(57)【要約】  本開示は、歪取り焼鈍後であっても磁束密度の低下がなく、優れた磁気特性を有する無方向性電磁鋼板及びその製造方法を提供することを目的とする。  質量％で、Ｃを０．００３０％以下、Ｓｉを２．０％以上４．０％以下、Ａｌを０．０１０％以上３．０％以下、Ｍｎを０．１０％以上２．４％以下、Ｐを０．００５０％以上０．２０％以下、Ｓを０．００３０％以下、Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ及びＣｄからなる群から選択された１種以上の元素を総計で０．０００５０％以上を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる化学組成を有し、Ｓｉの質量％を［Ｓｉ］、Ａｌの質量％を［Ａｌ］及びＭｎの質量％を［Ｍｎ］とした場合、Ｑ＝［Ｓｉ］＋２［Ａｌ］-［Ｍｎ］で示されるパラメータＱが２．０以上であり、｛１００｝方位の対ランダム強度比が２．４以上であり、平均結晶粒径が３０μｍ以下である、無方向性電磁鋼板。
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃを０．００３０質量％以下、Ｓｉを２．０質量％以上４．０質量％以下、Ａｌを０．０１０質量％以上３．０％質量以下、Ｍｎを０．１０質量％以上２．４％質量以下、Ｐを０．００５０質量％以上０．２０質量％以下、Ｓを０．００３０質量％以下、Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ及びＣｄからなる群から選択された１種以上の元素を総計で０．０００５０質量％以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる化学組成を有し、  Ｓｉの質量％を［Ｓｉ］、Ａｌの質量％を［Ａｌ］、およびＭｎの質量％を［Ｍｎ］とした場合、下記式（１）で示されるパラメータＱが２．０以上であり、  ｛１００｝方位の対ランダム強度比が２．４以上であり、  平均結晶粒径が、３０μｍ以下である、無方向性電磁鋼板。Ｑ＝［Ｓｉ］＋２［Ａｌ］−［Ｍｎ］      （１）
【請求項２】
Ｓｎを０．０２質量％以上０．４０質量％以下、Ｃｒを０．０２質量％以上２．００質量％以下、およびＣｕを０．１０質量％以上２．００質量％以下からなる群から選択される少なくとも１種の組成を含有する請求項１に記載の無方向性電磁鋼板。
【請求項３】
直径１００ｎｍ以下の金属Ｃｕ粒子を、５個／１０μｍ２以上含有する請求項１または請求項２に記載の無方向性電磁鋼板。
【請求項４】
引張強度が６００ＭＰａ以上である、請求項１〜３のいずれか１項に記載の無方向性電磁鋼板。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】  本開示は、電動機の磁心等の用途に好適に用いられる電磁鋼板に関する。
【背景技術】
【０００２】  無方向性電磁鋼板は、モータ、発電機等の回転機器や小型変圧器等の静止機器において鉄心用材料として使用され、電気機器のエネルギー効率の決定に重要な役割を果たす。【０００３】  電磁鋼板の特性としては、代表的に鉄損と磁束密度が挙げられる。鉄損は低いほどよく、磁束密度は高いほどよい。これは鉄心に電気を加えて磁場を誘導する時、鉄損が低いほど熱で損失されるエネルギーを低減させることができるためである。また、磁束密度が高いほど同一のエネルギーでより大きい磁場を誘導することができるためである。【０００４】  したがって、エネルギーの節減、環境に優しい製品の需要増加に応えるために、鉄損が低く、磁束密度が高い無方向性電磁鋼板およびその製造方法が求められている。【０００５】  このような無方向性電磁鋼板においては、たとえば、モータ用ステータコアとして用いるためのブランクを無方向性電磁鋼板から切り出して使用する場合、ブランクの中央部には空間が形成される。この中央部の空間を形成するために切り出された部分をロータ用ブランクとして使用すれば、すなわち、１つの無方向性電磁鋼板から、ロータ用ブランク及びステータコア用ブランクを作製すれば、歩留りが高まるので、好ましい。【０００６】  高速回転に対応するための強度が必要となるロータ用途には、例えば、結晶粒径を微細化したり、加工歪を残存させて高強度化した無方向性電磁鋼板が要求される。一方、ステータコアには高強度は必要でなく、結晶粒径を粗大化し、加工歪を除去することで得られる優れた磁気特性（高磁束密度及び低鉄損）が要求される。このため、１つの無方向性電磁鋼板からロータ用ブランク及びステータコア用ブランクを作製する場合、ステータ用に切り出されたブランクはステータコアに成形された後、高強度化された無方向性電磁鋼板の加工による歪みを除去するとともに結晶粒を粗大化して磁気特性を高めるために、追加熱処理して使用されることがある。この熱処理は「歪取り焼鈍」として知られている。【０００７】  歪取り焼鈍においては、歪を解放および結晶粒径を粗大化して鉄損を改善する効果は明白ではあるものの、同時に磁気特性にとって好ましくない結晶方位が発達し磁束密度が低下してしまうことがあるため、特に高い磁気特性が求められる場合には、歪取り焼鈍での磁束密度低下の回避が求められている。【０００８】  これに対し、特許文献１では、無方向性電磁鋼板であって、成品における表層から板厚の１／５の深さの部分の仮面平行な面における（１００）、（１１１）方位のＸ線反射面強度のランダム集合組織に対する比の値であるＩ(100) およびＩ(111)の比率を所定の範囲内とし、 鋼板表層付近において（１００）方位集積度を（１１１）方位集積度に対して一定以上確保することにより、歪取り焼鈍による粒成長後において、（１１１）方位集積の増加を抑制する事が可能となる。その結果、歪取り焼鈍後の磁束密度の低下のほとんどない磁気特性の極めて優れた無方向性電磁鋼板を提供することを可能としている。【０００９】  一方、近年、高速回転を行うモータ（以下、高速回転モータという）が増加している。高速回転モータでは、ロータのような回転体に作用する遠心力が大きくなる。したがって、高��回転モータのロータの素材となる電磁鋼板には、高い強度が求められる。【００１０】  また、高速回転モータでは、高周波磁束により渦電流が発生し、モータ効率が低下し、発熱する。発熱量が多くなれば、ロータ内の磁石が減磁する。そのため、高速回転モータのロータには、低鉄損が求められる。したがって、ロータの素材となる電磁鋼板には、高い強度だけではなく、優れた磁気特性も求められる。  特許文献２〜８には、このような高強度及び優れた磁気特性の両立を目的とした無方向性電磁鋼板が提案されている。  特許文献９には、板面内の全方向において優れた磁気特性を得ることができる無方向性電磁鋼板が提案されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１１】
