【事件の表示】
　特許第３２９２８４６号「方位集積度及び粒成長性の良好な無方向性電磁鋼板及びその製造方法」の請求項１ないし４に係る特許に対する特許異議の申立てについて、次のとおり決定する。
【結　論】
　訂正を認める。
　特許第３２９２８４６号の請求項１ないし３に係る特許を維持する。
【理　由】
１．手続の経緯
　本件特許第３２９２８４６号の発明は、平成１２年４月６日に特許出願され、平成１４年３月２９日にその発明について特許権の設定登録がなされ、その後、その特許について、住友金属工業株式会社より特許異議の申立てがなされ、特許請求の範囲の請求項１〜４に係る特許に対して取消理由通知がなされ、その指定期間内である平成１５年７月８日に訂正請求がなされたものである。
２．訂正の適否についての判断
ア．訂正の内容
訂正事項ａ
　特許請求の範囲の請求項１を削除する。
訂正事項ｂ
　請求項２において、請求項の項番号「２」を「１」と訂正する。
訂正事項ｃ
　請求項３において、請求項の項番号「３」を「２」と訂正する。
訂正事項ｄ
　訂正後の請求項２において、「請求項２記載の」を「請求項１記載の」と訂正する。
訂正事項ｅ
　請求項４において、請求項の項番号「４」を「３」と訂正する。
訂正後の請求項３において、「請求項１〜３のいずれかの項に記載の」を「請求項１又は２記載の」と訂正する。
訂正事項ｆ
　特許明細書段落【０００６】に記載の「（１）質量％で、・・・する方位集積度及び粒成長性の良好な無方向性電磁鋼板。」を削除する。
訂正事項ｇ
　特許明細書段落【０００６】（特許公報第２頁第４欄第３行）に記載の「（２）」を「（１）」と訂正する。
訂正事項ｈ
　特許明細書段落【０００６】（特許公報第２頁第４欄第１３行）に記載の「（３）」を「（２）」と訂正する。
訂正事項ｉ
　特許明細書段落【０００６】（特許公報第２頁第４欄第１４行）に記載の「（２）記載の」を「（１）記載の」と訂正する。
訂正事項ｊ　
　特許明細書段落【０００６】（特許公報第２頁第４欄第１６行）に記載の「（４）」を「（３）」と訂正する。
訂正事項ｋ
　特許明細書段落【０００６】（特許公報第２頁第４欄第１７、１８行）に記載の「（１）〜（３）のいずれかの項に記載の」を「（１）又は（２）記載の」と訂正する。
イ．訂正の目的の適否、新規事項の有無及び特許請求の範囲の拡張・変更の存否
　訂正事項ａは請求項１を削除するものであるから、特許請求の範囲の減縮に該当する。訂正事項ｂ〜ｅは、請求項１を削除することに対応させ、請求項２〜４の項番号及び請求項３、４で引用する請求項の項番号を繰り上げて整合させるものであるから、明りょうでない記載の釈明に該当し、また、訂正事項ｆ〜ｋは、訂正後の請求項１〜３の記載と発明の詳細な説明の記載との整合を図るものであるから、訂正事項ｆ〜ｋは、明りょうでない記載の釈明に該当する。更に、訂正事項ａ〜ｋは、特許明細書に記載された事項の範囲内において訂正するものであるから、新規事項の追加に該当せず、また、実質上特許請求の範囲を拡張し、又は変更するものでない。
ウ．むすび
　以上のとおりであるから、上記訂正は、特許法第１２０条の４第２項及び同条第３項で準用する第１２６条第２及び３項の規定に適合するので、当該訂正を認める。
３．特許異議の申立てについて
（１）本件発明
　本件請求項１ないし３に係る発明は、訂正明細書の記載から見て、それぞれ、特許請求の範囲の請求項１〜３に記載された次の事項によって特定される次のとおりのものと認める。
