＨＣＩ溶液で酸洗した。Ａｒ＋の測定は電気測定器で実施した０ 巻取りおよび熱延コイルの冷却中、保温カバーを覆った場合、冷却速度は室温２ ５℃を基準として５〜１０℃であった。ついで、熱延板を厚さ０．５Ｉｌｌ　Ｉ ｌｌとして１回冷延法て′冷間圧延した。 Ｊ、Ｚ記のようにして冷間圧延さｉ＋−た板は、アルカリ７ｄ渣で圧延油を除去 １−１表１′、□２に示１″温度で高温焼鈍１−な。高温焼鈍時間は２分間で」 ）す、高温焼鈍中ヅ）雰囲気は３００１に水素と７０％窒素の乾燥雰囲気で′あ った。 高温焼鈍後の残留（こは０．００３８０であった。高温焼鈍板を有機、無機ｌ′ １１合塗工液て絶縁１１工した後切断し、８００℃で２時間歪み取り焼鈍し７た 。その決、磁気特性および結晶粒の大きさを測定し、測定結果を・表１２に示！ ５た２表１２におＣ）る結晶粒の大きさは線分法で測定しｔ：。 ％Ｊ７Ｎｏ　温度　減少率　温度　保温　高温焼鈍　ＨＩｓｉｓｎ　８５０（Ｔ ）　μ口（μｍ）（’Ｃ）　（？δ）　（℃）カバー　温度（”Ｃ）発明材１　 ８５０　７　６５０　％Ｌ　１０００　３．２　１．７７　４２００　８５発明 材２　８５０　７　６５０　有り　１０００　３．０　１．７８　４５３０　９ ５発明材３　８８０　１５　８００　無し　９５０　３．１　１．７８　４４５ ０　８９発明［４８９０１５８００有’）　９５０　３．９　１．７９　４８０ ０　９８比較材１　７８０　５　５５０　有り　９５０　３．５　１．７５　３ ８９０　７２比較材２　９２０　１５　５５０　無し　９５０　３．４　１．７ ４　２６５０　６４注１’ｌ＋５ｚｓｏ＜１’ｌ／Ｋｇ）　：　５０　Ｈｚで１ ５テスラとして磁化したときの鉄損１１ｓｉ、１″スラ）：５０００Ａ／ｍとし て磁化したときの誘導される磁束密度 μ＋ｓ：５０Ｈｚで１．５テスラとして磁化したときの透磁率表１２に示すよう に、発明材（１〜４）は８５〜９８μ■１の結晶粒を存し、磁気特性も潰れてい る。一方比較材（１）はフェライト相で熱間圧延したが、仕上げ圧延温度および 巻取り温度が低く、厚さ減少率も低いので磁気特性も劣る。比較材（２）は厚さ の仕」二げ減少率は高いが、１００％フェライト相の境界点のＡｒ１温度より高 い温度領域で熱間圧延されるので、結晶粒が小さく成長して磁気特性が劣る。 実施例９ ｆｆｉｉ？１；でＣ：０．００３Ｓ’ｏ、Ｓｉ：１．１７６、Ｍｕ　：　０．２ ０％、ＰＯ、０６？ｎ、Ｓ・　０．０３？≦、Ｎ・０．００２９≦、ＡＩ：０． ３５９６−　Ｏ：　０．００２％、Ｎ　ｉ　：　０．０９％、Ｃｕ：０．２１％ 、Ｓ　ｎ　：　０１１°≦、Ｓｂ：０．０５？ｏおよび残部Ｆｅからなる鋼スラ ブを１１５０℃で再加熱＋、、表１３に示すように、フーリグロセスで製造した 。 この鋼は、フェライト相の境界温度のＡ　ｒ　＋は≦Ｊ　４０℃であり、仕上げ 圧延のＮさ減少率３０％で・熱間圧延１２、熱間圧延後の厚さを２．３ｍＩｎと した。表１３に示す温度で仕上げ圧延された熱延板を、巻取り、冷却し、酸性溶 液で酸洗した。保温カバーを覆った発明材〈５）および発明材（６）は巻取り、 窒素雰囲気で冷却した。冷却速度は、時間当たり１０〜１５℃であり、比較材（ ３）は巻取り、空気中で冷却した。 酸洗した熱延板乙１．ｏｍｍで１次冷間圧延し、水素と窒素の混合雰囲気で、９ ００℃で２分間中間焼鈍した。中間焼鈍板を０．４７ｍｍで２次冷間圧延し、表 ］−３の焼鈍条件で高温焼鈍した。高温焼鈍は、４０２６水素と６０九窒素の乾 燥雰囲気で実施した。 高温焼鈍板を絶縁塗工後切断し、歪み取り焼鈍を窒素１００％の乾燥雰囲気で、 ８２０℃で９０分間実施した。その後、磁気特性および結晶粒の大きさを測定し た。測定結果を表１３に示す。 