【特許文献１】特開平８−１３４６０６号公報
【特許文献２】特開昭６０−２３８４２１号公報
【特許文献３】特開昭６２−１１２７２３号公報
【特許文献４】特開平２−２２４４２号公報
【特許文献５】特開平２−８３４６号公報
【特許文献６】特開２００５−１１３１８５号公報
【特許文献７】特開２００７−１８６７９０号公報
【特許文献８】特開２０１０−０９０４７４号公報
【特許文献９】国際公開第２０１８／２２０８３７号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１２】  上述した特許文献１では、確かに歪取り焼鈍後の磁束密度の低下を防止するという効果を奏するものであるが、高速回転を行うモータのロータのような回転体の素材に求められる強度に関する記載は無い。  また、上述した特許文献１〜８に開示された無方向性電磁鋼板では、歪取り焼鈍等の追加熱処理後の特性については考慮されていない。本発明者らが検討した結果、これらの文献に開示された無方向性電磁鋼板に対して追加熱処理を実施した場合、磁束密度が低下する場合があり得る。  また、上述した特許文献９に記載された無方向性電磁鋼板では、平均結晶粒径が比較的大きいため、十分な引張強度を得ることができない。【００１３】  このように、従来の技術では、歪取り焼鈍前に十分な強度を有する鋼板において、歪取り焼鈍による磁束密度の低下を抑制し、鉄損を十分に低下させ、かつ十分な引張強度を得るという課題があった。【００１４】  本開示は、上述した課題に鑑みなされたもので、例えば自動車に用いられる駆動用モータ等に用いられる無方向性電磁鋼板において、１つの無方向性電磁鋼板から十分な強度を有するロータ用ブランク及び良好な磁気特性（高磁束密度と低鉄損）を有するステータコア用ブランクを作製することを可能とする無方向性電磁鋼板を提供することを主目的とするものである。
【課題を解決するための手段】
【００１５】  本発明者らは、鋭意検討の結果、１／２中心層の｛１００｝方位の対ランダム強度比（以下{１００}強度とする場合がある。）が所定の値以上であり、電磁鋼板中のＳｉ、Ａｌ、およびＭｎの組成比が所定の範囲内の電磁鋼板は、歪取り焼鈍を行った場合に、歪取り焼鈍による鉄損低減効果と、{１００}強度を高くすることによる磁束密度向上効果および鉄損低減効果との合計の効果より、磁束密度を向上させつつ大幅に鉄損低減効果を得ることが可能であることを見出し、本発明を完成するに至った。【００１６】  すなわち、本開示に係る無方向性電磁鋼板は、Ｃを０．００３０質量％以下、Ｓｉを２．０質量％以上４．０質量％以下、Ａｌを０．０１０質量％以上３．０％質量以下、Ｍｎを０．１０質量％以上２．４質量％以下、Ｐを０．００５０質量％以上０．２０質量％以下、Ｓを０．００３０質量％以下、Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ及びＣｄからなる群から選択された１種以上の元素を総計で０．０００５０質量％以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる化学組成を有し、Ｓｉの質量％を［Ｓｉ］、Ａｌの質量％を［Ａｌ］、およびＭｎの質量％を［Ｍｎ］とした場合、下記式（１）で示されるパラメータＱが２．０以上であり、{１００}強度が２．４以上であり、平均結晶粒径が、３０μｍ以下であることを特徴とするものである。【００１７】Ｑ＝［Ｓｉ］＋２［Ａｌ］−［Ｍｎ］      （１）【００１８】  本開示においては、Ｓｎを０．０２質量％以上０．４０質量％以下、Ｃｒを０．０２質量％以上２．００質量％以下、およびＣｕを０．１０質量％以上２．００質量％以下からなる群から選択される少なくとも１種の組成を含有することが好ましい。【００１９】  さらに、本開示においては、直径１００ｎｍ以下の金属Ｃｕ粒子を、５個／１０μｍ３以上含有することが好ましい。【００２０】  さらに、本開示においては、引張強度が６００ＭＰａ以上であることが好ましい。
【発明の効果】
【００２１】  本開示によれば、高強度かつ高磁束密度であり、歪取り焼鈍時での鉄損の低減効果の高い電磁鋼板を提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【００２２】
【図１】図１は、実施例における鉄損の低下量を示すグラフである。
【発明を実施するための形態】
【００２３】  以下、本開示の無方向性電磁鋼板およびその製造方法について詳細に説明する。  なお、本明細書において用いる、形状や幾何学的条件並びにそれらの程度を特定する、例えば、「平行」、「垂直」、「同一」等の用語や長さや角度の値等については、厳密な意味に縛られることなく、同様の機能を期待し得る程度の範囲を含めて解釈することとする。
【００２４】  本開示の無方向性電磁鋼板は、Ｃを０．００３０質量％以下、Ｓｉを２．０質量％以上４．０質量％以下、Ａｌを０．０１０質量％以上３．０質量％以下、Ｍｎを０．１０質量％以上２．４質量％以下、Ｐを０．００５０質量％以上０．２０質量％以下、Ｓを０．００３０質量％以下、Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ及びＣｄからなる群から選択された１種以上の元素を総計で０．０００５０質量％以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる化学組成を有し、Ｓｉの質量％を［Ｓｉ］、Ａｌの質量％を［Ａｌ］、およびＭｎの質量％を［Ｍｎ］とした場合、下記式（１）で示されるパラメータＱが２．０以上であり、{１００}強度が２．４以上であり、平均結晶粒径が、３０μｍ以下であることを特徴とする。