「【請求項１】質量％で、Ｃ：０．０００５％以上０．０１０％以下、Ｍｎ：０．１％以上０．５％以下、Ｓｉ：０．６％以上１．４％以下、Ａｌ：０．９％以上１．６％以下、かつ１．６％≦Ｓｉ＋Ａｌ≦２．７％を満たす成分を含有し、残部はＦｅ及び不可避不純物元素よりなる鋼片を熱間圧延後、熱延板焼鈍と１回の冷間圧延、もしくは中間焼鈍を介挿する２回以上の冷間圧延を行い、引き続き仕上焼鈍を行う無方向性電磁鋼板の製造方法において、熱延板焼鈍もしくは最後の中間焼鈍の温度を９５０℃以上とすることを特徴とする方位集積度及び粒成長性の良好な無方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項２】最終の冷間圧延における鋼板温度の最大値を１５０℃以上とすることを特徴とする請求項１記載の方位集積度及び粒成長性の良好な無方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項３】鋼中に含有されるＳ量が質量％で０．００４％を超えないことを特徴とする請求項１または２記載の方位集積度及び粒成長性の良好な無方向性電磁鋼板の製造方法。」
　（以下、請求項１〜３に係る発明を、それぞれ、「本件発明１」〜「本件発明３」という。）
（２）引用刊行物記載の発明
　当審が通知した取消理由で引用した刊行物１（特開平１０−１８３３１１号公報、甲第１号証と同じ）には、
「【請求項１】　Ｃ：０．０１ｗｔ％以下，Ｓｉ：０．１〜２．０ｗｔ％，Ｍｎ：０．１〜１．５ｗｔ％，Ａｌ：０．５〜２．５ｗｔ％，Ｐ：０．１ｗｔ％以下およびＳ：０．０１ｗｔ％以下を、
　　Ｓｉ＋０．６０Ａｌ≧０．８０ｗｔ％の下に含有する成分組成になり、かつ表面のビッカース硬さが　ＨＶ１６０以下であることを特徴とする打抜き加工性および磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板。」（【請求項１】）、
「この発明は、上記の問題を有利に解決するもので、とくに打抜き加工に優れ、かつ磁気特性の良好な無方向性電磁鋼板を提供しようとするものである。さらに、この発明では、歪取り焼鈍後の磁気的性質の向上を達成する手段について、提供することも目的である。」（段落【００１４】）、
「　次に、製造方法について説明すると、この発明では、製造方法は特に限定されることはなく、従来公知の方法が適用できる。例えば、熱間圧延は、スラブ加熱を、省エネルギーの観点から望ましくは１２００℃以下で施し、圧延を行って、その後の熱延板焼鈍は必須ではないが、磁束密度を向上させるためには　７５０℃〜１０５０℃の範囲で焼鈍するのが好ましい。また、冷間圧延後の最終焼鈍は、特に鋼板表層の酸化窒化と、それに伴う表層微細粒の生成を防止して表面硬さの過度の上昇を抑制するために、雰囲気露点を−１０℃以下とすることが推奨される。」（段落【００３７】）、
「実施例１
　表２に示す成分組成の鋼を、転炉および真空脱ガスによって成分調整して、鋼中酸素量：０．００７ｗｔ％以下で溶製し、次いで溶鋼を表２に示す各種脱硫剤を用いてＳ：０．０１％以下まで脱硫した。その後、連続鋳造により幅１１００〜１２５０ｍｍで　２２５ｍｍ厚のスラブとした。これらのスラブを、通常のガス加熱炉で加熱した後、熱間圧延を施し、その後熱延板焼鈍を実施もしくは省略して、冷間圧延にて　０．５ｍｍ厚としたのち、露点２０℃の雰囲気で再結晶焼鈍を施して製品板とした。・・・」（段落【００３８】）と記載され、また、表２には、鋼の成分組成（ｗｔ％）に関し、
Ｃ０．００４，Ｓｉ１．０，Ａｌ１．５，Ｍｎ０．５，Ｐ０．０５，Ｓ０．００２、残部Ｆｅ及び不純物からなる鋼が記載され（段落【００３９】）、
これらの記載からすると、刊行物１には、
Ｃ：０．０１ｗｔ％以下，Ｓｉ：０．１〜２．０ｗｔ％，Ｍｎ：０．１〜１．５　ｗｔ％，Ａｌ：０．５〜２．５ｗｔ％，Ｐ：０．１ｗｔ％以下およびＳ：０．０１ｗｔ％以下を、
　　Ｓｉ＋０．６０Ａｌ≧０．８０ｗｔ％の下に含有し、残部はＦｅ及び不可避不純物よりなる成分組成の鋼片を熱間圧延し、その後熱延板焼鈍を実施し、冷間圧延を行なった後、最終焼鈍を行う打抜き加工に優れ、かつ磁気特性の良好な無方向性電磁鋼板の製造方法の発明が記載されているものと認める。