試ｇ−Ｎｏ　温度　温度　保温　高温焼鈍　１＋５ｚｓａ　８５０（Ｔ）　ＡＺ ｌ、Ｓ　（μｍ）　Ａ′９１−タ（℃）　（”Ｃ）カバー　温度時間　ター（’ Ｃ） 発明Ｎ！５　８５０　７００　有り　１０００　１分　２，８９　１．７７　４ ２５０　９９　０．４１発明１−ｔ６８５０　７５０　有り　１０００　３分　 ２．７５　１．７７　４０３０　１０１　０．５５比較材３８８０５５０　無し 　１０００　５秒　３．２０　１．７６　３９２０　８５　０．３６表１３に示 すように、発明材（５）および発明材（６）は結晶粒が十分に成長し、磁気特性 も優れている。一方比較材（３）は巻取り温度が低く高温焼鈍中の焼鈍時間が短 いため結晶粒の成長が不十分であり、磁気持性も劣る。 実施例１０ 製鋼工程で出鋼した溶鋼にＣａあるいはＲＥＭを添加した濁と未添加の鋼で表１ ４のような成分をもつ鋼スラブを製造した１表１４で発明鋼（ｂ）のｒ’（ＥＭ ｉ！Ｎｄであり、発明鋼（ｄ）のＲＥＭはＣｅである。 上記のように製造した鋼スラブを１２１０℃で加熱し、仕上げ圧延温に８７０℃ 、厚さ２．０ｍｍで熱間圧延し、７２０℃で巻取り、熱延板を９００℃で５分間 焼鈍し、酸洗し、そして厚さ０．４７ｍｍで冷間圧延した。ついで、上記のよう にして冷間圧延された鋼板を、２０％水素と８０％窒素の混合比な有する混合ガ ス雰囲気中、表１５に示す条件で高温焼鈍した１表１５で発明材（４）の場合に は、熱延板を焼鈍していない、高温焼鈍した鋼板を切断し、歪み取り焼鈍を８０ ０℃で１．５時間実施した。その凌、磁気特性を測定し、組織中磁気特性に不利 な（１１１）面強度を観察した。結果を表１５に示す０表１５での磁気特性の測 定は単板測定器によった。 表１４　単位（重量２） ＃ｉｆｌ　ＣＳｉ　Ｍｎ　Ｐ　Ｓ　ＡＩ　Ｎ　Ｓｎ　Ｓｂ　Ｎｉ　Ｃｕ　Ｃａ比 較軟鋼　Ｏ，００６２，５００，２５０，０３０，００５Ｑ、３１　０．Ｏｏ４ 　−　０．０５　０．２１　０．１５　−？Ｊｌｌｉａ　Ｏ，００５２，５２０ ，２Ｂ　０．０３０．００６０．３００．００４　−　０．０６０．２５０．１ ６０．０ｆ）９ｂ　Ｏ，００６２，４９０，２４０，０３０，００５０，２９０ ，００５０，１２０，０４０，２００，０９−ｃ　Ｏ，００６２，５００，２５ ０，０２０，００６０，３００，００４０，１７０，０５０，３１０，１４０， ０１ｄ　Ｏ，００６２，４５０，２５０，０４０，００６０，３１０，００３０ ，２０−０，３００，１５−注：　ＲＥＭの添加量は発明ｓｂにｏ、００５％、 発明ｍｄ４ｍ０．００１％である。 表１５ 冷延板　磁気特性　＜１１１１面 試片Ｎｏ　高温焼鈍　＋＜、、、、。Ｂ５０（Ｔ）μｌ、（μｍ）　強度　鋼種 温度（℃）　時間 比較材１１０１０３分　２．６０　１．７２　３２５０　５．２　比較［ａ発明 材１　１０１０　：（分２．５２　１．７４　３７５０　４．１　ｆｉ明ｗ４ａ 発発明２　１０１０　３分２．４９　１．７５　３７６０　３．８　発明鋼す発 明柘　１０３０　３分　２．３５　１．７４　３９００　３．５　発明銅Ｃ発明 材４　１０００　３５’Ｆ　２．５５　１．７４　３７００　４．５　発明鋼ｔ Ｊ発明ｍ１０３０　３分　２，４６　１．７５　３８５０　３．９　発明ＪＲｔ Ｊ注＋　ｌ’ｌ＋５ｚｓｏ（Ｗ／Ｋｇ）　：　５０　Ｈｚ　、１　、５テスラと して磁１ヒしたときの鉄損０５゜（テスラ）＋５０００Ａ／ｍとして磁化したと きの誘導磁束密度 μ＋、ｓ：５０Ｈｚ、１．５テスラとして磁化したときの透磁率実施例１１ 重量％でＣ：０．００３％、Ｓｉ：２．２％、Ｍｎ：０．３５％、Ｐ：０．０４ 　％、　Ｓ：０．　００２　％、　Ｎ：０．００２　％、　Ｓｎ：０．１５？６ 、Ａｌ：０．