【００２５】Ｑ＝［Ｓｉ］＋２［Ａｌ］−［Ｍｎ］      （１）
【００２６】  本開示の無方向性電磁鋼板は、歪取り焼鈍時における鉄損の低減効果が極めて高いことから、高い磁気特性を有する最終製品を得ることができる。これは、以下の理由であることが推定される。
【００２７】  すなわち、従来の無方向性電磁鋼板では、歪取り焼鈍等の追加加熱を行うと、磁気特性に良いとされる｛１００｝や｛４１１｝方位を有する結晶粒よりも、磁気特性に好ましくないとされる他の方位（｛１１１｝や｛２１１｝）を有する結晶粒の成長が優位となり粒成長による鉄損低下はあるものの、集合組織悪化による鉄損増加のため、鉄損の下がり代が少ないものと推定される。また、集合組織悪化は磁束密度の低下も引き起こす。  本開示の無方向性電磁鋼板は、パラメータＱを２以上とすることで鋼板をα−Ｆｅ単相とし、かつ{１００}強度が２．４以上とすることにより、電磁鋼板製造時（即ち仕上焼鈍後、歪取り焼鈍前）における結晶方位が低鉄損化に有利なものとなり、歪取り焼鈍等の追加加熱時後の徐加熱粒成長時の方位発達においても、他の方位の成長が優位となることなく、高磁束密度を維持しつつ、低鉄損化を促進するものと推定される。
【００２８】  これに加え、Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ及びＣｄからなる群から選択された１種以上の元素を含有させることにより、ＭｎＳ等の微細な析出物（＞１μｍ）をスカベンジすることで、磁気特性にとって有利な結晶方位を持つ結晶粒の選択的な成長促進、または磁気特性にとって不利な結晶方位を持つ結晶粒の選択的な成長抑制に好ましく作用している可能性がある。つまり、上記所定の元素群を含む酸化物若しくは酸硫化物を有している本開示の無方向性電磁鋼板では、再結晶の初期段階（結晶粒径としては３０μｍ以下の段階）において焼鈍温度をあえて低くすることで結晶粒径を抑えるとともに相対的に高加熱速度で生成させた結晶を、再結晶の後期における粒成長段階（結晶粒径としては３０μｍ超の段階）で、相対的に低加熱速度で成長を進行させた際の方位選択性を変化させていると考えられる。
【００２９】  これにより、歪取り焼鈍を行った場合の磁束密度の低下を抑えると同時に、大幅に鉄損低減効果を得ることが可能となり、かつ高い引張強度を有することが可能となったものと考えられる。
【００３０】  なお、本開示に関して、他の高強度技術との組み合わせも成立する。例えば１００ｎｍ以下のＣｕ単独析出物を使って高強度化する技術を併用しても良い。
【００３１】  以下、本開示の無方向性電磁鋼板における各構成について説明する。
【００３２】１．化学組成  まず、本開示の無方向性電磁鋼板の化学組成について説明する。なお、以下に説明する化学組成は、鋼板を構成する鋼成分の組成である。測定試料となる鋼板が、表面に絶縁皮膜等を有している場合は、これを除去したものの値である。
【００３３】（１）Ｃ  Ｃ含有量は０．００３０質量％以下である。  Ｃ含有量は、多いとオーステナイト領域を拡大し、相変態区間を増加させて、焼鈍時にフェライトの結晶粒成長を抑制するので、鉄損を増加させるおそれがある。また、磁気時効が生ずると高磁場での磁気特性も劣化してしまうため、Ｃ含有量は低くすることが好ましい。
【００３４】  製造コストの観点から、溶鋼段階で脱ガス設備（例えばＲＨ真空脱ガス設備）によりＣ含有量を低減することが有利であり、Ｃ含有量を０．００３０質量％以下とすれば磁気時効の抑制効果が大きい。本開示に係る無方向性電磁鋼板では、高強度化の主たる手段として炭化物等の非金属析出物を用いないため、敢えてＣを含有させるメリットはなく、Ｃ含有量は少ないことが好ましい。このため、Ｃ含有量は、好ましくは０．００１５質量％以下であり、さらに好ましくは０．００１２質量％以下である。電析などの技術を用いれば、化学的分析の限界以下である０．０００１質量％以下に下げることも可能で、Ｃ含有量は０質量であっても構わない。一方で工業的なコストを考えると、下限は０．０００３質量％となる。
【００３５】（２）Ｓｉ  Ｓｉ含有量は、２．０質量％以上４．０質量％以下である。  Ｓｉ含有量は、比抵抗を増加させて渦電流損を低下させる作用を得るために添加される主要な元素である。Ｓｉ含有量が少ないと渦電流損を低下させる作用が得られにくく、多いと冷間圧延時に鋼板が破断するおそれがある。
【００３６】（３）Ａｌ  Ａｌ含有量は、０．０１０質量％以上３．０質量％以下である。  Ａｌ含有量は、製鋼工程において鋼を脱酸するために不可避的に添加される元素であって、Ｓｉと同様に比抵抗を増加させて渦電流損を低下させる作用を得るために添加される主要な元素である。このため、Ａｌは、鉄損を低下させるために多く添加されるが、多く添加されると飽和磁束密度を減少させる。本開示においては、後述するパラメータＱを２以上とし、α−Ｆｅ単層とするために必要となる。
【００３７】（４）Ｍｎ  Ｍｎ含有量は、０．１０質量％以上２．４質量％以下である。  Ｍｎは、鋼の強度を高めるため積極的に添加してもよいが、高強度化の主たる手段としてＣｕ微粒子を活用する本開示ではこの目的のためには特に必要としない。固有抵抗を高めまたは硫化物を粗大化させ結晶粒成長を促進することで鉄損を低減させる目的で添加するが、過剰な添加は磁束密度を低下させる。
【００３８】（５）Ｐ  Ｐ含有量は、０．００５０質量％以上０．２０質量％以下である。  Ｐは、抗張力を高める効果の著しい元素であるが、上記のＭｎと同様、本開示ではこの目的のためにあえて添加する必要はない。Ｐは、比抵抗を増加させて鉄損を低下させるとともに、結晶粒界に偏析することによって、磁気特性に不利な｛１１１｝集合組織の形成を抑制し、磁気特性に有利な｛１００｝集合組織の形成を促進することから添加する。一方で、過剰な添加は鋼を脆化させ、冷延性や製品の加工性を低下させる。