　同刊行物２（特開昭５９−７４２２４号公報、甲第２号証と同じ）には、
「Ｃ：０．００５重量％以下、Ｓｉ：２．５〜４．０重量％、Ａｌ：０．２５〜１．００重量％およびＭｎ：０．１〜１．０重量％を含む珪素鋼用素材を常法に従って熱間圧延し、ついで母帯焼鈍を行ったのち一回冷延法によって最終板厚とし、引続き連続仕上焼鈍を行って無方向性珪素鋼板を製造するに際し、・・・（ロ）母帯焼鈍を、９００〜１０５０℃、２〜１５分条件下に行う、・・・ことを特徴とする磁気特性の極めて優れた無方向性珪素鋼板の製造方法。」（特許請求の範囲）、
「・・・珪素鋼スラブを・・・熱間圧延により、・・・熱延板とした。これらの熱延板にそれぞれ・・・９５０℃、１０００℃、および１０５０℃で５分間の母帯焼鈍を施した・・・」（第２頁左下欄第１１〜１６行）、
「一回冷延法において、９００〜１０５０℃で２〜１５分間の母帯焼鈍を施すのは熱延板組織の均一化と結晶粒の粗大化を目的とするもので、・・・」（第３頁左下欄第３〜５行）と記載され、また、第１図〜第４図には、母帯焼鈍温度が高くなるにつれて磁束密度Ｂ５０が向上することが記載され、
　同刊行物３（日本鉄鋼協会　共同研究会圧延理論部会編「板圧延の理論と実際」（昭和５９年９月１日）日本鉄鋼協会第１５９頁、甲第３号証と同じ）には、
「・・・圧延中のストリップの温度は後段に進むほど加工熱による激しい温度上昇がみられ、前段では８０℃程度であるが、後段では３００℃程度まで変化している。・・・」（第１５９頁右欄第５〜８行）と記載されている。
（３）対比・判断           
（ｉ）（ａ）特許法第２９条第１項について
　本件発明１と刊行物１に記載された発明を対比する。
刊行物１に記載の「最終焼鈍」は冷間圧延後行う焼鈍であるから、本件発明１の「仕上焼鈍」に相当する。
　そうすれば、両者は、Ｃ，Ｍｎ，Ｓｉ及びＡｌを含有し、残部はＦｅ及び不可避不純物元素よりなる鋼片であって、Ｃ，Ｍｎ，Ｓｉ及びＡｌ並びにＳｉ＋Ａｌ量が重複する鋼片を熱間圧延後、熱延板焼鈍と１回の冷間圧延を行い、引き続き仕上焼鈍を行う無方向性電磁鋼板の製造方法である点で一致し、本件発明１は、熱延板焼鈍の温度を９５０℃以上とするのに対し、刊行物１にはこの点が明らかでない点で相違する。
　相違点について検討する。
刊行物１には、「熱延板焼鈍は必須ではないが、磁束密度を向上させるためには、７５０℃〜１０５０℃の範囲で焼鈍するのが好ましい」と記載されているが、刊行物１に記載のものは、無方向性電磁鋼板の製造において熱延板焼鈍の温度を９５０℃以上とした具体例がなく、更に、方位集積度Ｂ５０/Ｂｓを改善するために熱延板焼鈍の温度を９５０℃以上とするというものでないから、刊行物１に記載の発明は、熱延板焼鈍の温度を９５０℃以上とする点を構成要件の一部とするものであるとすることはできない。
　以上のことから、本件発明１は、刊行物１に記載された発明であるとすることができない。
（ｂ）特許法第２９条第２項について
　本件発明１と刊行物１に記載された発明を対比すると、両者は、前記（３）（ｉ）（ａ）で述べたとおりの点で相違する。
　相違点について検討する。
刊行物１には、無方向性電磁鋼板の製造において方位集積度Ｂ５０/Ｂｓを改善するために熱延板焼鈍の温度を９５０℃以上とする点が示唆されていない。また、刊行物２には、珪素鋼熱延板を９５０℃、１０００℃、および１０５０℃で焼鈍することが記載されているが、刊行物２に記載のものは、熱延板焼鈍を熱延板組織の均一化と結晶粒の粗大化のために行うというものであり、９５０℃以上の熱延板焼鈍により冷延前結晶粒径をある程度粗大化させ仕上焼鈍後に磁気特性に好ましいＧｏｓｓ方位を増加させ、方位集積度Ｂ５０/Ｂｓを向上させるという本件発明１と９５０℃以上の熱延板焼鈍を施す理由が相違し、更に、刊行物２に記載のものは、珪素鋼のＳｉ量が本件発明１と相違するものである。