３％、Ｎｉ：０．２５％、Ｃｕ：０．１３％、Ｃａ：０．００９％ および残部Ｆｅからなる鋼スラブを１１４０’Ｃで再加熱し、仕上げ圧延の終了 温度８５０℃、厚さ２ｍｍ’？″′熱間圧延し、７２０’Ｃで巻き取った。 巻き取った熱延板を９００℃で２時間焼鈍し、酸洗し、１次冷間圧延を厚さ１． ０ｍｍとなるように実施し、中間焼鈍を９００”Ｃで３分間実施し、２次冷間圧 延を厚さ０．５０ｍｍとなるように実施し、ついで最終の冷延板を２段冷間圧延 法で製造した。 冷延板を水素３０％、窒素７〇九の＃囲気で、３分間、１０００”Ｃで高温焼鈍 し、切断し、７９０℃で歪み収り焼鈍した後、磁気特性を単板測定器で測定した 。測定結果を表１６に示す、この測定で結晶粒１０５μＩｌｌ　、ホルタの式に よる組織パラメーター０．５７であった。 表１６ ４１５／Ｓ。　［ｌｓｏ　μ、、　（１１１）面強度２．３０　１．７６　３９ ２０　３．７表１６に示すように本発明の無方向性電気鋼板は、鉄損が低く、磁 束密度と透磁率が高いことがわかる。 実施例１２ 製鋼工程で製造された表１７に示す成分の鋼スラブを、１２００℃で加熱し、熱 間仕上げ圧延中の終了温度８５０°Ｃで２．０ｍｍの厚さとなるように熱間圧延 し、６００℃で巻き取った。ｇ延板と表１８に示す条件で焼鈍あるいは焼鈍なし に酸洗し、ついで冷間圧延を０．５ｍｍの厚さで実施した。熱延板を箱焼鈍する 場合は、１００％窒素雰囲気による表面酸化を防止できる。大気雰囲気で連続焼 鈍を実施した。 上記冷延板と表１８に示すように３０％水素、７０％窒素の混合ガス雰囲気中、 露点４０℃で３分間脱炭焼鈍し、そして高温焼鈍を実施した高温焼鈍は水素２０ ％、窒素８０％の雰囲気中で３分間実施した。高温焼鈍板を切断した後、透磁率 を測定し、その測定結果を表１８に示した。 表１７ 単位：重１％ 鋼種　ＣＳｉ　Ｍｎ　ＰＳ　Ａｌ　Ｎ　Ｓｎ　Ｓｂ　Ｎｉ　Ｃｕ比較軟鋼　Ｏ， ０１２２，１０，４ｉ　０．００９　０．００５　０．２５　０．００４　０． ０９　−　０．２０　０．１１ｂ　Ｏ，００９２，ＯＱ、４２　０．０１５　０ ．００Ｂ　０．２６　０．００４　−　０．０５　０．２０　−発明鋼ａ　Ｏ， ０２５２，００，４００，０２００，００５０，３００，００３０，０３−０， １５０，０８ｂ　Ｏ，０３００，４０，４５０，０８０，００６０，０１０，０ ０３０，０５０，０５０，２５０，０５ｃ　Ｏ，０３５１，８０，２００，０４ ０，００３０，２５０，ＯＱ３　−　０．１２　０，２５　０．１２注：比較鋼 ａ、ｂおよび発明鋼ａ、ｃの０含有量は０．００３％であり、発明鋼すのＯ含有 量は０．００４％である。 表１８ 試片Ｎｏ　方法　温度　時間　焼鈍温度　焼鈍温度　川。 （’Ｃ）　（’Ｃ）　（”Ｃ） 比較材ｌ　未実施　−−８３０１０００２９００比較鋼ａ２　連続焼鈍　１００ ０　３分間　８３０　１０２０　３２００　比較１１ａ３　箱焼鈍　８００　３ 時Ｅ　８３０　１０２０　３５００　比較＃ｌａ４　連続焼鈍　１０００　３分 間　未実施　１０２０　２５００　比較鋼ａ５　連続焼鈍　１０００　３分間　 ８３０　１０２０　３３００　比較鋼ｂ６　連続焼鈍　１０００　３分間　未実 施　１０２０　２６０Ｇ　発明鋼ａ７　連続焼鈍　１０００　３分間　７００　 １０２０　３１００　発明鋼ａ発明材１　未実施　−−８７０１０２０３８００ 発明ｌｊ［ａ２　連続焼鈍　１０５０　３分間　８３０　１０２０　４２００　 発明鋼ａ３　箱焼鈍　８００３時間　８３０　１０２０　４４００　発明鋼ａ４ 　未実施　−−８００９５０４２００発明鋼ｂ５　連続焼鈍　１０００　３分間 　７８０　９５０　４５００　発明鋼ｂ６　連続焼鈍　８００５分間　８５０　 ９５０　４６００　発明鋼ｂ７　箱焼鈍　７５０５時間　８００　９５０　５０ ２０　発明鋼ｂ８　未実施　−−８５０１０００３９００発明鋼Ｃ９連続焼鈍　 １００（１３分間　８５０　１０００　４３００　発明＃ｌｃ注二μ＋、ｓ：５ ０Ｈｚで１．