WO2016175121A1 - 無方向性電磁鋼板 - Google Patents

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ferrite grains
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藤倉　昌浩
伸一 松井
真一 金尾
毅郎 荒牧
義行 牛神
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新日鐵住金株式会社
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    • C21D2211/005—Ferrite

Definitions

  • the present invention relates to a non-oriented electrical steel sheet used as a core material for drive motors of electric vehicles and motors for various electric devices.
  • the material for the rotor of the motor is required to have excellent magnetic properties and mechanical strength to withstand centrifugal force and stress fluctuation.
  • high fatigue strength is required, but generally, the higher the tensile strength TS, the better the fatigue strength.
  • Patent Documents 1 to 4 As a method of achieving both low iron loss and high strength, a method of increasing the strength of a steel sheet by finely precipitating metallic Cu particles after cold rolling recrystallization. Has been proposed. It is possible to achieve both low iron loss and high strength by coarsening the recrystallized grains and precipitating fine Cu that does not affect the domain wall movement.
  • An object of the present invention is to improve the fatigue characteristics of a low iron loss non-oriented electrical steel sheet on which metal Cu particles are deposited, and to provide a low iron loss non-oriented electrical steel sheet and a method for producing the same.
  • the purpose is to provide.
  • the present inventors diligently studied a method for solving the above problems. As a result, it has been found that a high tensile strength and a high fatigue strength can be realized while maintaining good magnetic properties by properly combining the hot rolling conditions and the Cu precipitation conditions.
  • the present invention has been made based on the above findings, and the gist thereof is as follows.
  • the non-oriented electrical steel sheet according to one aspect of the present invention has a component composition of unit mass%, C: 0 to 0.0100%, Si: 1.00 to 4.00%, Mn: 0.00. 05 to 1.00%, Al: 0.10 to 3.00%, Cu: 0.50 to 2.00% Ni: 0 to 3.00%, Ca: 0 to 0.0100%, REM: 0 to 0.0100%, Sn: 0 to 0.3%, Sb: 0 to 0.3%, S: 0 to 0.01%, P: 0 to 0.01%, N: 0 to 0.01%, O: 0 to 0.01%, Ti: 0 to 0.01%, Nb: 0 to 0.01%, V: 0 to 0.01%, Zr: 0 to 0.01%, and Mg: 0 to Containing ferrite grains containing 0.01%, the balance consisting of Fe and impurities, and having a structure of 99.0 area% or more and containing no unrecrystallized structure, and the
  • the average particle size of the metal Cu particles inside the ferrite particles is 2.0 nm or more and 10.0 nm or less.
  • the component composition is Ni: 0.50 to 3.00%, Ca: 0.0005 to 0.0100%, REM: One or more selected from the group consisting of 0.0005 to 0.0100% may be contained.
  • a non-oriented electrical steel sheet with low iron loss and excellent fatigue characteristics can be manufactured and provided.
  • the present invention can contribute to high speed and high efficiency of the motor.
  • the recrystallized steel sheet was 20 ° C./second to obtain a recrystallized steel sheet. Further thereafter, the recrystallized steel sheet was subjected to Cu precipitation annealing at various soaking temperatures within a range of 400 to 700 ° C. for 60 seconds soaking time to obtain a steel sheet for evaluation.
  • a JIS No. 5 tensile test piece was cut out from the evaluation steel plate, and a tensile test was performed based on JIS Z 2241 “Metal Material Tensile Test Method”. The longitudinal direction of the tensile test piece was matched with the rolling direction of the steel plate for evaluation. Further, based on JIS Z 2273 “General Rules for Fatigue Testing Methods for Metal Materials”, the fatigue test pieces shown in FIGS. 1-1 and 1-2 were cut out from the steel plate for evaluation and subjected to fatigue tests by partial piece swing tension.
  • A, b, c, e, R, w, W, X, Y 0 , Z, and ⁇ shown in FIGS. 1-1 and 1-2 were as follows.
  • the surface of the constricted portion of the test piece was subjected to surface finishing with 600th paper.
  • the longitudinal direction of the fatigue test piece was matched with the rolling direction of the steel plate for evaluation.
  • the minimum load was fixed at 3 kgf
  • the frequency was 20 Hz
  • the maximum stress when the repeated stress was 2 million times and not broken was defined as the fatigue strength FS of the steel plate for evaluation.
  • a 55 mm ⁇ 55 mm single plate sample for magnetic measurement was cut out from the evaluation steel plate, and the average iron loss in the direction perpendicular to the rolling direction was evaluated based on JIS C 2556 “Electromagnetic steel plate single plate magnetic property test method”. The evaluation was performed under conditions of a frequency of 400 Hz and a magnetic flux density of 1.0T.
  • FIG. 2 shows the relationship between the precipitation treatment temperature (Cu precipitation treatment temperature) and tensile strength TS in Cu precipitation annealing
  • FIG. 3 shows the relationship between the precipitation treatment temperature and fatigue strength FS. 2 and 3, in hot rolling condition 1 shown in Table 1, the Cu precipitation treatment temperature at which TS (tensile strength) is highest is 525 to 550 ° C., and Cu precipitation at which FS (fatigue strength) is highest. It can be seen that the processing temperature is 575 to 600 ° C.
  • FIG. 4 shows the relationship between the Cu deposition treatment temperature and the iron loss W 10/400 .
  • the Cu precipitation treatment temperature is 700 ° C.
  • the iron loss slightly increases, but when the Cu precipitation treatment temperature is 650 ° C. or less, the influence of the Cu precipitation treatment temperature on the iron loss is small. This can be seen from FIG.
  • the present inventors permeate the Cu precipitation form in the ferrite crystal grains of the test material. It was investigated with a scanning electron microscope (TEM). Under hot rolling condition 1 and Cu precipitation treatment temperature of 550 ° C., the average precipitation particle size of Cu was 2.3 nm, and the crystal structure of all observed Cu particles was BCC. Under hot rolling condition 3 and Cu precipitation treatment temperature of 650 ° C., the average precipitation particle size of Cu was 7 nm, and the crystal structure of Cu particles was observed to be 9R structure and FCC structure as well as BCC structure.
  • TEM scanning electron microscope
  • Table 3 shows 9R for the average particle diameter of precipitated Cu particles, the number density per volume, and the number density of all precipitated Cu particles when the hot rolling conditions and the Cu precipitation treatment temperature are changed.
  • the ratio of the number density of particles and the ratio of the number density of BCC particles are shown. Comparing the fatigue strength in FIG. 3 and the Cu precipitation state in Table 3, it was found that the 9R structure particles were included together with the BCC structure Cu particles under the high fatigue strength conditions in each hot rolling condition. Furthermore, it was found that the number density of Cu particles was higher in hot rolling conditions 2 and 3 having higher TS and FS than in hot rolling condition 1 even under the same Cu precipitation annealing conditions.
  • Cu particles in ⁇ -Fe change the crystal structure as the precipitation size increases and change the consistency with Fe as a matrix. That is, at the initial stage of precipitation, Cu precipitates in a BCC structure that matches the matrix, and suppresses an increase in energy at the interface. When slightly grown, it takes a crystal structure of 9R structure close to the originally stable FCC structure, and is in a semi-matched state with the matrix. When the temperature further increases, the structure changes to an FCC structure which is a stable phase, and becomes completely inconsistent with the matrix.
  • the 9R structure refers to FIG. As shown in FIG. 4, it is a long-period structure in which the stacking period of the closest packed surface of atoms is nine layers.
  • Fatigue strength increases when Cu particles with 9R structure are included. This is because in the case of Cu particles having a BCC structure aligned with the matrix, cutting of the Cu particles occurs due to repeated stress, but in the case of Cu particles having a semi-aligned 9R structure, cutting is difficult to occur. Guessed. Furthermore, Cu particles with BCC structure do not suppress dislocation movement, so it does not affect the mechanical strength of the steel sheet, but 9R structure Cu particles suppress movement of dislocation, so the mechanical strength (for example, tensile strength) of the steel sheet is reduced. It is presumed to have a function to improve.
  • the number density of Cu particles can be increased even if the size of Cu particles is increased to some extent by reducing FOT, FT, and CT during hot rolling. It can be seen that many can be kept. That is, by reducing FOT, FT, and CT during hot rolling, it is possible to increase the number density of particles while including 9R-structured particles in the steel sheet.
  • % related to the component composition means mass%.
  • C 0 to 0.0100% C is an element harmful to the electromagnetic steel sheet because it increases the iron loss of the electromagnetic steel sheet and also causes magnetic aging.
  • the C content is preferably 0.0050% or less, or 0.0030% or less. Since the steel plate according to this embodiment does not require C, the lower limit value of the C content is 0%. However, significant costs may be required to remove C. Therefore, the C content may be more than 0%, 0.0001% or more, 0.0005% or more, or 0.0010% or more.
  • Si 1.00 to 4.00%
  • Si is an element that contributes to reducing the iron loss of the electrical steel sheet by increasing the specific resistance of the steel.
  • the Si content is set to 1.00% or more.
  • the Si content is preferably 2.00% or more, 2.20% or more, or 2.50% or more.
  • the Si content exceeds 4.00%, the steel becomes brittle, and troubles such as flaws and cracks are likely to occur during rolling. Therefore, the Si content is 4.00% or less.
  • the Si content is preferably 3.60% or less, or 3.50% or less, or 3.40% or less.
  • Mn 0.05 to 1.00%
  • Mn is an element that increases the specific resistance of the steel and also acts to coarsen the sulfide to render it harmless.
  • the Mn content is set to 0.05% or more.
  • the Mn content is preferably 0.10% or more, 0.15% or more, or 0.20% or more.
  • the Mn content exceeds 1.00%, the steel becomes brittle, and troubles such as flaws and cracks are likely to occur during rolling. Therefore, the Mn content is 1.00% or less.
  • the Mn content is preferably 0.90% or less, 0.80% or less, or 0.70% or less.
  • Al 0.10 to 3.00%
  • Al is an element having a deoxidizing effect and preventing fine precipitation of nitrides by precipitating as large AlN.
  • Al like Si and Mn, is an element that increases the specific resistance of steel and contributes to the reduction of iron loss.
  • the Al content is set to 0.10% or more.
  • the Al content is preferably 0.15% or more, 0.20% or more, or 0.30% or more.
  • the Al content exceeds 3.00%, the steel becomes brittle and troubles such as wrinkles and cracks are likely to occur during rolling, so the Al content is 3.00% or less.
  • the Al content is preferably 2.00% or less, 1.50% or less, or 1.20% or less.
  • Cu 0.50 to 2.00% Cu is an important element in the steel sheet according to the present embodiment.
  • the yield strength (YS), tensile strength (TS), and fatigue strength (FS) of the steel plate are improved without increasing the iron loss of the steel plate.
  • the Cu content is set to 0.50% or more.
  • the Cu content is preferably 0.80% or more, 0.90% or more, or 1.00% or more.
  • the Cu content exceeds 2.00%, the steel plate is wrinkled and cracked during hot rolling of the steel plate, so the Cu content is 2.00% or less.
  • the Cu content is preferably 1.80% or less, 1.60% or less, or 1.40% or less.
  • the steel sheet according to the present embodiment may include one or more selected from the group consisting of Ni, Ca, and REM in addition to the elements described above. Moreover, the steel plate according to the present embodiment may include Sn and Sb in addition to the elements described above. However, even when Ni, Ca, REM, Sn, and Sb are not included, the steel sheet according to the present embodiment has good characteristics, so the lower limit value of each of Ni, Ca, REM, Sn, and Sb is 0%. is there.
  • Ni 0 to 3.00%
  • Ni has the effect of reducing the wrinkles of the hot-rolled steel sheet, and is also effective in increasing the mechanical strength of the steel sheet by solid solution strengthening, so Ni may be contained in the steel sheet according to this embodiment.
  • the Ni content is preferably 0.50% or more, more preferably 0.80% or more, or 1.00% or more.
  • the Ni content is preferably 3.00% or less, more preferably 2.60% or less, or 2.00% or less. preferable.
  • Ca and REM detoxify S, which is an element that increases the iron loss of the steel sheet, by forming S in the steel as an inclusion such as oxysulfide in the cooling stage in casting.
  • each of Ca and REM may be contained by 0.0005% or more.
  • the more preferable lower limit of the content of each of Ca and REM is 0.0010% or 0.0030%.
  • the content of Ca and REM is excessive, the amount of inclusions containing Ca and REM increases, and iron loss is deteriorated.