　以上のことから、方位集積度及び粒成長性の良好な無方向性電磁鋼板の製造において刊行物１に記載の発明に刊行物２に記載のものを適用し熱延板焼鈍の温度を９５０℃以上とすることが容易に想到し得たものとすることができない。
　そして、本件発明１は、請求項１に記載の事項により「本発明は、磁気特性に好ましい結晶方位の集積度が高く、かつユーザーにおける歪取焼鈍時に結晶粒成長が良好な無方向性電磁鋼板、及びその製造方法を提供することが可能となる。」（特許明細書段落【００３７】）という特許明細書に記載のとおりの顕著な作用効果を奏するものと認められる。
　以上のことから、本件発明１は、刊行物１、２に記載された発明に基づいて当業者が容易に発明をすることができたものであるとすることができない。
（ii）本件発明２は、本件発明１に「最終の冷間圧延における鋼板温度の最大値を１５０℃以上とする」点を発明特定事項として付加するものである。刊行物３には、冷間圧延中の鋼板の温度は後段に進むほど加工熱による激しい温度上昇がみられ、後段では３００℃程度まで変化することが記載されているが、刊行物３には、方位集積度Ｂ５０/Ｂｓを向上させるために９５０℃以上の熱延板焼鈍を行う点が記載も示唆もされていない以上、本件発明２は、前記（３）（ｉ）（ｂ）で述べた、本件発明１と同様の理由によって、刊行物１〜３に記載された発明に基づいて当業者が容易に発明をすることができたものであるとすることができない。
（iii）本件発明３は、本件発明１又は２に「鋼中に含有されるＳ量が質量％で０．００４％を超えない」点を発明特定事項として付加するものである。刊行物１には、鋼のＳ量を０．００２質量％とすることが記載されているが、本件発明３は、前記（３）（ｉ）（ａ）で述べた、本件発明１と同様の理由によって、刊行物１に記載された発明であるとすることができず、更に、本件発明３は、前記（３）（ｉ）（ｂ）で述べた、本件発明１と同様の理由によって、刊行物１〜３に記載された発明に基づいて当業者が容易に発明をすることができたものであるとすることができない。
４．むすび
　以上のとおりであるから、特許異議申立ての理由及び証拠によっては、本件発明１〜３に係る特許を取り消すことはできない。
　また、他に本件発明１〜３に係る特許を取り消すべき理由を発見しない。
　よって、結論のとおり決定する。
【異議決定日】
平成１６年１月１９日（２００４．１．１９）
【訂正の要旨】
審決（決定）の【理由】欄参照。
（５４）【発明の名称】
方位集積度及び粒成長性の良好な無方向性電磁鋼板及びその製造方法
（５７）【特許請求の範囲】
　【請求項１】　質量％で、Ｃ：０．０００５％以上０．０１０％以下、Ｍｎ：０．１％以上０．５％以下、Ｓｉ：０．６％以上１．４％以下、Ａｌ：０．９％以上１．６％以下、かつ１．６％≦Ｓｉ＋Ａｌ≦２．７％を満たす成分を含有し、残部はＦｅ及び不可避不純物元素よりなる鋼片を熱間圧延後、熱延板焼鈍と１回の冷間圧延、もしくは中間焼鈍を介挿する２回以上の冷間圧延を行い、引き続き仕上焼鈍を行う無方向性電磁鋼板の製造方法において、熱延板焼鈍もしくは最後の中間焼鈍の温度を９５０℃以上とすることを特徴とする方位集積度及び粒成長性の良好な無方向性電磁鋼板の製造方法。
　【請求項２】　最終の冷間圧延における鋼板温度の最大値を１５０℃以上とすることを特徴とする
請求項１
　【請求項３】　鋼中に含有されるＳ量が質量％で０．００４％を超えないことを特徴とする請求項１または
２
【発明の詳細な説明】
　【０００１】
　【発明の属する技術分野】
　本発明は、電気機器鉄心材料として使用される無方向性電磁鋼板に関し、特に方位集積度及び粒成長性の良好な無方向性電磁鋼板及びその製造方法に関するものである。