５テスラを得るように磁化したときの透磁率 表１８に示したように、本発明の成分範囲内の発明鋼＜ａ、ｂおよびＣ）を本発 明の製造条件に従って製造した発明材（１〜９）は１本発明の成分範囲および／ または製造条件から外れた比較材（１−〜７）に比して透磁率が高いことがわか る。 表１８の発明材（１〜３）について組織を観察した結果、（１１０）面および（ ２００）面の組織係数は１．２〜１．７の範囲であったが、比較材（６，７）の 組織を観察した結果では上記組織の指数は０．６〜１．０であった。ここで組織 指数はホルタの組織係数を表す、脱炭焼鈍擾の残留Ｃの量を調べた結果、本発明 材（１〜９）の場合には、（Ｊ、ＵＯ］〜０００３九の範囲であった。 実施例１３ 表１９に示す成分系の鋼を１２３０℃で再加熱した後、熱間仕」二げ圧延を８５ ０℃で実施し、７５０℃で巻き取った。 ］−記のようにして巻き取った熱延板を表７０４＝’：示すｖＪ、造条（′［て 製造した後、透磁率を測定し、測定結果ご表２０に示した６表２０での比較材（ １〜２）および発明材（１〜３）はフーリプロセスで製造した０発明材（１〜、 ３）の場合には、冷延板の脱炭焼鈍を２００、；水素と８０“１．窒素の混合雰 囲気で、露点４５°Ｃで４分間それぞれの温度で実施し、高温焼鈍と３０９．、 水素と７０２６窒素の混合雰囲気でそれぞれの温度で３分間実施した。比較材（ １〜２）の場合には、５０？６水素と５０　？ｏ窒素の炉内雰囲気で露点８０℃ で脱炭焼鈍を実施した。 比較材（２）の堝りには、残留Ｃの古有量は０．００６９６であり、発明材（２ ）の場合には残留Ｃの古有量は０．００２３％であった。 比較材（３〜４）および発明材（４〜６）をセミプロセスで製造した、比較材（ ３）および発明材（ｌ■〜５）の場合、中間焼鈍後の歪み取り焼鈍をそれぞれの 温度で７０　％窒素と３０％水素の温き雰囲気で、露点４０℃で２時間脱炭焼鈍 し、ついで炉冷した。比較材（４）の場合、４０％窒素と６０％水素の混合雰囲 気で、露点１０’Ｃで２時間脱炭焼鈍した６発明材（６）の場合、中間焼鈍中２ ０％窒素と８０９≦水素の混合雰囲気で、露点４５℃で脱炭焼鈍を実施した。 脱炭焼鈍は、中間焼鈍と歪み取り焼鈍のときにも実施できることを示している。 表１９ 愼位：重量％ 鋼種　Ｃ３ｉＭｎＰＳ　＾ｌＮ０ＳｎＮｉＣｕ発明鋼ｄ　Ｏ，０３５２，５１０ ，２５０，０３０，００３０，２５０，００４０，００３０，１２０，３００， ０９ｅ　Ｏ，０３６０，５００，３５０，０６０，００６０，３１０，００３Ｑ 、００３　０．１０　０．２５　０．１２表２０ 熱延板焼鈍１次　中間　２次　冷延板　歪み取り　透磁率　鋼種試Ｊヤ帖　温度 時間　冷延　焼鈍温度冷延焼鈍温度　焼鈍温度　μｍ。 （℃）（分）　厚さ　（”Ｃ）　厚さ　脱炭　高温　（’Ｃ）（閤）　（ｗ）　 （”Ｃ）　（’Ｃ） 此Ｊ５！１１１　１（ＫＫＩ　５　１．０　９００　０．５　７００　１０００ 　−　′２１３ｏＯ発明鋼ｄ２　１０００　５　１．０　９００　０．５　８３ ０　１０００　−　３０５０Ｑ明鋼ｄ！　１０００　５　１．０　９００　０． ５　Ｅ３０　１０００　−　４２００　発明鋼ｄ２　１０００　５　１．０　９ ００　０．５　８００　１０００　−　４３００　［ｄ３　１０００　５　１． ０　９００　０．５　８６０　１０００　−　４５００　ｆｉｄ此惠喋邦　蒐　 ３　０．５　槙　０．４７　−　謝　３１■　発明鋼ｅ４　９００　３　０．