  • the upper limit of the content of each of Ca and REM is preferably 0.0100%, and more preferably 0.009% or 0.008%.
  • the term “REM” refers to a total of 17 elements composed of Sc, Y, and a lanthanoid, and the “content of REM” means the total content of these 17 elements.
  • Sn 0 to 0.30%
  • Sb 0 to 0.30%
  • the lower limit value of each content of Sn and Sb is preferably 0.03%, more preferably 0.04% or 0.05%.
  • the upper limit value of each content of Sn and Sb is preferably 0.30%, 0.20% or 0.15% Is more preferable.
  • the steel plate according to the present embodiment may include one or more selected from the group consisting of S, P, N, O, Ti, Nb, V, Zr, Mg, and the like in addition to the elements described above.
  • the lower limit of the content of each of these elements is 0%.
  • these elements form precipitates and increase the iron loss of the steel sheet. Therefore, when these elements are contained, the upper limit of the content of each of these elements is preferably 0.010%, More preferably, it is 0.005% or 0.003%.
  • the balance of the chemical components of the steel sheet according to this embodiment is iron (Fe) and impurities.
  • Impurities are raw materials such as ore or scrap, or components mixed into the steel sheet due to various factors in the manufacturing process, and are allowed within a range that does not adversely affect the various characteristics of the steel sheet according to this embodiment. Means.
  • a steel sheet according to the present embodiment has a structure composed of ferrite grains that do not contain an unrecrystallized structure, and contains metal Cu particles precipitated in the ferrite grains. This steel sheet has both high loss and high fatigue strength.
  • the structure of the steel plate according to this embodiment and the precipitation state of the metal Cu particles will be described below.
  • Ferrite grains not containing non-recrystallized structure 99.0 area% or more
  • the iron loss of the steel sheet increases remarkably. Therefore, it is necessary to make almost all of the structure of the steel sheet according to the present embodiment ferrite and to recrystallize almost all of this ferrite.
  • the inclusion of a structure other than about 1.0 area% other than ferrite grains not containing an unrecrystallized structure and inclusions is allowed. Therefore, the structure of the steel sheet according to this embodiment is defined as including 99.0 area% or more of ferrite grains that do not include an unrecrystallized structure.
  • Whether or not the ferrite grains are recrystallized can be confirmed by a method of observing a normal metal structure. That is, after polishing the cross section of the steel sheet, when the polished surface is corroded with a corrosive liquid such as a nital liquid, the recrystallized ferrite grains are observed as bright plain crystal grains. On the other hand, an irregular dark pattern is observed in the non-recrystallized ferrite grains.
  • Average grain size of ferrite grains 30-180 ⁇ m
  • the average grain size of the ferrite grains needs to be 30 ⁇ m or more in order to reduce the hysteresis loss of the steel sheet.
  • the average crystal grain size of the ferrite grains is set to 180 ⁇ m or less.
  • the lower limit of the average grain size of the ferrite grains is preferably 30 ⁇ m, 50 ⁇ m, or 70 ⁇ m.
  • the upper limit value of the average grain size of the ferrite grains is preferably 170 ⁇ m, 160 ⁇ m, or 150 ⁇ m.
  • the average grain size of ferrite grains can be determined according to JIS G 0551 “Steel—Microscopic Test Method for Grain Size”. Since the average crystal grain size of the ferrite grains of the steel sheet according to the present embodiment is constant regardless of the direction of the cut surface where the grain size measurement is performed, the direction of cutting the steel sheet when measuring the average grain diameter of the ferrite grains Is not limited.
  • the metal Cu particle of the steel sheet according to the present embodiment means a particle that substantially does not form an alloy or an intermetallic compound with Fe as a base material and is substantially composed only of Cu.
  • the average grain size is 2.0 nm or more and 10.0 nm, and the number density measured in the ferrite grains is 10,000 to 10,000,000 / ⁇ m 3.
  • Metal Cu particles are included. Furthermore, from the above-mentioned experiment and the result, in the steel plate according to the present embodiment, it is defined that 2% or more of the metal Cu particles precipitated in the ferrite grains have a 9R structure. Below, the state of the metal Cu particle
  • the state of the metal Cu particles in the ferrite grain is defined, and the state of the metal particle at the ferrite grain boundary is not limited.
  • the present inventors greatly influence the mechanical properties of the steel sheet according to the present embodiment, while the metal Cu particles in the ferrite grains influence the mechanical properties of the steel sheet according to the present embodiment. I found the impact to be negligible. If the amount of metal Cu particles in the ferrite grain boundary is too large, the amount of metal Cu particles in the ferrite grain may decrease, but this problem is limited as long as the state of the metal Cu particles in the ferrite grain is within the specified range. Can be ignored. Therefore, in the steel plate according to this embodiment, only the state of the metal Cu particles in the ferrite grains is defined.
  • the term “metal Cu particles in ferrite grains” may be abbreviated as “metal Cu particles”.
  • the metal Cu particles of the steel sheet according to the present embodiment are provided as means for preventing the movement of dislocations.
  • metal Cu particles having a particle size that is too small have a low resistance to dislocation movement. Therefore, when the average particle diameter of the metal Cu particles is too small, the dislocations can be easily moved.
  • the metal Cu particles having a large particle size have a high resistance to dislocation movement, but if the average particle size of the metal Cu particles is too large, the number density of the metal Cu particles decreases, and the interparticle distance increases. , Dislocation movement becomes easy. When dislocations move easily, YP, TS, and FS decrease.
  • the metal Cu particles having a particle diameter of about 100 nm or more which is about the thickness of the domain wall, hinder the domain wall movement and increase the hysteresis loss. Therefore, when the average particle diameter of the metal Cu particles is too large, the iron loss becomes poor.
  • the average particle size of the metal Cu precipitated particles is 10.0 nm or less, the defect of iron loss due to the metal Cu precipitated particles having a particle size of 100 nm or more may be within an allowable range. all right. Therefore, the average particle diameter of the metal Cu precipitated particles is 2.0 nm or more and 10.0 nm or less.
  • the average particle diameter of the metal Cu precipitated particles is preferably 2.2 nm or more, more preferably 2.4 nm or more, and further preferably 2.5 nm or more. Moreover, the average particle diameter of the metal Cu precipitated particles is preferably 9.0 nm or less, more preferably 8.0 nm or less, and even more preferably 7.0 nm or less.
  • the average particle diameter of the metal Cu particles in the ferrite grains of the steel sheet according to this embodiment is an arithmetic average of the equivalent circle diameters of the metal Cu particles in all ferrite grains having a particle diameter of 2.0 nm or more.
  • the average particle diameter of the metal Cu particles is determined using a bright field image of a transmission electron microscope (TEM). The area of each Cu particle in the image is obtained, and the diameter of the circle having the area (circle equivalent diameter) is regarded as the diameter of each particle.
  • TEM transmission electron microscope
  • Number density of metallic Cu particles in ferrite grains 10,000 to 10,000,000 / ⁇ m 3
  • the number of metallic Cu particles per unit volume depends on the Cu content, the state before the deposition treatment, and the deposition size.
  • the number of metal Cu particles per 1 ⁇ m 3 volume in the ferrite grains is 10,000 / ⁇ m 3 or more in order to obtain high fatigue strength.
  • it is 100,000 / ⁇ m 3 or more, more preferably 500,000 / ⁇ m 3 or more.
  • the lower limit of the number density of the metal Cu particles in the ferrite grains is set to 10,000,000 / ⁇ m 3 or less.
  • the number density of the metal Cu particles in the ferrite grains of the steel sheet according to the present embodiment is the number density of the metal Cu particles in all the ferrite grains having a particle diameter of 2.0 nm or more. Metal Cu particles having a particle size of less than 2.0 nm are difficult to detect and are not considered to be measured because they are considered to have substantially no effect on the characteristics of the steel sheet according to this embodiment.
  • Ratio of the number density of metal Cu particles having a particle size of 2.0 nm or more having a BCC structure in ferrite grains to the number density of metal Cu particles having a particle size of 2.0 nm or more in ferrite grains (BCC particle ratio): 0% ⁇ 98%
  • the present inventors have found that the type of crystal structure of the metal Cu particles affects the resistance of the metal Cu particles to dislocation movement.
  • Metal Cu particles having a 9R structure (9R particles) have high resistance to dislocation movement in ferrite. This is because the ferrite crystal structure around the metal Cu particles is BCC. Dislocations are unlikely to pass through the interface of particles having different crystal structures. Therefore, the interface between the 9R particles and the ferrite having the BCC structure serves as a resistance to dislocation movement in the ferrite. On the other hand, the interface between metal Cu particles (BCC particles) having a BCC structure and ferrite does not work as a resistance to dislocations moving in the ferrite. Therefore, the BCC particles have a low resistance to dislocation movement within the ferrite.
  • the 9R particle ratio of the steel sheet according to this embodiment is 2% or more.
  • the 9R particle ratio is preferably 10% or more, 20% or more, or 30% or more.
  • the 9R particle ratio may be 100%.
  • the BCC particle ratio is set to 98% or less. Preferably, it is 90% or less, 80% or less, or 70% or less.
  • the BCC particle ratio may be 0%.
  • the crystal structure of the metal Cu particles may be FCC.
  • FCC particles 9R particles, BCC particles, and metal Cu particles having an FCC structure
  • the particle diameter in the ferrite grains is 2. with respect to the number density of all the metal Cu particles having a particle diameter of 2.0 nm or more in the ferrite grains.
  • the ratio of the number density of FCC particles of 0 nm or more (FCC ratio) is small enough to be ignored.
  • grains and a BCC particle ratio are in the above-mentioned range, the mechanical characteristic of a steel plate is excellent. Therefore, the FCC ratio of the steel sheet according to this embodiment is not particularly specified.
  • such metal Cu particles have a 9R structure and are in a semi-aligned state with the ferrite phase of the matrix, so that cutting due to dislocation hardly occurs and the fatigue strength is improved. Furthermore, since the size of the metal Cu particles is an order of magnitude smaller than the domain wall thickness, the influence on the magnetic properties is very small.
  • the manufacturing method of the non-oriented electrical steel sheet according to the present embodiment includes a step of heating a slab having the above-described component composition, a step of hot rolling the slab to obtain a hot-rolled steel plate, and winding the hot-rolled steel plate.
  • a step of precipitating metal Cu particles in the crystal grains In the hot rolling step, the finishing hot rolling start temperature F0T is set to 1000 ° C. or lower, and the finishing hot rolling end temperature FT is set to 900 ° C. or lower.
  • the winding temperature CT is set to 500 ° C. or lower.
  • the soaking temperature is 850 to 1100 ° C.
  • the soaking time is 10 seconds or more
  • the average cooling rate in the temperature range of 800 to 400 ° C. after the soaking is 10 More than °C / sec.
  • the soaking temperature is set to 450 to 650 ° C.
  • the soaking time is set to 10 seconds or more.
  • the above-described manufacturing method may include a step of retaining the temperature of the cold-rolled steel sheet within a predetermined temperature range after the first annealing step, instead of the second annealing step (Cu precipitation step).
  • the production method includes a residence step, the cooling rate after soaking in the recrystallization annealing step is not specified.
  • the residence temperature is 450 to 600 ° C. and the residence time is 10 seconds or more.
  • the above-described manufacturing method may further include a step of third annealing the hot-rolled steel sheet.
  • the manufacturing method includes the third annealing step
  • the soaking temperature is set to 750 to 1100 ° C.
  • the soaking time is set to 10 seconds to 5 minutes
  • the average cooling rate in the temperature range of ⁇ 400 ° C. is 10 ° C./second or more.
  • “Soaking temperature” and “residence temperature” are temperatures at which the steel sheet is kept isothermally, and “soaking time” and “residence time” are the soaking temperature or residence temperature of the steel sheet. Is the length of the period.
  • the slab heating temperature is preferably 1050 to 1200 ° C.
  • the slab heating temperature is lower than 1050 ° C.
  • hot rolling becomes difficult.
  • the slab heating temperature exceeds 1200 ° C, sulfides and the like dissolve, precipitate finely in the cooling process after hot rolling, the grain growth property deteriorates by recrystallization annealing after cold rolling, and good iron loss characteristics I can't get it.
  • Hot rolling process Next, a hot-rolled steel sheet is obtained by hot rolling the heated slab.
  • it is essential to control the finishing hot rolling start temperature F0T and the finishing hot rolling end temperature FT.