　【０００２】
　【従来の技術】
　電気機器の高効率化は、世界的な電力・エネルギー節減さらには地球環境保全の動向の中で近年強く要望されている。特に最近、回転機の高効率化が進展する中でローターまたはステーターとして用いられる無方向性電磁鋼板においては、現状よりもさらに磁気特性の良好な、すなわち鉄損が低く、磁束密度が高い材料が求められつつある。同時に、上記モータコアの形状も複雑化し、打ち抜きの際の加工性が良好であることも磁気特性と同様強く求められている。
　【０００３】
　無方向性電磁鋼板の低鉄損化の手段としては、Ｓｉ、Ａｌ、Ｍｎ等の合金元素含有量を増加し電気抵抗を増大させ渦電流損失を低減する方法が広く一般に用いられている。さらに成分決定後は、コアに成形した後の結晶粒径を１００μｍ程度に調節することにより低鉄損化を行なうことも試みられている。
　一方、磁束密度に関しては、Ｓｉ、Ａｌ、Ｍｎ等の合金元素を添加していくと飽和磁束密度Ｂｓが低下するため、磁束密度Ｂ５０は低下してしまう。従って、所定の鉄損を得るために合金元素量を決定した後は、Ｂｓが低下した分、磁気特性に好ましい結晶方位の集積度を向上させないとＢｓ低下に伴いＢ５０も低下してしまう。このため、合金元素の調整、あるいは工程条件の変更により結晶方位集積度を向上させる手段が必要となってきた。
　【０００４】
　また加工性に関しては、モータコア打ち抜きの際に、鋼板の結晶粒径が大き過ぎるとバリ、カエリ等の問題が発生することが最近判明してきた。ところが、製品板結晶粒径が小さ過ぎるとコアの鉄損が劣化してしまう。このため、コア打ち抜き時には結晶粒径が小さく、コアの歪取焼鈍の際にある程度結晶粒成長するような無方向性電磁鋼板のニーズが高まってきた。
　【０００５】
　【発明が解決しようとする課題】
　本発明は、磁気特性に好ましい結晶方位の集積度が高く、かつユーザーにおける歪取焼鈍時に結晶粒成長が良好な無方向性電磁鋼板、及びその製造方法を提供するものである。
　【０００６】
　【課題を解決するための手段】
　本発明は、以下の構成を要旨とする。
（
１
（
２
１
（
３
２
　【０００７】
　【発明の実施の形態】
　発明者らは低鉄損でありながら、結晶方位集積度が良好であり、かつ歪取焼鈍において結晶粒成長を生じせしめる無方向性電磁鋼板を開発するため、その方位集積度を向上させるための成分と製造条件について鋭意研究した。以下の実験に基づき本発明を詳細に説明する。
　【０００８】
　実験室にて真空溶解を行ない、表１に示す如くＳｉ、Ａｌ量を変更した素材を用意した。このとき他の成分は、Ｍｎ：０．２％、Ｃ：０．００１〜０．００２％、Ｓ：０．００１〜０．００２％、Ｎ：０．００１〜０．００２％、Ｔｉ：０．００１５〜０．００２５％の範囲に調整した。
　本素材から板厚２．３ｍｍの熱延板を作製し、焼鈍温度１０００℃で６０秒の焼鈍を行った。引き続き酸洗を行ない、次いで冷間圧延により板厚０．５０ｍｍとした後、８５０℃で３０秒の連続焼鈍を施した。なお、この焼鈍温度は通常の焼鈍温度に対して低いが、この理由はユーザにおけるコア打ち抜きの際にバリ・カエリ等の問題を発生させないためである。このとき、各試料の結晶粒径の測定を線分法にて行なったところ、全て４０〜５０μｍであった。
　【０００９】
　さらに、各試料を単板磁気測定可能なサイズに剪断した後、７５０℃の温度で２時間、水素雰囲気中にて箱焼鈍を行なった。この焼鈍は、ユーザにおいてコア打ち抜き後に歪を除去する目的で行なう焼鈍に対応するものである。
　表１に箱焼鈍後の磁束密度Ｂ５０（５０００Ａ／ｍの磁場における磁束密度）、鉄損Ｗ１５／５０（最大磁束密度１．５Ｔ　周波数５０Ｈｚにおける鉄損）、結晶粒径の測定結果を示した。また、各成分における飽和磁束密度Ｂｓも同時に示した。このＢｓは、次の式（１）における回帰式により計算した値である。