５ 　８００　０．４７　−　８００　２９００ｗＭ１ｅ発明材４　１０００　３　 ０．５　８００　０．４７　−　８００　４３ＤＯｗｑｗＩ４ｅ５　１０００　 ３　０．５　８００　０．４７　−　８３０　４９００ＷＭ４ｅ８　９５０　３ 　０．５　８００　０．４７　−　８３０　４７００ｗＭ４ｅ表２０に示すよう に、本発明の成分範囲および製造条件に従う発明材（１〜６）は、本発明の成分 範囲に含まれるが本発明の製造条件から外れる比較材（１〜４）に比して透磁率 が極めて優れている。 さらにセミプロセスによって製造された比較材（３）および（４）は、結晶粒の 大きさがそれぞれ８０μｍと７５μｍであり、ホルタの式の組織パラメーターが それぞれ０．４５と０．２５であった。一方、発明材（４）の場合には、結晶粒 が１２０μｍであり組織パラメーターが０．６８であった。 フーリプロセスによって製造された発明材（１）の場合には、結晶粒が７５μｍ であり１組織パラメーターが０．５であった。 フロントページの続き （３１）優先権主張番号　１９９２／１８６１７（３２）優先日　１９９２年１ ０月９日（３３）優先権主張国　韓国（ＫＲ） （３１）優先権主張番号　１９９２／１８６１８（３２）優先日　１９９２年１ ０月９日（３３）優先権主張国　韓国（ＫＲ） （３１）優先権主張番号　１９９２／１８６１９（３２）優先日　１９９２年１ ０月９日（３３）優先権主張国　韓国（ＫＲ） （８１）指定国　ＥＰ（ＤＥ、ＦＲ，ＧＢ、ＩＴ）。 Ｃ５，ＪＰ、　ＲＵ、　ＵＳ （７２）発明者　バエ　ビュング　ケウン大韓民国キヨング　サンプ　ブック− ドア９０−３３０、ポハング　シティ、ヒョジャードング、サン３２、インダス トリアル　サイエンス　アンド　チクノロシイ　リサーチインスチチュート内 （７２）発明者　チャ　サンプ　ユン 大韓民国キヨング　サンプ　ブック−ドア９０−３３０、ポハング　シティ、ヒ ョジャードング、サン３２　インダストリアル　サイエンス　アンド　チクノロ シイ　リサーチインスチチュート内 （７２）発明者　ウー　ジョング　スー大韓民国キヨング　サンプ　ブック−ド ア９０−３３０、ボハング　シティ、ヒョジャードング、サン３２　インダスト リアル　サイエンス　アンド　チクノロシイ　リサーチインスチチュート内 （７２）発明者　キム　ジョング　ケウン大韓民国キヨング　サンプ　ブック− ドア９０−３３０　ポハング　シティ、ヒョジャードング、サン３２　インダス トリアル　サイエンス　アンド　チクノロシイ　リサーチインスチチュート内 （７２）発明者　キム　ジョング　クー大韓民国キヨング　サンプ　ブック−ド ア９０−３６０　ポハング　シティ、トング　チョンードング　５　ポハング　 アイアンアンド　スチール　カンパニイ　リミテッド内

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １．重量％でＣ：０．０２％より少なく、Ｓｉ：１．０〜３．５％、Ｍｎ：１． ０％より少なく、Ｐ：０．１０％より少なく、Ｓ：０．０１％より少なく、Ｎ： ０．００８％より少なく、Ａｌ：０．７％より少なく、Ｎｉ：０．０５〜１．０ ％、Ｃｕ：０．０２〜０．５％、ＳｎおよびＳｂの一種または二種の合計：０． ０２〜０．２％、残部Ｆｅおよび他の不可避的不純物からなる優れた磁気特性を 有する無方向性電気鋼板。 ２．結晶粒の大きさが３０〜２００μｍであり、ホルタの式により計算した組織 パラメーターが０．２を超える請求の範囲第１項記載の優れた磁気特性を有する 無方向性電気鋼板。 ３．重量％でＣ：０．０２％より少なく、Ｓｉ：１．０％より少なく、Ｍｎ：０ ．５％より少なく、Ｐ：０．