【００３９】（６）Ｓ  Ｓの含有量は、０．００３０質量％以下である。  Ｓは、鋼中のＭｎと結合し、ＭｎＳとして生成される場合がある。ＭｎＳは鋼製造の工程中で微細に析出(＞１００μm)して、歪取焼鈍時の粒成長を抑制する懸念がある。そのため、生成された硫化物は磁気特性、特に鉄損を劣化させる場合があるので、Ｓの含有量はできるだけ低いことが好ましい。好ましくは０．００２０質量以下、さらに好ましくは０．００１０質量以下である。
【００４０】（７）Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ及びＣｄからなる群から選択された１種以上の元素  総計で０．０００５０質量％以上である。  これらの元素を合計で、０．０００５０質量％以上含有することにより、Ｓと高融点の析出物を生成し、鋼中に微細なＭｎＳの生成を抑制する。また、歪取り焼鈍時の方位選択性の効果を高める。一方で過剰に添加しても発明効果が飽和するばかりでなく、析出物が形成され、磁壁の移動を妨たり、粒成長を阻害するため鉄損を劣化させることがあるので、上限を０．１０質量％とする。
【００４１】（８）Ｓｎ、Ｃｒ、およびＣｕ  本開示においては、Ｓｎを０．０２質量％以上０．４０質量％以下、Ｃｒを０．０２質量％以上２．００質量％以下、およびＣｕを０．１０質量％以上２．００質量％以下からなる群から選択される少なくとも１種の組成を有することが好ましい。Ｓｎ、ＣｒおよびＣｕは磁気特性の向上に好適な結晶を一次再結晶で発達させる。このため、Ｓｎ、ＣｒまたはＣｕが含まれると、板面内の全方向における磁気特性の均一な向上に好適な｛１００｝結晶が発達した集合組織が一次再結晶で得られやすい。また、Ｓｎ、ＣｒおよびＣｕは、仕上げ焼鈍時の鋼板の表面の酸化及び窒化を抑制したり、結晶粒の大きさのばらつきを抑制したりする。従って、Ｓｎ、ＣｒまたはＣｕが含有されていてもよい。
【００４２】（９）残部  残部はＦｅおよび不可避的不純物である。不可避的不純物のうちＮｂ、Ｚｒ、Ｍｏ、およびＶ等は、炭窒化物を形成する元素であるため、極力低減することが望ましく、これらの含有量はそれぞれ０．０１質量以下にすることが好ましい。
【００４３】（１０）その他  本開示においては、Ｓｉの質量％を［Ｓｉ］、Ａｌの質量％を［Ａｌ］、およびＭｎの質量％を［Ｍｎ］とした場合、下記式（１）で示されるパラメータＱが２．０以上である。Ｑ＝［Ｓｉ］＋２［Ａｌ］−［Ｍｎ］      （１）  これは、本開示の無方向性電磁鋼板を、α−Ｆｅ単相とするためであり、歪取焼鈍時の粒成長性を確保するものである。
【００４４】２．{１００}強度（１／２中心層の｛１００｝方位の対ランダム強度比）について  本開示の無方向性電磁鋼板においては、{１００}強度は、２．４以上のものが用いられ中でも３.０以上、特に３．５以上のものが好ましい。なお、上限は特に限定されないが、３０以下とすることができる。  本開示においては、上記範囲内の{１００}強度を有することにより、歪取り焼鈍等の追加熱処理を行った場合に、磁束密度の低下がなく、かつ大幅に鉄損が低減された優れた磁気特性を有する無方向性電磁鋼板とすることができる。
【００４５】  ｛１００｝強度、すなわち｛１００｝のα−Ｆｅ相のＸ線ランダム強度比は、Ｘ線回折によって測定、計算される逆極点図から求めることが出来る。
【００４６】  なお、ランダム強度比とは、特定の方位への集積を持たない標準試料と供試材のＸ線強度を同条件で測定し、得られた供試材のＸ線強度を標準試料のＸ線強度で除した数値である。  測定は試料の板厚１／２層の位置で行う。その際、測定面は滑らかになるよう化学研磨等で仕上げる。
【００４７】３．粒径  本開示の無方向性電磁鋼板においては、結晶粒径は３０μｍ以下であるが、好ましくは２５μｍ以下、より好ましくは１５μｍ以下である。また、下限値は３μｍ以上が好ましく、特に１５μｍ以上であることが好ましい。上記範囲より結晶粒径が大きい場合は、歪取り焼鈍による鉄損の値の改善が小さく、結果として歪取り焼鈍後の部材の磁気特性を悪化させてしまう。一方、上記範囲より小さい場合は、歪取り焼鈍を行わない部材の鉄損の値が大きくなってしまう。更に、結晶粒径が３０μｍを超えると、引張強度が低下し、所望の引張強度が得られない。本開示の無方向性電磁鋼板においては、結晶粒径を３０μｍ以下に微細化することで、引張強度を６００ＭＰａ以上に高め、高強度化を達成している。結晶粒が微細であると、引張強度が上がる理由は以下の通りと考えられる。引張強度は鋼材中の転位(格子のずれ)が動きにくくなると上がる。また、転位が粒界まで来ると動きにくくなることが知られている。つまり、粒界を多く、言い換えると結晶粒を微細にすると引張強度が向上する。
【００４８】  上記結晶粒径は、平均粒径であり、以下の測定方法により得ることができる。  すなわち、無方向性電磁鋼板の圧延面に平行な断面を有するサンプルを研磨等により作成する。そのサンプルの研磨面（以下、観察面という）に対して、電解研磨にて表面を調整した後、電子線後方散乱回折法（ＥＢＳＤ）を利用した結晶組織解析を実施する。  ＥＢＳＤ解析により、観察面のうち、結晶方位差が１５°以上となる境界を結晶粒界とし、この結晶粒界で囲まれた個々の領域を一つの結晶粒とし、結晶粒を１００００個以上含む領域（観察領域）を観察する。観察領域において、結晶粒を円相当の面積とした時の直径（円相当径）を粒径と定義する。つまり、粒径とは円相当径を意味する。
【００４９】４．金属Ｃｕ粒子  本開示の無方向性電磁鋼板においては、直径１００ｎｍ以下の金属Ｃｕ粒子を、５個／１０μｍ２以上含有しても良い。  本開示においては、上記金属Ｃｕ粒子を有することにより、本開示の無方向性電磁鋼板の強度を高めると共に、歪取り焼鈍時の磁気特性の向上にも寄与しているものと推定される。  本開示においては、上述した通り金属Ｃｕ粒子の直径は１００ｎｍ以下であり、中でも、１ｎｍ〜２０ｎｍの範囲内、特に３ｎｍ〜１０ｎｍの範囲内が好ましい。上記範囲より大きいものは、高強度化の効率が著しく低下し、多量のＣｕが必要となるため磁気特性への悪影響が大きくなる。一方、上記範囲より小さい場合は、磁気特性への悪影響が大きくなることから好ましくない。上記金属Ｃｕ粒子の直径は、電子顕微鏡観察で定量が可能である。なお、金属Ｃｕ粒子の直径も、円相当径を意味する。