  • hot rolling conditions do not affect the steel sheet characteristics. .
  • the influence of the temperature history during hot rolling on the precipitation of Cu disappears when the steel sheet is annealed.
  • the hot rolling conditions in the method for producing a Cu precipitation-type high-strength non-oriented electrical steel sheet are not particularly limited and have been selected so as to maximize the operating efficiency of the production facility.
  • the present inventors have found that it is important to strictly control the hot rolling conditions in order to obtain an electrical steel sheet having a high fatigue strength FS. . If the Cu precipitation conditions are the same, the fatigue strength FS of the steel sheet is improved as the finishing hot rolling start temperature F0T, the finishing hot rolling end temperature FT, and the winding temperature CT are lower. The reason is considered as follows.
  • the finish hot rolling start temperature F0T is set to 1000 ° C. or lower in the steel sheet manufacturing method according to the present embodiment.
  • the finish hot rolling start temperature F0T is preferably 980 ° C. or lower, or 950 ° C. or lower.
  • the finish hot rolling start temperature F0T is too low, the rolling resistance becomes excessive. Considering the equipment capacity, it is difficult to make the finish hot rolling start temperature F0T less than 900 ° C.
  • the finish hot rolling end temperature FT is set to 900 ° C. or lower, or 830 ° C. or lower. However, if the finish hot rolling finish temperature FT is too low, the rolling resistance becomes excessive. Considering the equipment capacity, it is difficult to make the finish hot rolling finish temperature FT less than 600 ° C.
  • the thickness of the hot rolled plate is preferably 2.7 mm or less.
  • the plate thickness is more than 2.7 mm, it may be necessary to increase the rolling reduction during cold rolling, and the high rolling reduction may deteriorate the texture.
  • the finished thickness of hot rolling is too thin, hot rolling becomes difficult and productivity decreases. Therefore, the finished thickness of the hot rolled sheet is preferably 1.6 mm or more.
  • the hot-rolled steel sheet is wound.
  • the coiling temperature CT of the hot-rolled steel sheet is lower, the amount of Cu in a supersaturated state increases, contributing to an increase in the mechanical strength of the final product. Furthermore, if CT is high, Cu will precipitate in the coil after winding, and the toughness of a hot-rolled steel plate will fall. Accordingly, the winding temperature CT is set to 500 ° C. or lower.
  • the coiling temperature CT is preferably 470 ° C. or lower, more preferably 450 ° C. or lower.
  • the coiling temperature CT is set to 350 ° C. or higher.
  • the hot-rolled steel sheet may be subjected to hot-rolled sheet annealing before cold rolling.
  • the preferred soaking temperature in hot-rolled sheet annealing is 750 to 1100 ° C., and the soaking time is 10 seconds to 5 minutes.
  • the soaking temperature is less than 750 ° C. or the soaking time is less than 10 seconds, the effect of improving the texture is small.
  • the soaking temperature exceeds 1100 ° C., or when the soaking time exceeds 5 minutes, the production cost increases due to an increase in energy consumption and deterioration of incidental facilities.
  • the average cooling rate in the hot-rolled sheet annealing step is preferably 20 ° C / second or more, or 40 ° C / second or more.
  • a high average cooling rate in the hot-rolled sheet annealing step leads to securing the toughness of the hot-rolled annealed sheet.
  • Cold rolling process Furthermore, in the method for manufacturing a steel sheet according to the present embodiment, the hot-rolled steel sheet is cold-rolled to obtain a cold-rolled steel sheet. Cold rolling may be performed once, or may be performed twice or more including intermediate annealing. In any case, in the cold rolling, the final rolling reduction is 60 to 90%, preferably 65 to 82%. Thereby, in the final product, the ratio of crystal grains whose ⁇ 111 ⁇ plane is parallel to the steel plate surface is reduced, and a steel plate having a high magnetic flux density and a low iron loss is obtained.
  • the soaking temperature during the intermediate annealing is preferably 900 to 1100 ° C. In this case as well, in the cooling after soaking, it is desirable that the average cooling rate in the temperature range of 800 to 400 ° C. is 10 ° C./second or more.
  • the cold-rolled steel sheet is annealed to recrystallize the structure of the cold-rolled steel sheet.
  • the structure of the steel sheet is recrystallized and Cu is solutionized.
  • the soaking temperature in the recrystallization process is 850 ° C. or more.
  • the soaking temperature in the recrystallization step is preferably 950 ° C. or higher.
  • the soaking temperature in the recrystallization process is set to 1100 ° C. or lower.
  • the soaking temperature in the recrystallization step is preferably 1050 ° C. or lower.
  • the soaking time in the recrystallization process is 10 seconds or more. If the soaking time in the recrystallization process is insufficient, the ferrite loss does not grow, so the iron loss cannot be sufficiently reduced. In addition, the present inventors have confirmed that the 9R particle ratio is insufficient in this case. On the other hand, when the soaking time is too long, the productivity is lowered, so the soaking time in the recrystallization step is preferably 2 minutes or less. Furthermore, the cooling after soaking in the recrystallization step is performed at an average cooling rate in the temperature range from 800 ° C. to 400 ° C. of 10 ° C./second or more. This is because the Cu once dissolved does not precipitate in the cooling process after soaking in the recrystallization process.
  • the average cooling rate in the temperature range from 800 ° C. to 400 ° C. after soaking in the recrystallization step is preferably 20 ° C./second or more.
  • the average cooling rate in the temperature range from 800 ° C. to 400 ° C. after soaking in the recrystallization process is insufficient, metal Cu particles are precipitated and coarsened in the subsequent process, and the number density of the metal Cu particles is insufficient. .
  • the recrystallized steel sheet obtained in the recrystallization process is further annealed to deposit metal Cu particles in the crystal grains.
  • the soaking temperature in the Cu precipitation process is set to 450 to 650 ° C., and the soaking time is 10 It must be at least 2 seconds.
  • the metal Cu particles are excessively refined, and the 9R particles are not precipitated. In this case, substantially all of the metal Cu particles become BCC particles that do not act as resistance to dislocation movement.
  • the soaking temperature in the Cu precipitation process exceeds 650 ° C., the metal Cu particles become coarse and the number density of the metal Cu particles is insufficient.
  • the soaking temperature in the Cu precipitation step is preferably 500 to 625 ° C., more preferably 525 to 600 ° C.
  • the soaking temperature of the Cu precipitation process that maximizes the tensile strength of the steel sheet and the soaking temperature of the Cu precipitation process that maximizes the fatigue strength of the steel sheet are not necessarily the same. It does not match.
  • the soaking temperature of the Cu precipitation process that maximizes the tensile strength or fatigue strength of the steel sheet varies depending on the hot rolling conditions and the winding conditions of the steel sheet.
  • the soaking temperature in the Cu precipitation process that maximizes the fatigue strength of the steel sheet is considered to be higher as the finishing hot rolling start temperature, finishing temperature, and winding temperature are lower. It is preferable to appropriately select the soaking temperature of the Cu precipitation step according to the type of strength required for the steel plate and according to the hot rolling and winding conditions of the steel plate.
  • the soaking time of the Cu precipitation process is preferably 30 seconds or more, more preferably 40 seconds or more. If it is the said temperature range, it is also possible to perform a 2nd annealing by soaking time of several hours by batch annealing.
  • the optimum conditions for the soaking temperature and soaking time of the Cu precipitation step vary somewhat depending on the component composition of the steel sheet, particularly the Cu content, but are generally within the above range.
  • recrystallization annealing and Cu precipitation annealing can be performed simultaneously in one continuous annealing line.
  • the soaking temperature is 850 ° C. or more and 1050 ° C. or less
  • the soaking time is 10 seconds or more
  • the time that the steel sheet stays in the temperature range of 600 ° C. to 450 ° C. in the cooling process is 10 seconds or more.
  • the steel sheet obtained by the method for manufacturing a steel sheet according to the present embodiment can be provided with an insulating film as necessary to obtain a non-oriented electrical steel sheet having high strength and low iron loss.
  • the conditions in the examples are one example of conditions used for confirming the feasibility and effects of the present invention, and the present invention is based on this one example of conditions. It is not limited.
  • the present invention can adopt various conditions as long as the object of the present invention is achieved without departing from the gist of the present invention.
  • the area ratio of ferrite grains not containing an unrecrystallized structure was measured by a method of observing a normal metal structure. That is, after polishing the cross section of the steel sheet, when the polished surface is corroded with a corrosive liquid such as a nital liquid, the recrystallized ferrite grains are observed as bright plain crystal grains. On the other hand, an irregular dark pattern is observed in the non-recrystallized ferrite grains. Therefore, the area ratio of recrystallized ferrite grains (the area ratio of ferrite grains not including an unrecrystallized structure) in the whole was determined based on a structure photograph obtained by a method of observing a normal metal structure.
  • the average grain size of the ferrite grains not containing the non-recrystallized structure was determined according to JIS G 0551 “Steel—Microscopic test method for grain size”.
  • the number density and average particle diameter of the metallic Cu particles inside the ferrite grains were determined by the method described above by taking a transmission micrograph.
  • grains with a particle size of less than 2.0 nm were excluded from the measuring object.
  • the 9R particle ratio and the BCC particle ratio were determined by specifying the structure of the particles contained in the bright field image and electron diffraction image observed with a transmission electron microscope and measuring the number ratio of these particles.
  • grains with a particle size of less than 2.0 nm were excluded from the measuring object.
  • Yield stress YS and tensile strength TS were measured according to JIS Z 2241 “Tensile test method for metal materials”.
  • the test piece was a JIS No. 5 test piece or a JIS No. 13 B test piece.
  • YS was 450 MPa or more was regarded as an example having excellent yield stress
  • TS was 550 MPa or more was regarded as an example having excellent tensile strength.
  • FS measurement method was performed in accordance with JIS Z 2273 “General Rules for Fatigue Testing Methods for Metal Materials”.
  • the fatigue test pieces shown in FIGS. 1-1 and 1-2 were cut out from the evaluation steel plates and subjected to a fatigue test by partial piece swing tension.
  • the longitudinal direction of the fatigue test piece was matched with the rolling direction of the steel plate for evaluation.
  • the minimum load was fixed at 3 kgf
  • the frequency was 20 Hz
  • the maximum stress when the repeated stress was 2 million times and not broken was defined as the fatigue strength FS of the steel plate for evaluation.
  • An example in which FS was 300 MPa or more was regarded as an example having excellent fatigue strength.
  • W 10/400 and B 50 were measured according to JIS C 2556 “Magnetic Steel Sheet Single Sheet Magnetic Property Test Method”. An example in which W 10/400 was 22 W / kg or less was regarded as an example in which iron loss was excellent.
  • Example B 50 is not less than 1.55T were considered example the magnetic flux density and excellent.
  • a steel slab is produced by melting and casting steel having the composition shown in Table 4-1, and the slab is heated to 1150 ° C. and subjected to hot rolling at a finish hot rolling start temperature of 930 ° C., Hot rolling was finished at a finishing temperature of 850 ° C., and a hot-rolled steel sheet having a finishing thickness of 2.3 mm was wound up at a winding temperature of 400 ° C.
  • the hot-rolled steel sheet was subjected to hot-rolled sheet annealing at a soaking temperature of 1000 ° C. and a soaking time of 30 seconds, and then the hot-rolled steel sheet was subjected to cold rolling to obtain a 0.35 mm cold-rolled steel sheet. .
  • the cold rolled steel sheet was subjected to recrystallization annealing at a soaking temperature of 1000 ° C., a soaking time of 30 seconds, and an average cooling rate of 20 ° C./second from 800 ° C. to 400 ° C., and then a soaking temperature of 550 ° C. and a soaking time.
  • Cu precipitation annealing was performed for 60 seconds to obtain a non-oriented electrical steel sheet.
  • the average grain size (average grain size) of the ferrite grains, the average grain size, number density, crystal structure, 9R grain ratio, and BCC grain ratio of the metallic Cu particles inside the ferrite grains of the obtained electrical steel sheet are shown.
  • Table 4-2 shows mechanical properties (yield strength YS, tensile strength TS, and fatigue strength FS) and magnetic properties (iron loss W 10/400 and magnetic flux density B 50 ).
  • the area ratio of the ferrite which does not contain the non-recrystallized structure in the metal structures of all the examples was 99.0 area% or more.
  • Comparative Example B1 in which the C content was excessive, the iron loss was not sufficiently reduced.
  • Comparative Example B2 in which the Si content was insufficient, precipitation strengthening did not occur, so the mechanical strength was impaired and the iron loss was further increased.