　【００１０】
　　Ｂｓ（Ｔ）＝２．１４７３−０．０３８２×Ｓｉ（％）−０．０６５８×Ａｌ（％）　……　（１）
　表１より、鉄損３．０Ｗ／ｋｇ以下であり、かつ結晶粒径７０μｍ以上であり、さらに磁気特性に良好な結晶方位の集積度を簡便的にＢ５０／Ｂｓで表した場合その値が０．８３以上となる成分範囲は、０．６≦Ｓｉ≦１．４％、０．９≦Ａｌ≦１．６％、かつ１．６≦Ｓｉ＋Ａｌ≦２．７％を満足する範囲であることが判明した。
　【００１１】
　【表１】
　【００１２】
　図１を用いてさらに詳細に表１の結果を説明する。図１において×で示す材料は、鉄損Ｗ１５／５０が３Ｗ／ｋｇを超えるものであり、表１の符号で、１，２，３，４，６，７，１１，１６に該当する。これらの材料は、Ｓｉ、Ａｌ量が少なく比抵抗が小さいため渦電流損が増大し、その結果鉄損値が３Ｗ／ｋｇを超えてしまったものと推察される。
　【００１３】
　図１において△で示す材料は、鉄損は３Ｗ／ｋｇ以下であるものの方位集積度Ｂ５０／Ｂｓが０．８３未満のものであり、表１の符号で、２１，２６，２７，３１，３２に該当する。この材料の方位集積度が劣位であることは今回初めて明らかになったことであり、添加元素成分中にある程度のＡｌ量が必要であることを示している。
　図１において□で示す材料は、鉄損３Ｗ／ｋｇ以下、かつ方位集積度Ｂ５０／Ｂｓ　０．８３以上であるものの結晶粒径が７０μｍ未満、すなわち箱焼鈍における粒成長性が劣位であったものであり、表１の符号で、５，１０，１５，２０，２５，２９，３０，３３，３４，３５に該当する。これらの材料はＳｉ、Ａｌ量が多すぎるため、結晶粒成長性が劣位となったものと推察される。
　【００１４】
　図１において●で示す材料は、鉄損３Ｗ／ｋｇ以下、かつ方位集積度Ｂ５０／Ｂｓ　０．８３以上、さらに結晶粒径７０μｍ以上を満足するものであり、表１の符号で１２，１３，１４，１７，１８，１９，２２，２３，２４，２７，２８に該当する。（これらは何れも本発明鋼である。）これらの試料は、何れも０．６％≦Ｓｉ≦１．４％、０．９％≦Ａｌ≦１．６％、１．６％≦Ｓｉ＋Ａｌ≦２．７％を同時に満足する範囲であり、適量にＳｉ、Ａｌが添加されているため鉄損は３Ｗ／ｋｇ以下と低く、かつ添加元素中におけるＡｌ量がある程度高いため方位集積度Ｂ５０／Ｂｓは０．８３以上と高く、さらにＳｉ、Ａｌが多すぎないため結晶粒成長性も良好であるものと推察される。
　【００１５】
　次に、熱延板焼鈍の影響を確認するため、以下の実験を行った。
　表１の実験で用いた素材のうち、８、１７、１８、１９、２８の５種類から板厚２．３ｍｍの熱延板を作製し、焼鈍温度を９００℃、９５０℃、１０００℃、１０５０℃の４条件で６０秒の焼鈍を行った。その後のプロセスは表１の実験と同様に行った。表２に箱焼鈍後の磁束密度Ｂ５０、鉄損Ｗ１５／５０、結晶粒径の測定結果について示す。また、各成分における飽和磁束密度Ｂｓも同時に示す。
　【００１６】
　表２に示すように、素材の成分組成に関わらず、また箱焼鈍後の結晶粒径に殆んど差異がないにもかかわらず、熱延板焼鈍温度を９５０℃以上としたもので良好な磁気特性が得られることが判明した。
　【００１７】
　【表２】
　【００１８】
　続いて本発明における条件の数値限定理由について示す。
　Ｃの下限を０．０００５％、上限を０．０１０％としたのは、実施例１に示すように、０．０００５％以下では固溶Ｃ存在による集合組織改善効果がなくなり、０．０１０％以上では炭化物の存在により鉄損が劣化するからである。
　Ｍｎの下限を０．１％、上限を０．５％としたのは、０．１％以下ではＭｎＳが微細に析出してしまい粒成長性に大きく悪影響を及ぼすためであり、０．５％以上では固溶Ｍｎが粒成長性を劣化させるためである。この中でさらに良好な範囲は０．２〜０．３％である。