【００５０】  また、上記金属Ｃｕ粒子の数密度は、５個／１０μｍ２以上であり、中でも、１００個／１０μｍ２以上、特に、１０００個／１０μｍ２以上が好ましい。上記範囲内であれば、高強度化の点で有効である。  上記金属Ｃｕ粒子の数密度は、同じサンプルを用いて、１０μｍ×１０μｍの視野中の酸化物を計測し、少なくとも５視野以上の計測値を平均して求める。
【００５１】  本開示における金属Ｃｕ粒子を鋼板内に形成するには以下のような熱履歴を経ることが重要である。すなわち、製品板を製造する過程において、４５０℃〜７２０℃の温度域で３０秒以上保持することにある。さらに、その後の工程において、８００℃を超える温度域に２０秒以上保持しないことが好ましい。
【００５２】  このような工程を経ることで直径および数密度において特徴的な金属Ｃｕ粒子が効率的に形成され磁気特性を殆ど損なわず高強度化を図ることができる。  この熱処理工程を経た後は鋼材が高強度化するので、この熱処理工程は圧延工程の後に行なわれ、かつ再結晶焼鈍など他の目的で必要とされる熱処理と同時に行なわれることが生産性の観点からは有利である。すなわち、冷延電磁鋼板であれば冷間圧延後の最終熱処理工程、熱延電磁鋼板であれば熱間圧延後の最終熱処理工程での７５０℃以上の温度域からの冷却過程において４５０℃〜７２０℃の温度域で３０秒以上保持することが好ましい。
【００５３】  また、目的とする特性などによってはさらに熱処理を加えることがあるが、その場合、８００℃を超える温度域に２０秒以上保持しないようにすることが好ましい。温度もしくは時間がこれを超えるような熱処理を行うと、形成されたＣｕ金属相が再固溶するか、逆に集結して粗大な金属相になる場合があるからである。  本開示は結晶組織微細化による強化を利用していないので、鋼板を打ち抜き、モーター部品に加工する際に材料に導入される歪を回復させ、結晶粒を成長させることで磁性の回復・向上を図るためのＳＲＡ（歪取り焼鈍）を施しても強度の劣化が小さいという効果を有する。
【００５４】５．その他  本開示の無方向性電磁鋼板は、鋼板表面に、更に、絶縁皮膜を有していてもよい。  本開示における絶縁皮膜は、特に限定されず、公知のものの中から、用途等に応じて適宜選択して用いることができ、有機系皮膜、無機系皮膜のいずれであってもよい。有機系皮膜としては、例えばポリアミン系樹脂、アクリル樹脂、アクリルスチレン樹脂、アルキッド樹脂、ポリエステル樹脂、シリコーン樹脂、フッ素樹脂、ポリオレフィン樹脂、スチレン樹脂、酢酸ビニル樹脂、エポキシ樹脂、フェノール樹脂、ウレタン樹脂、メラミン樹脂等が挙げられる。また、無機系皮膜としては、例えば、リン酸塩系皮膜、リン酸アルミニウム系皮膜や、更に上記の樹脂を含む有機−無機複合系皮膜等が挙げられる。
【００５５】  上記絶縁皮膜の厚みは、特に限定されないが、片面当たりの膜厚が０．０５μｍ以上、２μｍ以下であることが好ましい。  絶縁皮膜の形成方法は特に限定されないが、例えば、上記の樹脂や無機物を溶剤に溶解した絶縁皮膜形成用組成物を調製し、当該絶縁皮膜形成用組成物を、鋼板表面に公知の方法で均一に塗布することにより絶縁皮膜を形成することができる。  本開示の電磁鋼板の厚みは、用途等に応じて適宜調整すればよく特に限定されるものではないが、製造上の観点から、通常、０．１０ｍｍ以上０．６０ｍｍ以下であり、０．０１５ｍｍ以上０．５０ｍｍ以下がより好ましい。磁気特性と生産性のバランスの観点からは、０．０１５ｍｍ以上０．３５ｍｍ以下が好ましい。
【００５６】  本開示の電磁鋼板は、任意の形状に打ち抜き加工して用いられる用途に特に適している。例えば、電気機器に用いられるサーボモータ、ステッピングモータ、電気機器のコンプレッサー、産業用途に使用されるモータ、電気自動車、ハイブリッドカー、電車の駆動モータ、様々な用途で使用される発電機や鉄心、チョークコイル、リアクトル、電流センサー等、電磁鋼板が用いられている従来公知の用途にいずれも好適に適用できる。  中でも本開示においては、後述するロータ用モータコア、ステータ用モータコアに好適に用いることができる。
【００５７】６．無方向性電磁鋼板の製造方法  上述した本開示の無方向性電磁鋼板の製造方法としては、特に限定されるものではないが、次の（１）高温熱延板焼鈍＋冷延強圧下法、（２）薄スラブ連続鋳造法、（３）潤滑熱延法、および（４）ストリップキャスティング法等を挙げることができる。  なお、いずれの方法においても、スラブ等の開始材料の化学組成ついては、上記「Ａ．無方向性電磁鋼板  １．化学組成」の項目に記載された化学組成である。
【００５８】（１）高温熱延板焼鈍＋冷延強圧下法  まず、製鋼工程でスラブを製造する。スラブを再加熱炉で加熱した後、熱間圧延工程で連続的に粗圧延および仕上げ圧延し、熱延コイルを得る。熱延条件は特に制限をしない。一般的な製造方法、すなわち１０００〜１２００℃に加熱したスラブを７００〜９００℃で仕上げ熱延を完了させ、５００〜７００℃で巻き取る製造方法でもよい。
【００５９】  次に、熱延コイルの鋼板に対して、熱延板焼鈍を実施する。熱延板焼鈍により、再結晶させ、結晶粒を結晶粒径３００〜５００μｍまで粗大に成長させる。  熱延板焼鈍は、連続焼鈍でも、バッチ焼鈍でもよい。コストの観点から、熱延板焼鈍は連続焼鈍で実施するのが好ましい。連続焼鈍を実施するには、高温短時間で結晶粒成長させる必要があり、Ｓｉ等の含有量をパラメータＱ≧２．０にすることで、高温でフェライト−オーステナイト変態を起こさない成分にすることが出来る。連続焼鈍の場合、熱延板焼鈍温度は例えば１０５０℃とすることが出来る。
【００６０】  次に、鋼板に対して、冷間圧延前の酸洗を実施する。  酸洗は、鋼板表面のスケールを除去するために必要な工程である。スケール除去の状況に応じて、酸洗条件を選択する。なお、酸洗の代わりに、グラインダでスケールを除去してもよい。