  • Comparative Example B3 in which the Si content was excessive, the rollability decreased due to embrittlement, and cracking occurred during cold rolling.
  • Comparative Example B4 in which the Mn content was insufficient, the iron loss was not sufficiently reduced.
  • Comparative Example B5 in which the Mn content was excessive, the rollability was reduced due to embrittlement, and cracking occurred during cold rolling.
  • Comparative Example B6 in which the Al content was insufficient, the iron loss was not sufficiently reduced.
  • Comparative Example B7 in which the Al content was excessive, the rollability decreased due to embrittlement, and cracking occurred during cold rolling.
  • Comparative Example B8 in which the Cu content was insufficient, the metal Cu particles were not sufficiently precipitated in the ferrite grains, and precipitation strengthening did not occur, so the mechanical properties were insufficient.
  • Comparative Example B9 in which the Cu content was excessive, wrinkles occurred on the steel sheet surface during hot rolling.
  • Table 4-1 Steel No. shown in Table 4-1.
  • Inventions and comparative examples of non-oriented electrical steel sheets were obtained by applying the manufacturing method under the conditions shown in Table 5-1 to the steel having the chemical component of A10.
  • Table 5-2 shows the average crystal grain size of ferrite grains, the average grain size of metal Cu particles, the number density, the crystal structure, the 9R particle ratio, and the BCC particle ratio of these invention examples and comparative examples.
  • Table 5-3 shows the mechanical properties and magnetic properties of these inventive examples and comparative examples.
  • the area ratio of the ferrite which does not contain the non-recrystallized structure in the metal structure of all the electrical steel sheets was 99.0 area% or more.
  • Comparative Example D1 in which the finishing hot rolling start temperature F0T, the finishing hot rolling end temperature FT, and the coiling temperature CT were too high lacked the fatigue strength because the 9R particle ratio was insufficient.
  • Comparative Example D2 in which the finishing hot rolling start temperature FOT was too high and the soaking temperature in the recrystallization annealing was insufficient the ferrite loss was excessively reduced, and thus the iron loss was not sufficiently reduced.
  • Comparative Example D3 in which the finishing hot rolling start temperature F0T and the soaking temperature in recrystallization annealing were too high, the average grain size of the ferrite grains was coarsened, so the mechanical strength was impaired and the magnetic properties were also poor.
  • Comparative Example D4 in which the temperature during recrystallization annealing was low and the soaking time was insufficient, the iron loss was not sufficiently reduced because the ferrite grains were excessively refined.
  • Comparative Example D5 in which the cooling rate after soaking in the recrystallization annealing was insufficient, the metal Cu particles were coarsened and the number density of the metal Cu particles was insufficient, so the mechanical strength was impaired. Further, since the coarse Cu particles hinder the domain wall movement, the iron loss of Comparative Example D5 was not sufficiently reduced.
  • Comparative Example D6 in which the soaking time in Cu precipitation annealing was insufficient, the mechanical strength was impaired because metal Cu particles having a precipitation strengthening effect did not precipitate.
  • Comparative Example D7 in which the soaking temperature in Cu precipitation annealing was too low, the mechanical strength was impaired because metal Cu particles having a precipitation strengthening effect did not precipitate.
  • Comparative Example D8 in which the soaking temperature in Cu precipitation annealing was too high, the metal Cu particles became coarse and the number density of the metal Cu particles was insufficient, so the mechanical strength was impaired. Further, since the coarsened Cu deteriorated the hysteresis loss, the iron loss of Comparative Example D8 was not sufficiently reduced.
  • a non-oriented electrical steel sheet having low iron loss and excellent fatigue characteristics can be manufactured and provided. Since the non-oriented back electromagnetic steel sheet according to the present invention can greatly contribute to speeding up of the motor and high efficiency of the motor, the present invention has high industrial applicability.

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Abstract

本発明の一態様に係る無方向性電磁鋼板は、所定の成分組成を有し、組織が、９９．０面積％以上の未再結晶組織を含まないフェライト粒を含み、前記フェライト粒の平均結晶粒径が３０μｍ以上１８０μｍ以下であり、前記フェライト粒が、その内部に個数密度１０，０００～１０，０００，０００個／μｍ３の金属Ｃｕ粒子を含有し、前記フェライト粒の内部の前記金属Ｃｕ粒子が、前記金属Ｃｕ粒子の前記個数密度に対して２％～１００％の個数密度の、９Ｒ構造を有する析出粒子と、前記金属Ｃｕ粒子の前記個数密度に対して０％～９８％の個数密度の、ｂｃｃ構造を有する析出粒子とを含み、前記フェライト粒の内部の前記金属Ｃｕ粒子の平均粒径が２．０ｎｍ以上、１０．０ｎｍ以下である。

Description

無方向性電磁鋼板
　本発明は、電気自動車などの駆動モータや各種電気機器用モータの鉄心材料として使用する無方向性電磁鋼板に関するものである。
　本願は、２０１５年４月２７日に、日本に出願された特願２０１５－０９０６１７号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
　近年、自動車用途などでは、容量が大きく高速で回転するモータが増えてきている。このモータの回転子用の素材には、優れた磁気特性とともに、遠心力や応力変動に耐えるための機械強度が要求される。特に、応力変動に対応するためには、高い疲労強度が必要となるが、一般に、引張強さＴＳが大きいほど、疲労強度は向上するとされている。
　例えば、特許文献１～４などに見られるように、低鉄損及び高強度の両方を達成する方法として、冷延再結晶後に、金属Ｃｕ粒子を微細析出させることにより鋼板を高強度化する方法が提案されている。再結晶粒の粗大化、及び磁壁移動に影響を与えないほどの微細なＣｕを析出させることにより、低鉄損及び高強度の両方の達成を可能としている。