　【００１９】
　Ｓｉ、Ａｌの範囲は、０．６％≦Ｓｉ≦１．４％、０．９％≦Ａｌ≦１．６％、かつ１．６％≦Ｓｉ＋Ａｌ≦２．７％とした。この理由は既に図１にて詳述した通り、Ｓｉ、Ａｌ量が少な過ぎる領域においては比抵抗が小さいため鉄損Ｗ１５／５０が劣位であり、Ｓｉ＋Ａｌ量は十分なもののＡｌ量が少ない領域では方位集積度Ｂ５０／Ｂｓが劣位となり、またＳｉ、Ａｌ量が多過ぎる場合には粒成長性が劣位となるため上記範囲に規定した。すなわち、０．６％≦Ｓｉ≦１．４％、０．９％≦Ａｌ≦１．６％、かつ１．６％≦Ｓｉ＋Ａｌ≦２．７％の範囲であれば、鉄損、方位集積度、粒成長性いずれも良好となる。このうち、さらに良好な範囲は、０．７％≦Ｓｉ≦１．１％、かつ１．０％≦Ａｌ≦１．３％であり、この範囲であれば鉄損Ｗ１５／５０≦２．９Ｗ／ｋｇ、Ｂ５０／Ｂｓ≧０．８４、結晶粒径≧９０μｍとなる。
　【００２０】
　また、方位集積度Ｂ５０／Ｂｓについては、その値が低い場合は素材成分の特性を十分に生かしきれていないことになるので、その下限を０．８３とした。なお、この場合のＢ５０値は、７５０℃の温度で２時間の歪取焼鈍後の値であり、ＥＰ値、あるいはＳＳＴであればＬ方向、Ｃ方向の平均値である。
　鉄損、粒成長性に関しては、ユーザにおける歪取焼鈍条件に依存するため、特に規定はしないが、上記Ｓｉ，Ａｌ量の範囲内であれば鉄損、粒成長性ともに良好となることは図１より明白である。
　【００２１】
　また、粒成長性の観点からは不純物量として鋼中に存在するＳ，Ｎ，Ｔｉ，Ｚｒ等は少ない方が好ましい。特に粒成長性に大きく影響を及ぼすＳについては、実施例２に示すように０．００４％以下であることが好ましい。
　次に各工程の操業条件について説明する。
　スラブ加熱を施した鋼片を熱間圧延後、９５０℃以上で熱延板焼鈍を施す必要がある。この理由は実施例３に示すように、冷延前結晶粒径をある程度粗大化させ仕上焼鈍後に磁気特性に好ましいＧｏｓｓ方位を増加させ、方位集積度Ｂ５０／Ｂｓを向上させるためである。
　【００２２】
　次いで所定の板厚とするために冷間圧延を実施する。このとき冷間圧延率としては７０〜９０％程度で行なうのが好ましい。これはこの圧延率の範囲外では、磁気特性に好ましくない結晶方位が仕上焼鈍にて生成し、方位集積度Ｂ５０／Ｂｓを劣化させるからである。
　また、冷間圧延の際の鋼板温度の最大値は、実施例４に示すように１５０℃以上であることが好ましい。この場合の鋼板温度の最大値とは、タンデム型の冷延機で通板する際の各スタンドにおける鋼板温度の最大値を意味し、通常は最終スタンドでの温度である。この鋼板温度が１５０℃以上が好ましい理由は、固溶Ｃの存在により鋼板温度１５０℃以上で転位の固着が生じ、圧延の際の変形様式を変え、その結果、仕上焼鈍後に磁気特性に好ましいＧｏｓｓ方位の結晶粒が生じることにより、方位集積度Ｂ５０／Ｂｓが向上するからである。
　【００２３】
　冷間圧延された鋼板は仕上焼鈍されるが、焼鈍方法は公知の方法でよく、窒素、水素からなる非酸化性雰囲気で７５０〜１１００℃の温度範囲で、５秒〜１０分の連続焼鈍を施すのが通常である。このとき焼鈍温度を９００℃以下とすれば、再結晶粒径は約５０μｍと比較的小さくできるため、ユーザにおけるコア打ち抜きの際にバリ・カエリ等の問題を低減させることができ、またコア形成後の歪取焼鈍において再結晶を進行しやすくすることができる。
　【００２４】
　次いで、仕上焼鈍された鋼板には絶縁被膜が塗布されて製品となる。鋼板はユーザーにて所望の形および大きさに打ち抜かれ、積層されてコアとした後、窒素等の非酸化性雰囲気で７００℃以上の温度で歪取焼鈍される。
　【００２５】
　【実施例】
（
実施例１