【００６１】  次に、鋼板に対して、冷間圧延を実施する。  ここで、Ｓｉ含有量の高い高級無方向性電磁鋼板では、結晶粒径を粗大にしすぎると鋼板が脆化し、冷間圧延での脆性破断懸念が生じる。そのため、通常、冷間圧延前の鋼板の平均結晶粒径を、通常２００μｍ以下に制限する。一方で、本開示では、冷間圧延前の平均結晶粒径を３００〜５００μｍとし、続く冷間圧延を圧下率８８〜９７％で実施する。  なお、冷間圧延の代わりに、脆性破断回避の観点から、材料の延性／脆性遷移温度以上の温度で、温間圧延を実施しても良い。  その後、仕上焼鈍を実施すると、ＮＤ／／＜１００＞再結晶粒が成長する。それにより、｛１００｝面強度が増加し、｛１００｝方位粒の存在確率が高まる。
【００６２】  次に、鋼板に対して、仕上焼鈍を実施する。  仕上焼鈍は、所望の磁気特性が得られる結晶粒径を得るために条件を決める必要があるが、通常の無方向性電磁鋼板の仕上焼鈍条件の範囲であれば良い。しかし、微細な結晶粒を得るには低い温度が望ましく、８００℃以下が望ましい。  仕上焼鈍は、連続焼鈍でも、バッチ焼鈍でもよい。コストの観点から、仕上焼鈍は連続焼鈍で実施するのが好ましい。  以上の工程を経て、上述した本開示の無方向性電磁鋼板が得られる。
【００６３】（２）薄スラブ連続鋳造法  薄スラブ連続鋳造法では、製鋼工程で３０〜６０ｍｍ厚さのスラブを製造し、熱間圧延工程の粗圧延を省略する。薄スラブで十分に柱状晶を発達させ、熱間圧延で柱状晶を加工して得られる｛１００｝＜０１１＞方位を熱延板に残すことが望ましい。この過程で、｛１００｝面が鋼板面に平行になるように柱状晶が成長する。この目的のためには連続鋳造での電磁撹拌を実施しない方が望ましい。また、凝固核生成を促進させる溶鋼中の微細介在物は極力低減することが望ましい。  そして、薄スラブを再加熱炉で加熱した後、熱間圧延工程で連続的に仕上げ圧延し、約２ｍｍ厚さの熱延コイルを得る。
【００６４】  その後、熱延コイルの鋼板に対して、上記「（１）高温熱延板焼鈍＋冷延強圧下法」と同様にして、熱延板焼鈍、酸洗、冷間圧延、仕上焼鈍を実施する。  以上の工程を経て、上述した本開示の無方向性電磁鋼板が得られる。
【００６５】  （３）潤滑熱延法  まず、製鋼工程でスラブを製造する。スラブを再加熱炉で加熱した後、熱間圧延工程で連続的に粗圧延および仕上げ圧延し、熱延コイルを得る。  ここで、熱間圧延は、通常無潤滑で実施するが、適切な潤滑条件で熱間圧延する。適切な潤滑条件で熱間圧延を実施すると、鋼板表層近傍に導入される剪断変形が低減する。それにより、通常鋼板中央で発達するαファイバと呼ばれるＲＤ／／＜０１１＞方位を持つ加工組織を鋼板表層近傍まで発達させることができる。例えば、特開平１０−３６９１２号に記載のように、熱間圧延時に潤滑剤として熱延ロール冷却水に０．５〜２０％の油脂を混入し、仕上熱延ロールと鋼板との平均摩擦係数を０．２５以下にすることで、αファイバを発達させることができる。このときの温度条件は特に指定しない。上記「（１）高温熱延板焼鈍＋冷延強圧下法」と同様の温度でもよい。
【００６６】  その後、熱延コイルの鋼板に対して、上記「（１）高温熱延板焼鈍＋冷延強圧下法」と同様にして、熱延板焼鈍、酸洗、冷間圧延、仕上焼鈍を実施する。熱延コイルの鋼板でαファイバを鋼板表層近傍まで発達させると、その後の熱延板焼鈍で｛ｈ１１｝＜１／ｈ  １  ２＞、特に｛１００｝＜０１２＞〜｛４１１｝＜１４８＞が再結晶する。この鋼板を酸洗後、冷間圧延し、仕上焼鈍を実施すると、｛１００｝＜０１２＞〜｛４１１｝＜１４８＞が再結晶する。それにより、｛１００｝面強度が増加し、｛１００｝方位粒の存在確率が高まる。  以上の工程を経て、上述した本開示の無方向性電磁鋼板が得られる。
【００６７】（４）ストリップキャスティング法  まず、製鋼工程で、ストリップキャスティングにより直接１〜３ｍｍ厚さの熱延コイルを製造する。  ストリップキャスティングでは、溶鋼を水冷した１対のロール間で急速に冷却することで、直接熱延コイル相当厚さの鋼板を得ることができる。その際、水冷ロールに接触している鋼板最表面と溶鋼との温度差を十分に高めてやることで、表面で凝固した結晶粒が鋼板垂直方向に成長し、柱状晶を形成する。
【００６８】  ＢＣＣ構造を持つ鋼では、柱状晶は｛１００｝面が鋼板面に平行になるように成長する。｛１００｝面強度が増加し、｛１００｝方位粒の存在確率が高まる。そして、変態、加工又は再結晶で、｛１００｝面からなるべく変化させないことが重要である。具体的には、フェライト促進元素であるＳｉを含有させ、オーステナイト促進元素であるＭｎの含有量を制限することで、高温でのオーステナイト相生成を経ずに、凝固直後から室温までをフェライト単相とすることが重要である。  オーステナイト−フェライト変態が生じても一部｛１００｝面は維持されるが、Ｓｉ等の含有量をパラメータＱ≧２．０にすることで、高温でフェライト−オーステナイト変態を起こさない成分にすることが出来る。
【００６９】  次に、ストリップキャスティングにより得られた熱延コイルの鋼板を熱間圧延し、その後、得られた熱延板を焼鈍（熱延板焼鈍）する。  なお、熱間圧延は実施せず、そのまま後工程を実施してもよい。  また、熱延板焼鈍も実施せずに、そのまま後工程を実施してもよい。ここで、熱間圧延で鋼板に３０％以上の歪みを導入した場合、５５０℃以上の温度で熱延板焼鈍を実施すると歪み導入部から再結晶が生じ、結晶方位が変化することがある。そのため、熱間圧延で３０％以上の歪みを導入した場合、熱延板焼鈍は、実施しないか、再結晶しない温度で実施する。
【００７０】  次に、鋼板に対して、酸洗後、冷間圧延を実施する。  冷間圧延は、所望の製品厚を得るために必須な工程である。ただし、冷間圧延の圧下率が過大になると、製品において望ましい結晶方位が得られなくなる。そのため、冷間圧延の圧下率は、好ましくは９０％以下とし、より好ましくは８５％以下とし、さらに好ましくは８０％以下とする。冷間圧延の圧下率の下限は、特に設ける必要はないが、冷間圧延前の鋼板の板厚と所望の製品厚とから圧下率の下限を決める。また、積層鋼板として求められる表面性状および平坦度が得られていない場合も、冷間圧延が必要になるため、その目的での最小の冷間圧延が必要となる。  冷間圧延は、リバースミルで実施してもよいし、タンデムミルで実施しても良い。