日本国特開２００４－０８４０５３号公報 国際公開第２００５／０３３３４９号 日本国特開２００４－１８３０６６号公報 国際公開第２００４／５０９３４号
Ｐ．　Ｊ．　Ｏｔｈｅｎ　ｅｔ　ａｌ，　Ｐｈｉｌｏｓｏｐｈｉｃａｌ　Ｍａｇａｚｉｎｅ　Ｌｅｔｔｅｒｓ，　６４（１９９１）３８３
　本発明は、金属Ｃｕ粒子を析出させた低鉄損の無方向性電磁鋼板の疲労特性を向上させることを課題とし、該課題を解決する低鉄損の無方向性電磁鋼板とその製造方法を提供することを目的とする。
　本発明者らは、上記課題を解決する手法について鋭意検討した。その結果、熱延条件とＣｕの析出条件とを適切に組み合せると、良好な磁気特性を維持したまま、高い引張強度と高い疲労強度とを実現できることを見いだした。
　本発明は、上記知見に基づいてなされたもので、その要旨は以下の通りである。
（１）本発明の一態様に係る無方向性電磁鋼板は、成分組成が、単位質量％で、Ｃ：０～０．０１００％、Ｓｉ：１．００～４．００％、Ｍｎ：０．０５～１．００％、Ａｌ：０．１０～３．００％、Ｃｕ：０．５０～２．００％Ｎｉ：０～３．００％、Ｃａ：０～０．０１００％、ＲＥＭ：０～０．０１００％、Ｓｎ：０～０．３％、Ｓｂ：０～０．３％、Ｓ：０～０．０１％、Ｐ：０～０．０１％、Ｎ：０～０．０１％、Ｏ：０～０．０１％、Ｔｉ：０～０．０１％、Ｎｂ：０～０．０１％、Ｖ：０～０．０１％、Ｚｒ：０～０．０１％、及びＭｇ：０～０．０１％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、組織が、９９．０面積％以上の、未再結晶組織を含まないフェライト粒を含み、前記フェライト粒の平均結晶粒径が３０μｍ以上、１８０μｍ以下であり、前記フェライト粒が、その内部に個数密度１０，０００～１０，０００，０００個／μｍ３の金属Ｃｕ粒子を含有し、前記フェライト粒の内部の前記金属Ｃｕ粒子が、前記金属Ｃｕ粒子の前記個数密度に対して２％～１００％の個数密度の、９Ｒ構造を有する析出粒子と、前記金属Ｃｕ粒子の前記個数密度に対して０％～９８％の個数密度の、ｂｃｃ構造を有する析出粒子とを含み、前記フェライト粒の内部の前記金属Ｃｕ粒子の平均粒径が２．０ｎｍ以上、１０．０ｎｍ以下である。
（２）上記（１）に記載の無方向性電磁鋼板は、前記成分組成が、単位質量％でＮｉ：０．５０～３．００％、Ｃａ：０．０００５～０．０１００％、ＲＥＭ：０．０００５～０．０１００％、からなる群から選択される１種または２種以上を含有してもよい。
　本発明によれば、低鉄損で、かつ、疲労特性に優れた無方向性電磁鋼板を製造し提供することができる。本発明は、モータの高速化、及び高効率化に寄与できる。
疲労試験用試験片の態様を示す図である。 疲労試験用試験片の態様を示す図である。 Ｃｕ析出処理温度と引張強度ＴＳの関係を示す図である。 Ｃｕ析出処理温度と疲労強度ＦＳの関係を示す図である。 Ｃｕ析出処理温度と鉄損Ｗ１０／４００の関係を示す図である。
　最初に、本実施形態に係る鋼板及びその製造方法の基礎をなす知見を得るに至った実験とその結果について説明する。
　実験とその結果
　表１に示す成分組成（単位：質量％）の鋼片を溶製し、仕上げ熱延開始温度Ｆ０Ｔと、仕上げ熱延終了温度ＦＴと、熱延後の巻取温度ＣＴとを表２に示す条件１～３として、仕上げ厚さ２．３ｍｍの熱延鋼板を製造した。これらの熱延鋼板を、焼鈍せずに酸洗し、次いで冷間圧延し、これにより厚さ０．３５ｍｍの冷延鋼板を得た。その後、この冷延鋼板に、１０００℃で３０秒均熱し、８００～４００℃の温度範囲での平均冷却速度を２０℃／秒として冷却する再結晶焼鈍を施して、再結晶鋼板を得た。さらにその後、再結晶鋼板に、４００～７００℃の範囲内の種々の均熱温度で均熱時間６０秒のＣｕ析出焼鈍を施して、評価用鋼板を得た。
　評価用鋼板から、ＪＩＳ５号引張試験片を切り出し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１「金属材料引張試験方法」に基づいて引張試験を行った。引張試験片の長手方向は、評価用鋼板の圧延方向に一致させた。さらに、ＪＩＳ　Ｚ　２２７３「金属材料の疲れ試験方法通則」に基づき、図１－１および図１－２に示す疲労試験片を評価用鋼板から切り出し、部分片振り引張りで疲労試験を行った。図１－１および図１－２に示されるａ、ｂ、ｃ、ｅ、Ｒ、ｗ、Ｗ、Ｘ、Ｙ０、Ｚ、及びτは以下の通りであった。また、試験片のくびれ部の表面には、６００番ペーパーによる表面仕上げを行った。
ａ：２２０ｍｍ
ｂ：６５ｍｍ
ｃ：４５ｍｍ
ｅ：２６．５ｍｍ
Ｒ：３５ｍｍ
ｗ：２５ｍｍ
Ｗ：５０ｍｍ
Ｘ：１６ｍｍ
Ｙ０：２８ｍｍ
Ｚ：２６ｍｍ
τ：０．３５ｍｍ
　疲労試験片の長手方向は、評価用鋼板の圧延方向に一致させた。疲労試験では、最低荷重を３ｋｇｆで一定とし、周波数を２０Ｈｚとし、繰返し応力回数２００万回で破断しない場合の最大応力を、評価用鋼板の疲労強度ＦＳとした。
　また、磁気測定用の５５ｍｍ×５５ｍｍの単板試料を評価用鋼板から切り出し、圧延方向と直角方向の平均鉄損をＪＩＳ　Ｃ　２５５６「電磁鋼板単板磁気特性試験方法」に基づき評価した。評価は、周波数４００Ｈｚ、及び磁束密度１．０Ｔの条件で行った。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　図２に、Ｃｕ析出焼鈍における析出処理温度（Ｃｕ析出処理温度）と引張強度ＴＳとの関係を示し、図３に、析出処理温度と疲労強度ＦＳとの関係を示す。図２及び図３から、表１に示される熱延条件１では、ＴＳ（引張強度）が最も高くなるＣｕ析出処理温度が５２５～５５０℃であり、ＦＳ（疲労強度）が最も高くなるＣｕ析出処理温度は５７５～６００℃であることが解る。
　また、図２及び図３から、仕上げ熱延開始温度、仕上げ熱延終了温度及び巻取温度を低下させると、ＴＳ及びＦＳが上昇し、また、ＴＳが最も高くなるＣｕ析出処理温度はあまり変化しないが、ＦＳが最大になるＣｕ析出処理温度が低下することが解る。
　即ち、図２及び図３から、熱延条件とＣｕ析出条件とを適宜組み合わせることで、高い引張強度とともに、高い疲労強度を実現できることが解る。
　ここで、図４に、Ｃｕ析出処理温度と鉄損Ｗ１０／４００との関係を示す。どの熱延条件でも、Ｃｕ析出処理温度が７００℃である場合に、やや鉄損が増大するが、Ｃｕ析出処理温度が６５０℃以下である場合、Ｃｕ析出処理温度が鉄損へ及ぼす影響は小さいことが図４から解る。
　本発明者らは、上述の実験結果から判明した熱処理条件と引張強度、疲労強度、及び鉄損との関係をさらに詳しく検討するために、試験材のフェライト結晶粒内におけるＣｕの析出形態を透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）で調査した。熱延条件１、Ｃｕ析出処理温度５５０℃では、Ｃｕの平均析出粒径は２．３ｎｍで、観察された全てのＣｕ粒子の結晶構造はＢＣＣであった。熱延条件３、Ｃｕ析出処理温度６５０℃では、Ｃｕの平均析出粒径は７ｎｍで、Ｃｕ粒子の結晶構造は、ＢＣＣ構造とともに、９Ｒ構造やＦＣＣ構造も観察された。
　このような観察に基づいて、表３に、熱延条件、Ｃｕ析出処理温度を変化させた場合の、析出Ｃｕ粒子の平均粒径、体積当たりの個数密度、全析出Ｃｕ粒子の個数密度に対する９Ｒ粒子の個数密度の割合、及びＢＣＣ粒子の個数密度の割合を示す。図３の疲労強度と表３のＣｕ析出状態を比べてみると、各熱延条件において疲労強度が高い条件では、ＢＣＣ構造のＣｕ粒子とともに９Ｒ構造の粒子を含んでいる事が分かった。更に、ＴＳ、ＦＳの高い熱延条件２、３では、同じＣｕ析出焼鈍条件であっても、熱延条件１に比べて、Ｃｕ粒子の個数密度が高いことが分かった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　α－Ｆｅ中のＣｕ粒子は、析出サイズの増大に伴い結晶構造を変え、マトリックスであるＦｅとの整合性を変化させることが知られている。即ち、析出初期段階では、Ｃｕはマトリックスと整合するＢＣＣ構造で析出し、界面のエネルギー上昇を抑える。やや成長すると、本来安定であるＦＣＣ構造に近い９Ｒ構造という結晶構造をとり、マトリックスとは、半整合の状態となる。更に温度が上昇すると、安定相であるＦＣＣ構造へと変化し、マトリックスとは完全に非整合となる。ここで９Ｒ構造とは、非特許文献１のＦｉｇ．４にあるように、原子の最密面の積層周期が９層となっている長周期構造のことである。
　９Ｒ構造のＣｕ粒子を含む場合に疲労強度が高くなる。これは、マトリックスと整合しているＢＣＣ構造のＣｕ粒子の場合は、繰返し応力によって、Ｃｕ粒子のカッティングが起こるが、半整合の９Ｒ構造のＣｕ粒子の場合は、カッティングが起こり難いからであると推測される。さらに、ＢＣＣ構造のＣｕ粒子は転位の移動を抑制しないので、鋼板の機械強度に影響しないが、９Ｒ構造のＣｕ粒子は転位の移動を抑制するので、鋼板の機械強度（例えば引張強さ）を向上させる働きを有すると推測される。
　９Ｒ構造を得るために粒子サイズを大きくすると、必然的に個数密度が小さくなり、機械強度が低下する。しかし、先に示した表３－１～表３－３を見ると、熱延の際のＦ０Ｔ、ＦＴ、ＣＴを低下させることによって、Ｃｕ粒子サイズがある程度大きくなっても、Ｃｕ粒子の個数密度を多く保つことができることが分かる。すなわち、熱延の際のＦ０Ｔ、ＦＴ、及びＣＴを低下させることによって、９Ｒ構造の粒子を鋼板中に含ませながら、粒子の個数密度を高めることができる。
　以上の結果から、本発明者らは、疲労強度を向上させるには、Ｃｕ粒子に９Ｒ構造のＣｕ粒子を含ませることが重要であり、且つ、個数密度を大きくするために、熱延を最適な条件で行うことが重要であることを知見した。
　以下、本実施形態に係る鋼板について説明する。
　成分組成
　まず、本実施形態に係る鋼板の成分組成の限定理由について説明する。以下、成分組成に係る％は、質量％を意味する。
　Ｃ：０～０．０１００％
　Ｃは、電磁鋼板の鉄損を大きくし、さらに磁気時効の原因にもなるので、電磁鋼板にとって有害な元素である。Ｃ含有量が０．０１００％を超える場合、鉄損が増大し、また、磁気時効が著しくなるので、Ｃ含有量を０．０１００％以下とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．００５０％以下、または０．００３０％以下である。本実施形態に係る鋼板はＣを必要としないので、Ｃ含有量の下限値は０％である。しかしながら、Ｃを除去するために多大なコストが必要とされる場合がある。従って、Ｃ含有量を０％超、０．０００１％以上、０．０００５％以上、または０．００１０％以上としてもよい。
　Ｓｉ：１．００～４．００％
　Ｓｉは、鋼の固有抵抗を増加させることにより、電磁鋼板の鉄損の低減に寄与する元素である。Ｓｉ含有量が１．００％未満である場合、鉄損低減効果が十分に発現しないので、Ｓｉ含有量は１．００％以上とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは２．００％以上、２．２０％以上、または２．５０％以上である。
　一方、Ｓｉ含有量が４．００％を超える場合、鋼が脆化し、圧延の際に疵及び割れ等のトラブルが発生しやすくなる。従って、Ｓｉ含有量は４．００％以下とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは３．６０％以下、または３．５０％以下、または３．４０％以下である。
　Ｍｎ：０．０５～１．００％
　Ｍｎは、鋼の固有抵抗を高め、また、硫化物を粗大化して無害化する作用をなす元素である。Ｍｎ含有量が０．０５％未満である場合、上述の効果が十分に発現しないので、Ｍｎ含有量は０．０５％以上とする。Ｍｎ含有量は好ましくは０．１０％以上、０．１５％以上、または０．２０％以上である。
　一方、Ｍｎ含有量が１．００％を超える場合、鋼が脆化し、圧延の際に疵及び割れ等のトラブルが発生しやすくなる。従って、Ｍｎ含有量は１．００％以下とする。Ｍｎ含有量は好ましくは０．９０％以下、０．８０％以下、または０．７０％以下である。
　Ａｌ：０．１０～３．００％
　Ａｌは、脱酸効果を有し、また、大型のＡｌＮとして析出することにより窒化物の微細析出を防ぐ作用をなす元素である。また、Ａｌは、Ｓｉ及びＭｎと同様に、鋼の固有抵抗を増加させ、鉄損の低減に寄与する元素でもある。