１５％より少なく、Ｓ：０．０１％より少なく、Ｎ ：０．００８％より少なく、Ｏ：０．００５％より少なく、Ａｌ：０．７％より 少なく、Ｎｉ：０．０５〜１．０％、Ｃｕ：０．０２〜０．５％、ＳｎおよびＳ ｂの一種または二種の合計：０．０２〜０．３％、残部Ｆｅおよび他の不可避的 不純物からなる優れた磁気特性を有する無方向性電気鋼板。 ４．結晶粒の大きさが２０〜２００μｍであり、ホルタの式により計算した粗織 パラメーターが０．２を超える請求の範囲第３項記載の優れた磁気特性を有する 無方向性電気鋼板。 ５．重量％でＣ：０．０２％より少なく、Ｓｉ：３．５％より少なく、Ｍｎ：０ ．５％より少なく、Ｐ：０．１５％より少なく、Ｓ：０．０１５％より少なく、 Ａｌ：０．７％より少なく、Ｏ：０．００５％より少なく、Ｎ：０．００８％よ り少なく、Ｎｉ：０．０２〜１．０％、Ｃｕ：０．０２〜０．５％、Ｓｎおよび Ｓｂの一種または二種の合計：０．０２〜０．３％、Ｃｕ：０．０２〜０．４％ 、残部Ｆｅおよび他の不可避的不純物からなる優れた磁気特性を有する無方向性 電気鋼板。 ６．結晶粒の大きさが２５〜２００μｍであり、ホルタの式により計算した組織 パラメーターが０．２を超える請求の範囲第５項記載の優れた磁気特性を有する 無方向性電気鋼板。 ７．重量％でＣ：０．０２％より少なく、Ｓｉ：３．５％より少なく、Ｍｎ：０ ．５％より少なく、Ｐ：０．１５％より少なく、Ｓ：０．０１％より少なく．Ｎ ：０．００８％より少なく、Ａｌ：０．７％より少なく、Ｎｉ：０．０２〜１． ０％、Ｃｕ：０．０２〜０．５％、ＳｎおよびＳｂの一種または二種の合計：０ ．０２〜０．２％、Ｃａ：０．００１〜０．０２％および／または希土類元素（ ＲＥＭ）０．００３〜０．０３％、残部Ｆｅおよび他の不可避的不純物からなる 優れた磁気特性を有する無方向性電気鋼板。 ８．結晶粒の大きさが３０〜２００μｍであり、ホルタの式により計算した組織 パラメーターが０．２を超える請求の範囲第７項記載の優れた磁気特性を有する 無方向性電気鋼板。 ９．希土類元素が一種または二種を超える請求の範囲第７項または第８項記載の 優れた磁気特性を有する無方向性電気鋼板。 １０．重量％でＣ：０．０２〜０．０６％、Ｓｉ：３．５％より少なく、Ｍｎ： ０．５％より少なく、Ｐ：０．１５％より少なく、Ｓ：０．０１％より少なく、 Ｎ：０．００８％より少なく、Ａｌ：０．７％より少なく、０：０．００５％よ り少なく、Ｎｉ：０．０２〜１．０％、Ｃｕ：０．０２〜０．５％、Ｓｎおよび Ｓｂの一種または二種の合計：０．０２〜０．２％、残部Ｆｅおよび不可避的不 純物からなる優れた磁気特性を有する無方向性電気鋼板。 １１．結晶粒の大きさが２０〜１８０μｍであり、ホルタの式により計算した組 織パラメーターが０．３を超える請求の範囲第１０項記載の優れた磁気特性を有 する無方向性電気鋼板。 １２．重量％でＣ：０．０２％より少なく、Ｓｉ：１．０〜３．５％ＭＨ：１． ０％より少なく、Ｐ：０．１０％より少なく、Ｓ：０．０１％より少なく、Ｎ： ０．００８％より少なく、Ａｌ：０．７％より少なく、Ｎｉ：０．０５〜１．０ ％、Ｃｕ：０．０２〜０．５％、ＳｎおよびＳｂの一種または二種の合計：０． ０２〜０．２％、残部Ｆｅおよび他の不可避的不純物からなる鋼スラブを、熱間 圧延、熱延板焼鈍、酸洗した後、１段の冷間圧延法あるいは２段の冷間圧延法で 冷間圧延し、冷間圧延板を高温焼鈍し、あるいは歪み取り焼鈍を実施するフーリ プロセスによる優れた磁気特性を有する無方向性電気鋼板の製造方法。 １３．熱延板の焼鈍が７００〜１０００℃の温度範囲で１０秒間〜２０分間連続 焼鈍方法によって実施される請求の範囲第１２項記載の優れた磁気特性を有する 無方向性電気鋼板の製造方法。 １４．熱延板の焼鈍が６００〜１０００℃の温度範囲で３０分間〜１０時間箱焼 鈍方法によって実施される請求の範囲第１２項記載の優れた短気特性を有する無 方向性電気鋼板の製造方法。 １５．重量％でＣ：０．０２％より少なく、Ｓｉ：１．０％より少なく．Ｍｎ： ０．５％より少なく、Ｐ：０．１５％より少なく、Ｓ：０．０１％より少なく、 Ｎ：０．００８％より少なく、Ｏ：０．００５％より少なく、Ａｌ：０．７％よ り少なく、Ｎｉ：０．０５〜１．０％、Ｃｕ：０．０２〜０．５％、Ｓｎおよび Ｓｂの一種または二種の合計：０．０２〜０．２％、残部Ｆｅおよび不可避的不 純物からなる鋼スラブを、熱間圧延し、熱延板を焼鈍し、酸洗し、冷間圧延し、 中間焼鈍し、そしてスキンパス圧延し、および歪み取り焼鈍するセミプロセスに よる優れた磁気特性を有する無方向性電気鋼板の製造方法。 １６．仕上げ熱間圧延をフェライト相である７５０℃〜Ａｒ１点で終了する請求 の範囲第１５項記載の優れた磁気特性を有する無方向性電気鋼板の製造方法。 １７．熱延板の焼鈍を７００〜１０００℃の温度範囲で１０秒間〜２０分間、連 続焼鈍方法により実施する請求の範囲第１５項または第１６項記載の優れた磁気 特性を有する無方向性電気鋼板の製造方法。 １８．熱延板の焼鈍を６００〜９５０℃の温度範囲で３０分間〜１０時間、箱焼 鈍方法により実施する請求の範囲第１５項または第１６項記載の優れた磁気特性 を有する無方向性電気鋼板の製造方法。 １９．重量％でＣ：０．０２％より少なく、Ｓｉ：１．０％より少なく、Ｍｎ： ０．５％より少なく、Ｐ：０．１５％より少なく、Ｓ：０．０１％より少なく、 Ｎ：０．００８％より少なく、Ｏ：０．００５％より少なく、Ａｌ：０．７％よ り少なく、Ｎｉ：０．０５〜１．０％、Ｃｕ：０．０２〜０．５％、Ｓｎおよび Ｓｂの一種または二種の合計：０．０２〜０．２％、残部Ｆｅおよび他の不可避 的不純物からなる鋼スラブを熱間圧延、熱延板の焼鈍、酸洗、冷間圧延、および 焼鈍するフーリプロセスによる優れた磁気特性を有する無方向性電気鋼板の製造 方法。 ２０．仕上げ熱間圧延がフェライト相である７５０℃〜Ａｒ１点の温度範囲で終 了する請求の範囲第１９項記載の優れた磁気特性を有する無方向性電気鋼板の製 造方法。 ２１．熱延板の焼鈍が、７００〜１０００℃の温度範囲で１０秒間〜２０分間実 施される請求の範囲第１９項または第２０項記載の優れた磁気特性を有する無方 向性電気鋼板の製造方法。 ２２．熱延板の焼鈍が、６００〜９５０℃の温度範囲で３０分間〜１０時間実施 される請求の範囲第１９項または第２０項記載の優れた磁気特性を有する無方向 性電気鋼板。 ２３．重量％でＣ：０．０２％より少なく、Ｓｉ：３．５％より少なく、Ｍｎ： ０．５％より少なく、Ｐ：０．１５％より少なく、Ａｌ：０．７％より少なく、 Ｏ：０．００５％より少なく、Ｎ：０．０２〜１．０％、Ｃｕ：０．０２〜０． ４％、残部Ｆｅおよび他の不可避的不純物からなる鋼スラブを、加熱し、８００ ℃超えのフェライト相で７％超えの厚さ減少率で仕上げ熱間圧延し、熱延板を６ ００℃超えの温度で巻取り、大気中で冷却し、酸洗し、１段冷間法または２段冷 間法で冷間圧延し、７００〜１１００℃で１０秒間〜１０分間高温焼鈍する優れ た磁気特性を有する無方向性電気鋼板の製造方法。 ２４．熱延板の巻取り後、冷却中の冷却速度が３０℃／時間である請求の範囲第 ２３項記載の優れた磁気特性を有する無方向性電気鋼板の製造方法。 ２５．重量％でＣ：０．０２％より少なく、Ｓ１：３．５％より少なく．Ｍｎ： ０．５％より少なく、Ｐ：０．