　Ｓｉ　１．３％、Ａｌ　１．３及び１．７％、Ｍｎ：０．２％、Ｃ：０．００１０〜０．００１５％、さらにＳ量を種々変化させ、実験室にて真空溶解を行なった。本素材から板厚２．２ｍｍの熱延板を作製し、１０００℃の温度で５０秒にて焼鈍後、酸洗を行なった。続いて冷間圧延により板厚０．５０ｍｍとした後、８７０℃の温度で３０秒にて仕上焼鈍を施した。さらにＳＳＴ測定のため試料を剪断し、７５０℃の温度で２時間の歪取焼鈍を行なった。歪取焼鈍後の磁気測定結果、結晶粒径測定結果を表３に示す。
　【００２６】
　試料５〜８は、結晶粒径が７０μｍ未満であり粒成長性の観点から好ましくない。また、試料１〜４はＷ１５／５０≦３．０Ｗ／ｋｇ、結晶粒径≧７０μｍ、方位集積度Ｂ５０／Ｂｓ≧０．８４であり、鉄損、粒成長性、方位集積度いずれも好ましい範囲である。試料１〜４のうち、鉄損、粒成長性の観点でより好ましいのは、Ｓ≦４０ｐｐｍである試料１〜３であり、粒成長性の観点でさらに好ましいのはＳ≦２０ｐｐｍである試料１，２である。
　【００２７】
　【表３】
　【００２８】
（実施例２）
　実験室にて真空溶解を行ない、Ｓｉ　１．４％、Ａｌ　０．５及び０．８％、Ｍｎ：０．２％、Ｃ：０．００１２％、Ｓ：０．００３１％鋼塊を作製した。本素材を加熱、熱間圧延により板厚２．２ｍｍの熱延板を作製し、種々の温度で６０秒間焼鈍し、酸洗を行なった。続いて冷間圧延により板厚０．５０ｍｍとした後、８６０℃の温度で３０秒にて仕上焼鈍を施した。さらにＳＳＴ測定のため試料を剪断し、７５０℃の温度で２時間の歪取焼鈍を行なった。歪取焼鈍後の磁気測定結果、結晶粒径測定結果を表４に示す。
　【００２９】
　試料１〜５は、方位集積度Ｂ５０／Ｂｓが０．８３未満で好ましくない。この理由はＡｌ量が少ないからである。一方、試料６においても方位集積度Ｂ５０／Ｂｓは０．８３未満で好ましくない。この理由は、熱延板焼鈍温度が低いため冷延前結晶粒径が小さく、その結果、製品板において磁気特性に好ましいＧｏｓｓ方位が少ないからである。試料７〜１０は、鉄損、粒成長性、方位集積度いずれも好ましいが、この中でさらに好ましい範囲は、熱延板焼鈍温度１０００℃以上である試料８〜１０である。
　【００３０】
　【表４】
　【００３１】
（実施例３）
　実験室にて真空溶解を行ない、Ｓｉ　０．９％、Ａｌ　１．６及び１．９％、Ｍｎ：０．３％、Ｃ：０．００２６％、Ｓ：０．００２８％鋼塊を作製した。本素材を加熱、熱間圧延により板厚２．３ｍｍの熱延板を作製し、種々の温度で６０秒間焼鈍し、酸洗を行なった。続いて冷間圧延において、板厚１．６９ｍｍ、１．２５ｍｍ、０．９２ｍｍ、０．６８ｍｍのそれぞれに種々の温度で鋼板を加熱して冷間圧延を行ない、最終板厚０．５０ｍｍとした。この手法は、実際の圧延の際の各スタンドにおける温度を模試したものである。さらにこれらの鋼板について８５０℃の温度で３０秒にて仕上焼鈍を施した。さらにＳＳＴ測定のため試料を剪断し、７５０℃の温度で２時間の歪取焼鈍を行なった。歪取焼鈍後の磁気測定結果、結晶粒径測定結果を表５に示す。
　【００３２】
　試料６〜１０は、結晶粒径が７０μｍ未満であり粒成長性の観点から好ましくない。試料１〜５はＷ１５／５０≦３．０Ｗ／ｋｇ、結晶粒径≧７０μｍ、方位集積度Ｂ５０／Ｂｓ≧０．８３であり、鉄損、粒成長性、方位集積度いずれも好ましい範囲である。また、試料６〜１０のうちさらに好ましい範囲は、Ｂ５０／Ｂｓ≧０．８６である試料８〜１０である。この理由は冷間圧延を１５０℃以上で実施することにより製品板において磁気特性に好ましいＧｏｓｓ方位の結晶粒が増加したためである。
　【００３３】
　【表５】
　【００３４】
　【発明の効果】
　本発明は、磁気特性に好ましい結晶方位の集積度が高く、かつユーザーにおける歪取焼鈍時に結晶粒成長が良好な無方向性電磁鋼板、及びその製造方法を提供することが可能となる。
【図面の簡単な説明】
　【図１】
　鋼板成分と特性評価結果の関係を示す。