　Ａｌ含有量が０．１０％未満である場合、上述の効果が十分に発現しないので、Ａｌ含有量は０．１０％以上とする。Ａｌ含有量は好ましくは０．１５％以上、０．２０％以上、または０．３０％以上である。一方、Ａｌ含有量が３．００％を超える場合、鋼が脆化し、圧延の際に疵及び割れ等のトラブルが発生しやすくなるので、Ａｌ含有量は３．００％以下とする。Ａｌ含有量は好ましくは２．００％以下、１．５０％以下、または１．２０％以下である。
　Ｃｕ：０．５０～２．００％
　Ｃｕは、本実施形態に係る鋼板において重要な元素である。金属Ｃｕを鋼板中に微細に析出させることにより、鋼板の鉄損を増大させずに、鋼板の降伏強度（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）、及び、疲労強度（ＦＳ）を向上させる。Ｃｕ含有量が０．５０％未満である場合、上述の効果が十分に発現しないので、Ｃｕ含有量は０．５０％以上とする。Ｃｕ含有量は好ましくは０．８０％以上、０．９０％以上、または１．００％以上である。
　一方、Ｃｕ含有量が２．００％を超える場合、鋼板の熱延時に、鋼板に疵及び割れ等が引き起こされるので、Ｃｕ含有量は２．００％以下とする。Ｃｕ含有量は好ましくは１．８０％以下、１．６０％以下、または１．４０％以下である。
　本実施形態に係る鋼板は、上述された元素の他に、Ｎｉ、Ｃａ、およびＲＥＭからなる群から選択される一種以上を含んでも良い。また、本実施形態に係る鋼板は、上述された元素の他に、Ｓｎ、及びＳｂを含んでも良い。ただし、Ｎｉ、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｓｎ、及びＳｂが含まれない場合でも本実施形態に係る鋼板は良好な特性を有するので、Ｎｉ、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｓｎ、及びＳｂそれぞれの下限値は０％である。
　Ｎｉ：０～３．００％
　Ｎｉは、熱延鋼板の疵を減少させる効果を有し、また、固溶強化による鋼板の機械強度の上昇にも有効であるので、本実施形態に係る鋼板に含有させてもよい。上述の効果を得るためには、Ｎｉ含有量を０．５０％以上とすることが好ましく、０．８０％以上、または１．００％以上とすることがさらに好ましい。ただし、Ｎｉは、高価な元素であり、製造コストを上昇させるので、Ｎｉ含有量は３．００％以下とすることが好ましく、２．６０％以下、または２．００％以下とすることがさらに好ましい。
　Ｃａ：０～０．０１００％
　ＲＥＭ：０～０．０１００％
　ＣａおよびＲＥＭは、鋳造での冷却段階で、鋼中のＳをオキシサルファイドなどの介在物として析出させることにより、析出物を形成して鋼板の鉄損を増大させる元素であるＳを無害化する効果を有する。この効果を得るために、Ｃａ及びＲＥＭそれぞれを０．０００５％以上含有させてもよい。Ｃａ及びＲＥＭそれぞれの含有量のさらに好ましい下限値は、０．００１０％、または０．００３０％である。一方、Ｃａ及びＲＥＭの含有量が過剰である場合、ＣａやＲＥＭを含む介在物量が増え、鉄損を劣化させる。従って、Ｃａ及びＲＥＭそれぞれの含有量の上限値は０．０１００％とすることが好ましく、０．００９％、または０．００８％とすることがさらに好ましい。なお「ＲＥＭ」との用語は、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイドからなる合計１７元素を指し、上記「ＲＥＭの含有量」とは、これらの１７元素の合計含有量を意味する。
　Ｓｎ：０～０．３０％、
　Ｓｂ：０～０．３０％、
　さらに、鋼板の磁気特性を改善するために、Ｓｎ及びＳｂなどを鋼板に含有させてもよい。磁気特性向上効果を得るためには、Ｓｎ及びＳｂそれぞれの含有量の下限値を０．０３％とすることが好ましく、０．０４％、または０．０５％とすることがさらに好ましい。ただし、Ｓｎ及びＳｂは鋼を脆化させる場合があるので、Ｓｎ及びＳｂそれぞれの含有量の上限値は０．３０％とすることが好ましく、０．２０％、または０．１５％とすることがさらに好ましい。
　また、本実施形態に係る鋼板は、上述された元素の他に、Ｓ、Ｐ、Ｎ、Ｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｚｒ、Ｍｇなどからなる群から選択される一種以上を含んでも良い。ただし、これら元素は本実施形態に係る鋼板の特性を向上させる働きを有しないと推定される。従って、これら元素それぞれの含有量の下限値は０％である。一方これら元素は、析出物を形成して鋼板の鉄損を増大させるので、これら元素が含有される場合は、これらの元素それぞれの含有量の上限値を０．０１０％とすることが好ましく、０．００５％、または０．００３％とすることがさらに好ましい。
　本実施形態に係る鋼板の化学成分の残部は鉄（Ｆｅ）および不純物である。不純物とは、鉱石若しくはスクラップ等のような原料、又は製造工程の種々の要因によって鋼板に混入する成分であって、本実施形態に係る鋼板の諸特性に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
　鋼板の組織及びＣｕの析出形態
　本実施形態に係る鋼板は、未再結晶組織を含まないフェライト粒からなる組織を有し、かつ、該フェライト粒内に析出した金属Ｃｕ粒子を含有する、低い鉄損と高い疲労強度を併せ持つ鋼板である。本実施形態に係る鋼板の組織、及び、金属Ｃｕ粒子の析出状態について、以下に説明する。
　未再結晶組織を含まないフェライト粒：９９．０面積％以上
　鋼板内に未再結晶組織が残留すると、鋼板の鉄損が著しく増大する。従って、本実施形態に係る鋼板の組織のほぼ全てをフェライトとし、このフェライトのほぼ全てを再結晶させることが必要である。しかし、約１．０面積％未満の、未再結晶組織を含まないフェライト粒以外の組織および介在物の含有は許容される。従って、本実施形態に係る鋼板の組織は、未再結晶組織を含まないフェライト粒を９９．０面積％以上含むものと規定される。
　フェライト粒が再結晶しているかどうかは、通常の金属組織を観察する方法で確認できる。即ち、鋼板の断面を研磨後、ナイタール液などの腐食液で研磨面を腐食させると、再結晶しているフェライト粒は明るい無地の結晶粒として観察される。一方、未再結晶フェライト粒は、内部に不規則な暗い模様が観察される。
　フェライト粒の平均結晶粒径：３０～１８０μｍ
　フェライト粒の平均結晶粒径は、鋼板のヒステリシス損失を低減させるために、３０μｍ以上とする必要がある。ただし、フェライト粒の平均結晶粒径が大きすぎる場合、十分に高い疲労強度が得られず、さらに、渦電流損失の増加により鉄損が劣化する場合もある。従って、フェライト粒の平均結晶粒径は１８０μｍ以下とする。フェライト粒の平均結晶粒径の下限値は好ましくは３０μｍ、５０μｍ、または７０μｍである。フェライト粒の平均結晶粒径の上限値は好ましくは、１７０μｍ、１６０μｍ、または１５０μｍである。なお、フェライト粒の平均結晶粒径は、ＪＩＳ　Ｇ　０５５１「鋼－結晶粒度の顕微鏡試験方法」に従って求めることができる。本実施形態に係る鋼板のフェライト粒の平均結晶粒径は、粒径測定が行われる切断面の方向によらず一定であるので、フェライト粒の平均粒径の測定の際に鋼板を切断する方向は、限定されない。
　金属Ｃｕ粒子の析出形態
　本実施形態に係る鋼板の金属Ｃｕ粒子とは、母材であるＦｅと合金または金属間化合物を実質的に形成せず、ほぼＣｕのみからなる粒子を意味する。本実施形態に係る鋼板のフェライト粒の内部には、平均粒径が２．０ｎｍ以上１０．０ｎｍであり、フェライト粒内で測定される個数密度が１０，０００～１０，０００，０００／μｍ３である金属Ｃｕ粒子が含まれる。さらに、前述の実験及びその結果から、本実施形態に係る鋼板においては、フェライト粒内に析出した金属Ｃｕ粒子のうち２％以上が、９Ｒ構造を持つことと規定される。以下に、本実施形態に係る鋼板の金属Ｃｕ粒子の状態について詳述する。
　本実施形態に係る鋼板では、フェライト粒内の金属Ｃｕ粒子の状態を規定し、フェライト粒界の金属粒子の状態は限定されない。本発明者らは、フェライト粒内の金属Ｃｕ粒子は、本実施形態に係る鋼板の機械特性に大きく影響するが、フェライト粒界の金属Ｃｕ粒子が、本実施形態に係る鋼板の機械特性に及ぼす影響は無視できる程度に小さいことを発見した。フェライト粒界の金属Ｃｕ粒子の量が多すぎる場合、フェライト粒内の金属Ｃｕ粒子の量が減少するおそれがあるが、フェライト粒内の金属Ｃｕ粒子の状態が規定範囲内である限り、この問題は無視できる。従って、本実施形態に係る鋼板では、フェライト粒内の金属Ｃｕ粒子の状態のみを規定する。以下、用語「フェライト粒内の金属Ｃｕ粒子」を「金属Ｃｕ粒子」と略す場合がある。
　フェライト粒内の金属Ｃｕ粒子の平均粒径：２．０ｎｍ以上１０．０ｎｍ以下
　本実施形態に係る鋼板の金属Ｃｕ粒子は、転位の移動を妨げる手段として設けられる。しかしながら、粒径が小さすぎる金属Ｃｕ粒子は、転位の移動に対する抵抗力が小さい。従って、金属Ｃｕ粒子の平均粒径が小さすぎる場合、転位の移動が容易となる。一方、粒径が大きい金属Ｃｕ粒子は、転位の移動に対する抵抗力が大きいが、金属Ｃｕ粒子の平均粒径が大きすぎる場合、金属Ｃｕ粒子の個数密度が減少するので、粒子間距離が大きくなり、転位の移動が容易となる。転位が容易に移動する場合、ＹＰ、ＴＳ、及び、ＦＳが低下する。更に、粒子径が磁壁厚程度の１００ｎｍ以上の金属Ｃｕ粒子は、磁壁移動を妨げ、ヒステリシス損失を増加させる。従って金属Ｃｕ粒子の平均粒径が大きすぎる場合、鉄損が不良となる。一方、本発明者らが調査した結果、金属Ｃｕ析出粒子の平均粒径を１０．０ｎｍ以下とすれば、粒径１００ｎｍ以上の金属Ｃｕ析出粒子による鉄損の不良は許容範囲内となることがわかった。それ故、金属Ｃｕ析出粒子の平均粒径は２．０ｎｍ以上、１０．０ｎｍ以下とする。金属Ｃｕ析出粒子の平均粒径は、好ましくは２．２ｎｍ以上、より好ましくは２．４ｎｍ以上、更に好ましくは２．５ｎｍ以上である。また、金属Ｃｕ析出粒子の平均粒径は、好ましくは９．０ｎｍ以下、より好ましくは８．０ｎｍ以下、さらに好ましくは７．０ｎｍ以下である。
　なお、本実施形態に係る鋼板のフェライト粒内の金属Ｃｕ粒子の平均粒径とは、粒径２．０ｎｍ以上の全てのフェライト粒内の金属Ｃｕ粒子の円相当径の算術平均である。本実施形態では、金属Ｃｕ粒子の平均粒径は、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）の明視野像を用いて求める。像内の個々のＣｕ粒子の面積を求め、その面積を持つ円の直径（円相当径）を、個々の粒子の径とみなす。粒径２．０ｎｍ未満の金属Ｃｕ粒子は、検出が困難であり、また、本実施形態に係る鋼板の特性にほぼ影響を与えないと考えられるので、計測対象とされない。
　フェライト粒内の金属Ｃｕ粒子の個数密度：１０，０００～１０，０００，０００／μｍ３
　単位体積当りの金属Ｃｕ粒子の個数は、Ｃｕ含有量と、析出処理前の状態と、析出サイズとに依存する。本実施形態に係る鋼板では、高い疲労強度を得るために、フェライト粒内の体積１μｍ３当たりの金属Ｃｕ粒子の個数は１０，０００／μｍ３以上とする。好ましくは１００，０００／μｍ３以上、より好ましくは５００，０００／μｍ３以上である。一方、金属Ｃｕ粒子の個数密度が大きすぎる場合、鋼板の磁気特性を劣化させるおそれがある。従って、フェライト粒内の金属Ｃｕ粒子の個数密度の下限値は１０，０００，０００／μｍ３以下とする。
　なお、本実施形態に係る鋼板のフェライト粒内の金属Ｃｕ粒子の個数密度とは、粒径２．０ｎｍ以上の全てのフェライト粒内の金属Ｃｕ粒子の個数密度である。粒径２．０ｎｍ未満の金属Ｃｕ粒子は、検出が困難であり、また、本実施形態に係る鋼板の特性にほぼ影響を与えないと考えられるので、計測対象とされない。本実施形態に係る鋼板のフェライト粒内の金属Ｃｕ粒子の個数密度Ｎは、電子顕微鏡観察像の面積をＡ、そこに観察されるＣｕ粒子の数をｎ、その平均粒径（円相当径の算術平均）をｄとしたとき、以下の数式に基づいて求められる。
　Ｎ＝ｎ／（Ａ×ｄ）
　フェライト粒内の粒径２．０ｎｍ以上の金属Ｃｕ粒子の個数密度に対する、フェライト粒内の９Ｒ構造を有する粒径２．０ｎｍ以上の金属Ｃｕ粒子の個数密度の割合（９Ｒ粒子率）：２％～１００％
　フェライト粒内の粒径２．０ｎｍ以上の金属Ｃｕ粒子の個数密度に対する、フェライト粒内のＢＣＣ構造を有する粒径２．０ｎｍ以上の金属Ｃｕ粒子の個数密度の割合（ＢＣＣ粒子率）：０％～９８％