【００７１】  なお、冷間圧延の代わりに、脆性破断回避の観点から、材料の延性／脆性遷移温度以上の温度で、温間圧延を実施しても良い。  なお、酸洗、仕上焼鈍は、上記「（１）高温熱延板焼鈍＋冷延強圧下法」と同様にして実施する。  以上の工程を経て、上述した本開示の無方向性電磁鋼板が得られる。
【００７２】  本開示は、上述した実施形態に限定されるものではない。上述した実施形態は例示であり、本開示の特許請求の範囲に記載された技術的思想と実質的に同一な構成を有し、同様の作用効果を奏するものは、いかなるものであっても本開示の技術的範囲に包含される。
【実施例】
【００７３】  以下、実施例を例示して、本開示を具体的に説明する。なお、実施例の条件は、本開示の実施可能性および効果を確認するために採用した一例であり、本開示は実施例の条件に限定されるものではない。本開示は、その要旨を逸脱せず、そ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。【００７４】（実施例１）  下記表１に示す化学組成を有する２５０ｍｍ厚のスラブを準備した。  次いで、上記スラブに対し、熱間圧延を施し５．０ｍｍ厚と２．０ｍｍ厚の熱延板を作製した。その時のスラブ再加熱温度は１２００℃、仕上げ温度は８５０℃、巻き取り温度は６５０℃で行った。その熱延板を１０５０℃で３０分焼鈍後、酸洗で表層スケールを除去した。その後、０．２５ｍｍに冷延圧延した。仕上げ焼鈍は７５０℃と、１０５０℃で、それぞれ１分間焼鈍をした。Ａ−３８〜４０はＣｕの析出処理として、仕上げ焼鈍後に６００℃で１分間焼鈍をした。【００７５】  得られた無方向性電磁鋼板の｛１００｝集合組織、平均結晶粒径、引張強度、Ｃｕ析出物の個数および鉄損Ｗ１０／４００と磁束密度Ｂ５０を測定した。｛１００｝集合組織はＸ線回折から逆極点図を計算し、求めた。鉄損Ｗ１０／４００は、４００Ｈｚで１．０Ｔの交番磁場をかけた時に鉄で生じるエネルギー損失（Ｗ／ｋｇ）である。磁束密度Ｂ５０は、５０Ｈｚで５０００Ａ／ｍの磁場をかけた時の鉄に生じる磁束密度である。測定値は母材から５５ｍｍ角に鋼板を切出し（１辺は圧延方向）、圧延方向と、その９０°方向の平均値とした。【００７６】  上記測定後に歪取り焼鈍を行う。歪取り焼鈍は１００℃/Ｈｒ．で昇温し、８００℃到達後２時間均熱し、１００℃/Ｈｒ．で徐冷する。ただし、Ｃｕ析出処理をした材料の歪取り焼鈍は１００℃/Ｈｒ．で昇温し、９５０℃到達後２時間均熱し、１００℃/Ｈｒ．で徐冷する。歪取焼鈍後に上記と同様にして鉄損と磁束密度を測定した。  歪取焼鈍前の材料強度を調査するため、圧延方向に対して平行な向きに試験片を採取し引張試験を行った。この時の試験片はＪＩＳ５号試験片を用いた。破断するまでの最大応力(引張強度)を測定した。それぞれの測定結果は表２に示す。【００７７】  ５．０ｍｍ厚の熱延板から作った材料は、仕上げ焼鈍後に{１００}強度が２．４よりも大きくなった（Ａ１〜４０，Ａ４４〜４６，Ａ５０，Ａ５７〜５８）。２．０ｍｍ厚の熱延板から作った材料は、仕上げ焼鈍後の｛１００｝強度が２．４よりも低くなった（Ａ４１〜４３，Ａ４７〜４９）。Ａ−５１〜５６は熱延板が５．０ｍｍ厚であったが、Ｑが２．０未満のため、仕上げ焼鈍後に{１００}強度が２．４よりも低くなった。結晶粒径は、７５０℃で仕上げ焼鈍した材料は約２０μｍ程度（Ａ１〜４０，Ａ４７〜５７）、１０５０℃では約１００μｍとなった（Ａ−４１〜４６）。【００７８】  Ａ−１〜３０は種々の添加元素に変更した。いずれの添加元素を添加しても、歪取焼鈍後に大きく鉄損が下がる効果が得られた。Ａ−３１〜４０は任意添加元素を加えたものである。任意添加元素を添加しても、歪取焼鈍時に大きく鉄損の下がる効果は変わらない。Ａ−３７〜４０は、任意添加元素としてＣｕを添加した。このうち、Ａ−３８〜４０は、金属粒子の析出処理を行っ���発明例である。Ａ−３８〜４０における金属Ｃｕ粒子の平均直径、析出個数は、それぞれ、約３０ｎｍ、約１００個／１０μｍ２である。この析出処理により、Ａ−３８〜４０と、同様の成分の発明例Ａ−１〜３とを比較すると、Ａ−１とＡ−３８、Ａ−２とＡ−３９、Ａ−３とＡ−４０では、それぞれ析出処理をした方が引張強度が高いことが分かる。したがって、任意添加元素としてＣｕを添加し、金属粒子の析出処理を行うことで、特に引張強度を高強度にできる効果が得られる。【００７９】  Ａ-１および４１〜４９は成分をほとんど同じにして、製造条件を変えたものである。このうち、Ａ-１、４１、４４，４７のＳＲＡ後の鉄損測定結果をまとめたグラフを図１に示す。｛１００｝強度を増やしたり、歪取焼鈍前の結晶粒を小さくして歪取焼鈍後に粗大にすることで鉄損を下げる効果があるが、この二つを組み合せた時、シナジー効果により大きく歪取焼鈍後の鉄損を低減できることが分かる。なお、歪取焼鈍後の鉄損については、Ｓｉが２．０〜２．３％の時の鉄損が９．５Ｗ／ｋｇ以下を、Ｓｉが２．４〜３．１％の時の鉄損が９．０Ｗ／ｋｇ以下を、Ｓｉが３．８〜４．０％の時の鉄損が８．５Ｗ／ｋｇ以下を合格レベルとする。これらより鉄損が高いものに関しては、本発明を用いなくても到達するため、不合格とする。【００８０】  ｛１００｝強度が増えると鉄損が下がる理由は、ｂｃｃ鉄の磁化容易方向が面内に揃い、系の外への漏れ磁束が少なくなり、磁壁移動によるロスが少なくなったためと考える。また、歪取焼鈍後の平均結晶粒径を、同じく約１００μｍとする場合でも、仕上げ焼鈍でこの粒径にするよりも、仕上げ焼鈍後は粒径を細かくして歪取焼鈍後に１００μｍにする方が鉄損が低くなった。この理由は、仕上げ焼鈍時の冷却時に導入された微小な歪が、結晶粒界の移動により、掃き出された(sweaping)ためと考える。シナジー効果があった理由としては、歪取焼鈍により、｛１００｝方位粒が他の磁気特性にとって良くない方位粒を蚕食したことによるものと推定した。  Ａ−５０にＭｇ等のＭｎＳをスカベンジする元素を入れない時の特性を示す。歪取焼鈍をしても結晶粒径が満足に成長せず、結果として、鉄損が悪くなった。【００８１】  Ａ−４１，４２，４３は、{１００}強度は２．４未満であり、粒径が３０μｍ超である比較例を示す。また、Ａ−４４、４５、４６、５８は{１００}強度は２．４以上であるが、粒径が３０μｍ超である比較例を示す。これらの比較例から、粒径が３０μｍ超だと、十分な引張強度が得られないことが判る。【００８２】  Ａ−５１〜５６にＱが２．０未満の比較例を示す。これらの比較例では、鋼板がα−Ｆｅ単相とならないため、熱延板焼鈍時に結晶粒径を粗大に出来ず、仕上げ焼鈍後の｛１００｝強度が２．４よりも低くなった。【００８３】