１５％より少なく、Ｓ：０．０１％より少なく、 Ｎ：０．００８％より少なく、Ａｌ：０．７％より少なく、Ｎ１：０．０２〜１ ．０％、Ｃｕ：０．０２〜０．５％、Ｃａ：０．００１〜０．０２％または希土 類元素（ＲＥＭ）：０．００３〜０．３％．残部Ｆｅおよび他の不可避的不純物 からなる鋼スラブを熱間圧延し、巻き取り、熱延板をそのまま、または熱延板を 焼鈍した後酸洗し、１段冷間圧延法あるいは２段冷間圧延法で冷間圧延し、高温 焼鈍するフーリプロセスによる優れた磁気特性を有する無方向性電気鋼板の製造 方法。 ２６．重量％でＣ：０．０２％より少なく、Ｓｉ：３．５％より少なく、Ｍｎ： ０．５％より少なく、Ｐ：０．１５％より少なく、Ｓ：０．０１％より少なく、 Ｎ：０．００８％より少なく、Ａｌ：０．７％より少なく、Ｎｉ：０．０２〜１ ．０％、Ｃｕ：０．０２〜０．５％、ＳｎおよびＳｂの一種または二種の合計： ０．０２〜０．２％、Ｃａ：０．００１〜０．０２％および／または希土類元素 （ＲＥＭ）：０．００３〜０．０３％、残部Ｆｅおよび他の不可避的不純物から なる鋼スラブを熱間圧延し、巻き取り、熱延板をそのまま、または熱延板を焼鈍 した後酸洗し、１段冷間圧延法あるいは２段冷間圧延法で冷間圧延し、中間焼鈍 し、スキンパス焼鈍するセミプロセスによる優れた磁気特性を有する無方向性電 気鋼板の製造方法。 ２７．重量％でＣ：０．０２〜０．０６％、Ｓｉ：３．５％より少く、Ｍｎ：０ ．５％より少なく、Ｐ：０．１５％より少なく、Ｓ：０．０１％より少なく、Ｎ ：０．００８％より少なく、Ａｌ：０．７％より少なく、０：０．００５％より 少なく、Ｎｉ：０．０２〜１．０％、Ｃｕ：０．０２〜０．０５％、Ｓｎおよび Ｓｂの一種または二種の合計：０．０２〜０．２％、残部Ｆｅおよび他の不可避 的不純物からなる鋼スラブを熱間圧延し、酸洗し、１段冷間圧延法あるいは２段 冷間圧延法によって冷間圧延し、冷間圧延板を７５０〜９００℃の温度範囲で、 ６０〜９０％窒素と４０〜１０％水素との混合雰囲気で、３０〜６０℃の露点で 脱炭焼鈍し、最終高温焼鈍するフーリプロセスによる優れた磁気特性を有する無 方向性電気鋼板の製造方法。 ２８．熱延板を高温焼鈍、あるいは非酸化性雰囲気で箱焼鈍する請求の範囲第２ ７項記載の優れた磁気特性を有する無方向性電気鋼板の製造方法。 ２９．重量％でＣ：０．０２〜０．０６％、Ｓｉ：３．５％より少なく、Ｍｎ： ０．５％より少なく、Ｐ：０．１５％より少なく、Ｓ：０．０１％より少なく、 Ｎ：０．００８％より少なく、Ａｌ：０．７％より少なく、０：０．００５％よ り少なく、Ｎｉ：０．０２〜１．０％、Ｃｕ：０．０２〜０．０５％、Ｓｎおよ びＳｂの一種または二種の合計：０．０２〜０．２％、残部Ｆｅおよび他の不可 避的不純物からなる鋼スラブを熱間圧延し、酸洗し、１次冷間圧延し、中間焼鈍 し、スキンパス圧延し、そして需要家すなわち電気装置製造者による加工後歪み 取り焼鈍するセミプロセスによる優れた磁気特性を有する無方向性電気鋼板の製 造方法。 ３０．中間焼鈍のとき、冷延板を７５０〜９００℃の温度範囲、６０〜９０％の 窒素と４０〜１０％の水素との混合雰囲気、露点３０〜６０℃で１〜１０分間脱 炭焼鈍する優れた磁気特性を有する無方向性電気鋼板の製造方法。 ３１．歪み取り焼鈍のとき、７５０〜８５０℃の温度範囲、６０〜９０％の窒素 と４０〜１０％の水素との混合雰囲気、露点３０〜６０℃で脱炭焼鈍する請求の 範囲第２９項記載の優れた磁気特性を有する無方向性電気鋼板の製造方法。 ３２．熱延板を連続焼鈍、あるいは非酸化性雰囲気で箱焼鈍する請求の範囲第２ ９項または第３１項記載の優れた磁気特性を有する無方向性電気鋼板の製造方法 。