　上述されたように、本発明者らは、金属Ｃｕ粒子の結晶構造の種類が、転位の移動に対する金属Ｃｕ粒子の抵抗力に影響することを知見した。９Ｒ構造を有する金属Ｃｕ粒子（９Ｒ粒子）は、フェライト内の転位の移動に対する抵抗力が高い。何故なら、金属Ｃｕ粒子の周囲のフェライトの結晶構造はＢＣＣだからである。転位は、結晶構造が異なる粒子の界面を通過しにくい。従って、９Ｒ粒子と、ＢＣＣ構造を有するフェライトとの界面は、フェライト内での転位の移動に対する抵抗として働く。一方、ＢＣＣ構造を有する金属Ｃｕ粒子（ＢＣＣ粒子）とフェライトとの界面は、フェライト内を移動する転位に対する抵抗として働かない。従って、ＢＣＣ粒子は、フェライト内の転位の移動に対する抵抗力が低い。
　転位の移動に対する抵抗となる粒子が多いほど、鋼板の疲労特性が高められる。本発明者らが実験した結果、９Ｒ粒子率が２％以上であれば、良好な疲労特性が得られることがわかった。従って、本実施形態に係る鋼板の９Ｒ粒子率は、２％以上とする。９Ｒ粒子率は、好ましくは１０％以上、２０％以上、または３０％以上である。９Ｒ粒子率が１００％となってもよい。一方、ＢＣＣ粒子率が９８％以上である場合、９Ｒ粒子率が少なすぎて、疲労強度が高くならない。従って、ＢＣＣ粒子率は９８％以下とする。好ましくは、９０％以下、８０％以下、または７０％以下である。ＢＣＣ粒子率が０％であってもよい。
　なお、金属Ｃｕ粒子の結晶構造がＦＣＣとなる場合もある。本発明者らが確認したところ、本実施形態に係る鋼板のフェライト内には、９Ｒ粒子と、ＢＣＣ粒子と、ＦＣＣ構造を有する金属Ｃｕ粒子（ＦＣＣ粒子）とが混在する場合があることがわかった。しかしながら、金属Ｃｕ粒子の平均粒径および個数密度が上述の範囲内である限り、フェライト粒内の粒径２．０ｎｍ以上の全ての金属Ｃｕ粒子の個数密度に対する、フェライト粒内の粒径２．０ｎｍ以上のＦＣＣ粒子の個数密度の割合（ＦＣＣの割合）は無視できる程度に小さい。また、９Ｒ粒子およびＢＣＣ粒子率が上述の範囲内である限り、鋼板の機械特性は優れる。従って、本実施形態に係る鋼板のＦＣＣの割合は特に規定されない。
　このような金属Ｃｕ粒子は、前述したように、９Ｒ構造であり、マトリックスのフェライト相と半整合の状態となるため、転位によるカッティングが起こり難く、疲労強度が向上する。さらに、金属Ｃｕ粒子のサイズは、磁壁厚よりも一桁小さいので、磁気特性に与える影響は非常に小さい。
　次に、本実施形態に係る鋼板の製造方法について説明する。
　製造方法
　本実施形態に係る無方向性電磁鋼板の製造方法は、上述の成分組成を有するスラブを加熱する工程と、スラブを熱間圧延して熱延鋼板を得る工程と、熱延鋼板を巻き取る工程と、熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板を得る工程と、冷延鋼板に第一焼鈍をして、再結晶鋼板を得る工程と、再結晶鋼板に第二焼鈍をして、結晶粒内に金属Ｃｕ粒子を析出させる工程を有する。熱間圧延工程においては、仕上げ熱延開始温度Ｆ０Ｔを１０００℃以下とし、仕上げ熱延終了温度ＦＴを９００℃以下とする。巻取工程においては、巻取温度ＣＴを５００℃以下とする。第一焼鈍工程（再結晶工程）においては、均熱温度を８５０～１１００℃とし、均熱時間を１０秒以上とし、均熱終了後の８００～４００℃の温度範囲での平均冷却速度を１０℃／秒以上とする。第二焼鈍工程（Ｃｕ析出工程）においては、均熱温度を４５０～６５０℃とし、均熱時間を１０秒以上とする。
　上述の製造方法は、第二焼鈍工程（Ｃｕ析出工程）に代えて、第一焼鈍工程後に冷延鋼板の温度を所定の温度範囲内に滞留させる工程を備えても良い。製造方法が滞留工程を備える場合、再結晶焼鈍工程における均熱後の冷却速度は規定されず、滞留工程においては、滞留温度を４５０～６００℃とし、滞留時間を１０秒以上とする。
　上述の製造方法は、熱延鋼板に第三焼鈍をする工程をさらに備えても良い。製造方法が第三焼鈍工程を備える場合、第三焼鈍工程（熱延板焼鈍工程）では、均熱温度を７５０～１１００℃とし、均熱時間を１０秒～５分とし、均熱後の８００～４００℃の温度範囲での平均冷却速度を１０℃／秒以上とする。
　なお、「均熱温度」および「滞留温度」とは、鋼板が等温保持される温度のことであり、「均熱時間」および「滞留時間」とは、鋼板の温度が均熱温度または滞留温度である期間の長さのことである。また、「８００～４００℃の温度範囲での平均冷却速度」とは、以下の式で求められる値のことである。
　ＣＲ＝（８００－４００）／ｔ
　上の式において、ＣＲとは８００～４００℃の温度範囲での平均冷却速度であり、ｔとは鋼板の温度を８００℃から４００℃まで低下させるために要した時間（秒）である。
　以下に、本実施形態に係る鋼板の製造方法について詳細に説明する。
　加熱工程
　本実施形態に係る鋼板の製造方法においては、まず、本実施形態に係る鋼板と同じ成分組成を有するスラブを加熱する。スラブ加熱温度は１０５０～１２００℃が好ましい。スラブ加熱温度が１０５０℃未満であると、熱間圧延が困難になる。スラブ加熱温度が１２００℃を超える場合、硫化物などが溶解し、熱延後の冷却過程で微細に析出し、冷延後の再結晶焼鈍で粒成長性が悪化し、良好な鉄損特性が得られない。
　熱間圧延工程（熱延工程）
　次いで、加熱されたスラブを熱間圧延することにより熱延鋼板を得る。熱延工程では、仕上げ熱延開始温度Ｆ０Ｔおよび仕上げ熱延終了温度ＦＴの制御が必須である。従来技術によれば、冷間圧延終了後の焼鈍によってＣｕを析出させた高強度低鉄損の無方向性電磁鋼板の製造方法において、熱延条件は鋼板特性に影響しないものと考えられていた。技術常識によれば、熱間圧延時の温度履歴がＣｕの析出に及ぼす影響は、鋼板が焼鈍される際に消滅するからである。従って、従来技術によれば、Ｃｕ析出型高強度無方向性電磁鋼板の製造方法における熱延条件は特に限定されず、製造設備の稼働効率を最大化するように選択されてきた。しかしながら、前述の実験とその結果で示したように、高い疲労強度ＦＳを有する電磁鋼板を得るためには、熱延条件を厳格に制御することが重要である旨を本発明者らは知見した。Ｃｕ析出条件が同じであれば、仕上げ熱延開始温度Ｆ０Ｔ、仕上げ熱延終了温度ＦＴ、巻取温度ＣＴが低いほど、鋼板の疲労強度ＦＳは向上する。この理由は、以下のように考えられる。
　Ｆ０Ｔ、ＦＴ、及びＣＴが低いほど、熱延および巻取後のＣｕのフェライト粒界への析出は抑制され、最終的に機械強度に寄与するＣｕの量、即ち過飽和固溶状態のＣｕの量が増える。この場合、冷延後の再結晶焼鈍後もＣｕが再固溶し易くなり、その結果、再結晶焼鈍後の析出焼鈍で、金属Ｃｕ粒子が一層微細に析出し易くなると考えられる。更に、Ｃｕ析出条件が最適であると、カッティングされ難い９Ｒ粒子が形成される。この９Ｒ粒子によって、鋼板の疲労強度ＦＳが上昇する。
　熱間圧延の際の鋼板温度を低下させることは、圧延抵抗が増大し、熱間圧延装置の負荷が増大するので、製造設備の稼働効率を考慮すると好ましくない。しかしながら、鋼板の疲労強度ＦＳを向上させるために、本実施形態に係る鋼板の製造方法では、仕上げ熱延開始温度Ｆ０Ｔを１０００℃以下とする。仕上げ熱延開始温度Ｆ０Ｔは、好ましくは９８０℃以下、または９５０℃以下である。しかし、仕上げ熱延開始温度Ｆ０Ｔが低すぎる場合、圧延抵抗が過大となる。設備能力を考慮すると、仕上げ熱延開始温度Ｆ０Ｔを９００℃未満にすることは難しい。
　さらに、本実施形態に係る鋼板の製造方法では、仕上げ熱延終了温度ＦＴを９００℃以下、又は８３０℃以下とする。ただし、仕上げ熱延終了温度ＦＴが低すぎる場合、圧延抵抗が過大となる。設備能力を考慮すると、仕上げ熱延終了温度ＦＴを６００℃未満にすることは難しい。
　熱延の仕上げ板厚は、２．７ｍｍ以下が好ましい。板厚が２．７ｍｍ超である場合、冷間圧延の際の圧下率を増大させる必要が生じるおそれがあり、高い圧下率は、集合組織を劣化させるおそれがある。ただし、熱延の仕上げ板厚が薄すぎる場合、熱延が困難となり、生産性が低下する。従って、熱延の仕上げ板厚は１．６ｍｍ以上が好ましい。
　巻取工程
　次いで、熱間圧延された鋼板を巻き取る。上述したように、熱延鋼板の巻取温度ＣＴは、それが低いほど過飽和状態のＣｕ量が増え、最終製品の機械強度の上昇に寄与する。更に、ＣＴが高いと、巻取り後のコイル内でＣｕが析出し、熱延鋼板の靭性が低下する。従って、巻取温度ＣＴは５００℃以下とする。巻取温度ＣＴは、好ましくは４７０℃以下であり、更に好ましくは４５０℃以下である。ただし、熱延鋼板の巻取温度ＣＴが低すぎる場合、コイルの形状が劣化するので、巻取温度ＣＴは３５０℃以上とする。
　第三焼鈍工程（熱延板焼鈍工程）
　電磁鋼板の集合組織を改善し、高い磁束密度を得るために、熱延鋼板を冷間圧延する前に、熱延鋼板に熱延板焼鈍を施してもよい。熱延板焼鈍における好ましい均熱温度は７５０～１１００℃であり、均熱時間は１０秒～５分である。均熱温度が７５０℃未満、又は、均熱時間が１０秒未満であると、集合組織を改善する効果が小さい。均熱温度が１１００℃を超える場合、又は、均熱時間が５分を超える場合、消費エネルギーの上昇、付帯設備の劣化などで製造コストの上昇を招く。
　また、冷延後、再結晶前の鋼板内のＣｕを微細にし、冷延後の再結晶焼鈍時にＣｕを再固溶させるために、熱延板焼鈍工程における８００～４００℃の温度範囲では、平均冷却速度１０℃／秒以上で冷却する。熱延板焼鈍工程における平均冷却速度は２０℃／以上、または４０℃／秒以上が好ましい。熱延板焼鈍工程における平均冷却速度が速いことは、熱延焼鈍板の靭性の確保にもつながる。
　冷間圧延工程（冷延工程）
　更に、本実施形態に係る鋼板の製造方法では、熱延鋼板に冷間圧延を施して冷延鋼板とする。冷間圧延は１回で行ってもよいし、中間焼鈍を含む２回以上を行ってもよい。いずれにせよ、冷間圧延では、最終の圧下率を６０～９０％、好ましくは６５～８２％とする。これにより、最終製品において、鋼板面に｛１１１｝面が平行な結晶粒の割合が少なくなり、高磁束密度と低鉄損とを有する鋼板が得られる。
　中間焼鈍の際の均熱温度は９００～１１００℃が好ましい。この場合も、均熱後の冷却では、８００～４００℃の温度範囲での平均冷却速度１０℃／秒以上とすることが望ましい。
　第一焼鈍工程（再結晶工程）
　更に、本実施形態に係る鋼板の製造方法においては、冷延鋼板に焼鈍を施し、冷延鋼板の組織を再結晶させる。再結晶工程では、鋼板の組織を再結晶させるとともに、Ｃｕを溶体化する。フェライト粒の平均結晶粒径を３０μｍ以上とするために、また、Ｃｕを固溶させるために、再結晶工程における均熱温度は８５０℃以上とする。再結晶工程における均熱温度は、好ましくは９５０℃以上である。
　一方、均熱温度が高すぎると、エネルギー消費が大きくなり、また、ハースロールなどの付帯設備が傷み易くなる。従って、再結晶工程における均熱温度は１１００℃以下とする。再結晶工程における均熱温度は、好ましくは１０５０℃以下である。
　再結晶工程における均熱時間は１０秒以上とする。再結晶工程における均熱時間が不足した場合、フェライト粒が成長しないので鉄損が十分に低減されなくなる。また、本発明者らは、この場合に９Ｒ粒子率も不足することを確認した。一方、均熱時間が長すぎる場合、生産性が低下するので、再結晶工程における均熱時間は２分以下が好ましい。更に、再結晶工程における均熱後の冷却は、８００℃から４００℃までの温度範囲での平均冷却速度は１０℃／秒以上とする。一旦固溶したＣｕを、再結晶工程における均熱後の冷却過程で析出させないためである。再結晶工程における均熱後の８００℃から４００℃までの温度範囲での平均冷却速度は、好ましくは２０℃／秒以上である。再結晶工程における均熱後の８００℃から４００℃までの温度範囲での平均冷却速度が不足した場合、金属Ｃｕ粒子が析出し、後の工程で粗大化し、金属Ｃｕ粒子の個数密度が不足する。
　第二焼鈍工程（Ｃｕ析出工程）
　本実施形態に係る鋼板の製造方法においては、再結晶工程で得られる再結晶鋼板をさらに焼鈍し、結晶粒内に金属Ｃｕ粒子を析出させる。フェライト粒内に析出する金属Ｃｕ粒子の平均粒径、個数密度、および結晶構造を上述した範囲内に制御するためには、Ｃｕ析出工程における均熱温度を４５０～６５０℃とし、均熱時間１０秒以上とする必要がある。
　Ｃｕ析出工程の均熱温度が４５０℃未満である場合、金属Ｃｕ粒子が過剰に微細化され、９Ｒ粒子が析出しなくなる。この場合、実質的に全ての金属Ｃｕ粒子が、転位の移動に対する抵抗として働かないＢＣＣ粒子になる。Ｃｕ析出工程の均熱温度が６５０℃を超える場合、金属Ｃｕ粒子が粗大化し、金属Ｃｕ粒子の個数密度が不足する。Ｃｕ析出工程の均熱温度は、好ましくは５００～６２５℃であり、より好ましくは５２５～６００℃である。
　なお、図２および図３に示されるように、鋼板の引張強さを最大にするＣｕ析出工程の均熱温度と、鋼板の疲労強度を最大にするＣｕ析出工程の均熱温度とは、必ずしも一致しない。また、鋼板の引張強さまたは疲労強度を最大にするＣｕ析出工程の均熱温度は、鋼板の熱延条件及び巻取条件に応じて変化する。特に鋼板の疲労強度を最大にするＣｕ析出工程の均熱温度は、仕上げ熱延開始温度及び仕上げ温度、並びに巻取温度が低いほど、高くなると考えられる。鋼板に求められる強度の種類に応じて、また鋼板の熱延条件および巻取条件に応じて、Ｃｕ析出工程の均熱温度を適宜選択することが好ましい。
　また、フェライト粒内に析出する金属Ｃｕ粒子の平均粒径、個数密度、および結晶構造を上述した範囲内に制御するためには、Ｃｕ析出工程の均熱時間を１０秒以上とする必要がある。Ｃｕ析出工程の均熱時間は、好ましくは３０秒以上、より好ましくは４０秒以上である。上記温度範囲であれば、バッチ焼鈍で数時間の均熱時間で第二焼鈍を行うことも可能である。Ｃｕ析出工程の均熱温度及び均熱時間の最適条件は、鋼板の成分組成、特にＣｕ含有量によって多少変化するが、概ね上記範囲に含まれる。
　本実施形態に係る鋼板の製造方法においては、再結晶焼鈍とＣｕ析出焼鈍を一つの連続焼鈍ラインで同時に行うことができる。その場合、均熱温度を８５０℃以上、１０５０℃以下、均熱時間を１０秒以上とし、冷却過程の６００℃～４５０℃の温度域に鋼板が滞留する時間を１０秒以上とする。
　本実施形態に係る鋼板の製造方法で得られた鋼板には、必要に応じて、絶縁皮膜を施し、高強度で低鉄損の無方向性電磁鋼板を得ることができる。
　次に、本発明の実施例について説明するが、実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。
　全ての実験における発明例及び比較例の評価方法は、以下の通りとした。なお一部の比較例では、製造途中に割れまたは表面疵が発生し、その時点で製造工程を中止したので、評価を行えなかった。
　未再結晶組織を含まないフェライト粒の面積率は通常の金属組織を観察する方法で測定した。即ち、鋼板の断面を研磨後、ナイタール液などの腐食液で研磨面を腐食させると、再結晶しているフェライト粒は明るい無地の結晶粒として観察される。一方、未再結晶フェライト粒は、内部に不規則な暗い模様が観察される。従って、通常の金属組織を観察する方法で得られる組織写真に基づいて、全体に占める再結晶しているフェライト粒の面積割合（未再結晶組織を含まないフェライト粒の面積率）を求めた。
　未再結晶組織を含まないフェライト粒の平均結晶粒径は、ＪＩＳ　Ｇ　０５５１「鋼－結晶粒度の顕微鏡試験方法」に従って求めた。
　フェライト粒の内部の金属Ｃｕ粒子の個数密度、及び平均粒径は、透過型顕微鏡写真を撮影し先に記述した方法で求めた。なお、粒径２．０ｎｍ未満の金属Ｃｕ粒子は測定対象外とした。
　９Ｒ粒子率及びＢＣＣ粒子率は、透過電子顕微鏡観察の明視野像と電子線回折像とに含まれる粒子の構造を特定し、それら粒子の個数割合を測定することにより求めた。なお、粒径２．０ｎｍ未満の金属Ｃｕ粒子は測定対象外とした。
　降伏応力ＹＳおよび引張強さＴＳの測定は、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１「金属材料引張試験方法」に従って行われた。試験片はＪＩＳ５号試験片あるいはＪＩＳ１３号Ｂ試験片とした。ＹＳが４５０ＭＰａ以上である例は、降伏応力が優れた例とみなされ、ＴＳが５５０ＭＰａ以上である例は、引張強さが優れた例とみなされた。
　ＦＳの測定方法は、ＪＩＳ　Ｚ　２２７３「金属材料の疲れ試験方法通則」に従って行われた。図１－１および図１－２に示す疲労試験片を評価用鋼板から切り出し、部分片振り引張りで疲労試験を行った。疲労試験片の長手方向は、評価用鋼板の圧延方向に一致させた。疲労試験では、最低荷重を３ｋｇｆで一定とし、周波数を２０Ｈｚとし、繰返し応力回数２００万回で破断しない場合の最大応力を、評価用鋼板の疲労強度ＦＳとした。ＦＳが３００ＭＰａ以上である例は、疲労強度強さが優れた例とみなされた。
　Ｗ１０／４００及びＢ５０の測定は、ＪＩＳ　Ｃ　２５５６「電磁鋼板単板磁気特性試験方法」に従って行われた。Ｗ１０／４００が２２Ｗ／ｋｇ以下である例は、鉄損が優れた例とみなされた。Ｂ５０が１．５５Ｔ以上である例は、磁束密度が優れた例とみなされた。
　表４－１に示す成分組成の鋼を真空溶解して鋳造することにより鋳片を製造し、該鋳片を１１５０℃に加熱して、仕上げ熱延開始温度９３０℃で熱間圧延に供し、仕上げ温度８５０℃で熱延を終了し、仕上げ厚２．３ｍｍの熱延鋼板を巻取温度４００℃で巻き取った。
　その後、上記熱延鋼板に、均熱温度１０００℃、均熱時間３０秒の熱延板焼鈍を施してから、上記熱延鋼板を冷間圧延に供し、０．３５ｍｍの冷延鋼板を得た。
　上記冷延鋼板に、均熱温度１０００℃、均熱時間３０秒、８００℃から４００℃までの平均冷却速度２０℃／秒の再結晶焼鈍を施し、次いで、均熱温度５５０℃、均熱時間６０秒のＣｕ析出焼鈍を施し、無方向性電磁鋼板を得た。
　得られた電磁鋼板の、フェライト粒の平均結晶粒径（平均結晶粒径）、フェライト粒の内部の金属Ｃｕ粒子の平均粒径、個数密度、結晶構造、９Ｒ粒子率、及びＢＣＣ粒子率を表４－２に示し、機械特性（降伏強さＹＳ、引張強さＴＳ、及び疲労強度ＦＳ）と磁気特性（鉄損Ｗ１０／４００、及び磁束密度Ｂ５０）とを、表４－３に示す。なお、全ての例の金属組織における未再結晶組織を含まないフェライトの面積率は９９．０面積％以上であった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
　化学組成が本発明の規定範囲内である発明例Ａ１～Ａ１４は、良好な機械特性と良好な鉄損特性との両方を有した。
　一方、Ｃ含有量が過剰であった比較例Ｂ１は、鉄損が十分に低減されなかった。
　Ｓｉ含有量が不足した比較例Ｂ２は、析出強化が生じなかったので機械強度が損なわれ、さらに鉄損が増大した。
　Ｓｉ含有量が過剰であった比較例Ｂ３は、脆化によって圧延性が低下し、冷間圧延中に割れが生じた。
　Ｍｎ含有量が不足した比較例Ｂ４は、鉄損が十分に低減されなかった。
　Ｍｎ含有量が過剰であった比較例Ｂ５は、脆化によって圧延性が低下し、冷間圧延中に割れが生じた。
　Ａｌ含有量が不足した比較例Ｂ６は、鉄損が十分に低減されなかった。
　Ａｌ含有量が過剰であった比較例Ｂ７は、脆化によって圧延性が低下し、冷間圧延中に割れが生じた。
　Ｃｕ含有量が不足した比較例Ｂ８は、金属Ｃｕ粒子がフェライト粒内に十分に析出せず、析出強化が生じなかったので、機械特性が不足した。
　Ｃｕ含有量が過剰であった比較例Ｂ９は、熱間圧延中に鋼板表面に疵が生じた。
　表４－１に示す鋼Ｎｏ．Ａ１０の化学成分を有する鋼に、表５－１に示す条件の製造方法を適用して、無方向性電磁鋼板の発明例および比較例を得た。これら発明例及び比較例のフェライト粒の平均結晶粒径、金属Ｃｕ粒子の平均粒径、個数密度、結晶構造、９Ｒ粒子率及びＢＣＣ粒子率を表５－２に示す。これら発明例及び比較例の機械特性と磁気特性とを表５－３に示す。なお、全ての電磁鋼板の金属組織における未再結晶組織を含まないフェライトの面積率は９９．０面積％以上であった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000009
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000010
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000011
　製造条件が本発明の規定範囲内である発明例Ｃ１～Ｃ１４は、良好な機械特性と良好な鉄損特性の両方を有した。
　一方、仕上げ熱延開始温度Ｆ０Ｔ、仕上げ熱延終了温度ＦＴ、及び巻取温度ＣＴが高すぎた比較例Ｄ１は、９Ｒ粒子率が不足したので、疲労強度が不足した。
　仕上げ熱延開始温度Ｆ０Ｔが高すぎ、且つ再結晶焼鈍における均熱温度が不足した比較例Ｄ２は、フェライト粒が微細化され過ぎたので、鉄損が十分に低減されなかった。
　仕上げ熱延開始温度Ｆ０Ｔ及び再結晶焼鈍における均熱温度が高すぎた比較例Ｄ３は、フェライト粒の平均粒径が粗大化したので、機械強度が損なわれ、さらに磁気特性も不良であった。
　再結晶焼鈍における温度が低く、均熱時間も不足した比較例Ｄ４は、フェライト粒が微細化され過ぎたので、鉄損が十分に低減されなかった。
　再結晶焼鈍における均熱後の冷却速度が不足した比較例Ｄ５は、金属Ｃｕ粒子が粗大化し、金属Ｃｕ粒子の個数密度が不足したので、機械強度が損なわれた。また粗大Ｃｕ粒子が磁壁移動を妨げるので、比較例Ｄ５は鉄損も十分に低減されなかった。
　Ｃｕ析出焼鈍における均熱時間が不足した比較例Ｄ６は、析出強化効果を有する金属Ｃｕ粒子が析出しなかったので、機械強度が損なわれた。
　Ｃｕ析出焼鈍における均熱温度が低すぎた比較例Ｄ７は、析出強化効果を有する金属Ｃｕ粒子が析出しなかったので、機械強度が損なわれた。
　Ｃｕ析出焼鈍における均熱温度が高すぎた比較例Ｄ８は、金属Ｃｕ粒子が粗大化し、金属Ｃｕ粒子の個数密度が不足したので、機械強度が損なわれた。また、粗大化したＣｕがヒステリシス損失を劣化させたので、比較例Ｄ８は鉄損も十分に低減されなかった。
　滞留工程における滞留時間が不足した比較例Ｄ９は、Ｃｕ析出焼鈍における均熱時間が不足した比較例Ｄ６と同様に、析出強化効果を有する金属Ｃｕ粒子が析出しなかったので、機械強度が損なわれた。
　前述したように、本発明によれば、低鉄損で、かつ、疲労特性に優れた無方向性電磁鋼板を製造し提供することができる。本発明の無方向背電磁鋼板は、モータの回転数の高速化、及びモータの高効率化に大きく寄与できるものであるので、本発明は、産業上の利用可能性が高いものである。

Claims (2)

  1. 　成分組成が、単位質量％で、
    　Ｃ：０～０．０１００％、
    　Ｓｉ：１．００～４．００％、
    　Ｍｎ：０．０５～１．００％、
    　Ａｌ：０．１０～３．００％、
    　Ｃｕ：０．５０～２．００％
    　Ｎｉ：０～３．００％、
    　Ｃａ：０～０．０１００％、
    　ＲＥＭ：０～０．０１００％、
    　Ｓｎ：０～０．３％、
    　Ｓｂ：０～０．３％、
    　Ｓ：０～０．０１％、
    　Ｐ：０～０．０１％、
    　Ｎ：０～０．０１％、
    　Ｏ：０～０．０１％、
    　Ｔｉ：０～０．０１％、
    　Ｎｂ：０～０．０１％、
    　Ｖ：０～０．０１％、
    　Ｚｒ：０～０．０１％、及び
    　Ｍｇ：０～０．０１％
    を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、
    　組織が、９９．０面積％以上の、未再結晶組織を含まないフェライト粒を含み、
    　前記フェライト粒の平均結晶粒径が３０μｍ以上、１８０μｍ以下であり、
    　前記フェライト粒が、その内部に個数密度１０，０００～１０，０００，０００個／μｍ３の金属Ｃｕ粒子を含有し、
    　前記フェライト粒の内部の前記金属Ｃｕ粒子が、
    　前記金属Ｃｕ粒子の前記個数密度に対して２％～１００％の個数密度の、９Ｒ構造を有する析出粒子と、
    　前記金属Ｃｕ粒子の前記個数密度に対して０％～９８％の個数密度の、ｂｃｃ構造を有する析出粒子と
    を含み、
    　前記フェライト粒の内部の前記金属Ｃｕ粒子の平均粒径が２．０ｎｍ以上、１０．０ｎｍ以下である
    ことを特徴とする無方向性電磁鋼板。
  2. 　前記成分組成が、単位質量％で
    　Ｎｉ：０．５０～３．００％、
    　Ｃａ：０．０００５～０．０１００％、
    　ＲＥＭ：０．０００５～０．０１００％、
    からなる群から選択される１種または２種以上を含有する
    ことを特徴とする請求項１に記載の無方向性電磁鋼板。
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