【表１】
2020166718.tif 000003
【００８４】
【表２】
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【００８５】（実施例２）  下記表３に示す化学組成を有する３０ｍｍ厚のスラブと、２５０ｍｍ厚のスラブを準備した。次いで、上記スラブに対し、熱間圧延を施し２．０ｍｍ厚の熱延板を作製した。その時のスラブ再加熱温度は１２００度、仕上げ温度は８５０℃、巻き取り温度は６５０℃で行った。その後、酸洗で表層スケールを除去した。その後、０．２５ｍｍに冷延圧延した。仕上げ焼鈍は７５０℃で1分間焼鈍をした。Ｂ−３８〜４０はＣｕの析出処理として、仕上げ焼鈍後に６００℃で１分間焼鈍をした。【００８６】  得られた無方向性電磁鋼板の｛１００｝集合組織、平均結晶粒径、引張強度、Ｃｕ析出物の個数および鉄損Ｗ１０／４００と磁束密度Ｂ５０を実施例１と同様の方法で測定した。その後の引張試験や歪取焼鈍も実施例１と同様にした。それらの結果は表４に示す。【００８７】  ３０ｍｍ厚のスラブから作った材料は、仕上げ焼鈍後に{１００}強度が２．４よりも大きくなった（Ｂ−１〜Ｂ−４０，Ｂ−４４〜４６，Ｂ−５０，Ｂ−５７〜５８）。２５０ｍｍ厚のスラブから作った材料は、仕上げ焼鈍後の｛１００｝強度が２．４よりも低くなった（Ｂ−４１〜４３，Ｂ４７〜４９）。Ｂ−５１〜５６はスラブが３０ｍｍ厚であったが、Ｑが２．０未満のため、仕上げ焼鈍後に{１００}強度が２．４よりも低くなった。結晶粒径は、７５０℃で仕上げ焼鈍した材料は約２０μｍ程度（Ｂ−１〜４０，Ｂ−４７〜５７）、１０５０℃では約１００μｍとなった（Ｂ−４１〜４６）。【００８８】  Ｂ−１〜３０は種々の添加元素に変更した。いずれの添加元素を添加しても、歪取焼鈍後に大きく鉄損が下がる効果が得られた。Ｂ−３１〜４０は任意添加元素を加えたものである。任意添加元素を添加しても、歪取焼鈍時に大きく鉄損の下がる効果は変わらない。Ｂ−３７〜４０は、任意添加元素としてＣｕを添加した。このうち、Ｂ−３８〜４０は、金属粒子の析出処理を行った発明例である。Ｂ−３８〜４０における金属Ｃｕ粒子の平均直径、析出個数は、それぞれ、約３０ｎｍ、約１００個／１０μｍ２である。この析出処理により、Ｂ−３８〜４０と、同様の成分の発明例Ｂ−１〜３とを比較すると、Ｂ−１とＢ−３８、Ｂ−２とＢ−３９、Ｂ−３とＢ−４０では、それぞれ析出処理をした方が引張強度が高いことが分かる。したがって、任意添加元素としてＣｕを添加し、金属粒子の析出処理を行うことで、特に引張強度を高強度にできる効果が得られる。【００８９】  Ｂ-１および４１〜４９は成分をほとんど同じにして、製造条件を変えたものである。｛１００｝強度を増やしたり、歪取焼鈍前の結晶粒を小さくして歪取焼鈍後に粗大にすることで鉄損を下げる効果があるが、この二つを組み合した時、シナジー効果により大きく歪取焼鈍後の鉄損を低減できることが分かる。なお、歪取焼鈍後の鉄損については、Ｓｉが２．０〜２．３％の時の鉄損が９．５Ｗ／ｋｇ以下を、Ｓｉが２．４〜３．１％の時の鉄損が９．０Ｗ／ｋｇ以下を、Ｓｉが３．８〜４．０％の時の鉄損が８．５Ｗ／ｋｇ以下を合格レベルとする。これらより鉄損が高いものに関しては、本発明を用いなくても到達するため、不合格とする。【００９０】  Ｂ−５０にＭｇ等のＭｎＳをスカベンジする元素を入れない時の特性を示す。歪取焼鈍をしても結晶粒径が満足に成長せず、結果として、鉄損が悪くなった。【００９１】  Ｂ−４１、４２，４３は、{１００}強度は２．４未満であり、粒径が３０μｍ超である比較例を示す。また、Ｂ−４４、４５、４６、５８は{１００}強度は２．４以上であるが、粒径が３０μｍ超である比較例を示す。これらの比較例から、粒径が３０μｍ超になると、十分な引張強度が得られないことが判る。【００９２】  Ｂ−５１〜５６にＱが２．０未満の比較例を示す。これらの比較例では、鋼板がα−Ｆｅ単相とならないため、薄スラブで形成された組織がスラブ再加熱時の相変態で失われ、仕上げ焼鈍後の｛１００｝強度が２．４よりも低くなった。【００９３】
【表３】
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【００９４】
【表４】
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【００９５】（実施例３）  下記表５に示す化学組成を有する２５０ｍｍ厚のスラブを準備した。  次いで、上記スラブに対し、熱間圧延を施し２．０ｍｍ厚の熱延板を作製した。その時のスラブ再加熱温度は１２００℃、仕上げ温度は８５０℃、巻き取り温度は６５０℃で行った。さらに、熱延時はロールとの潤滑性を上げるため、潤滑剤として熱延ロール冷却水に１０％の油脂を混入し、仕上熱延ロールと鋼板との平均摩擦係数を０．２５以下にした。また、油脂を混入せずに熱延を行った材料もある。その後、酸洗で表層スケールを除去した。その後、０．２５ｍｍに冷延圧延し、仕上げ焼鈍は７５０℃で1分間焼鈍をした。Ｃ−３８〜４０はＣｕの析出処理として、仕上げ焼鈍後に６００℃で１分間焼鈍をした。【００９６】  得られた無方向性電磁鋼板の｛１００｝集合組織、平均結晶粒径、引張強度、Ｃｕ析出物の個数および鉄損Ｗ１０／４００と磁束密度Ｂ５０を実施例１と同様の方法で測定した。その後の引張試験や歪取焼鈍も実施例１と同様にした。それらの結果は表６に示す。【００９７】  熱延時に油脂を混入した材料は、仕上げ焼鈍後に{１００}強度が２．４よりも大きくなった（Ｃ−１〜４０，Ｃ４４〜４６，Ｃ−５０，Ｃ−５７〜５８）。熱延時に油脂を混入しなかった材料は、仕上げ焼鈍後の｛１００｝強度が２．４よりも低くなった（Ｃ−４１〜４３，Ｃ４７〜４９）。Ｃ−５１〜５６は熱延時に油脂を混入した材料であったが、Ｑが２．０未満のため、仕上げ焼鈍後に{１００}強度が２．４よりも低くなった。結晶粒径は、７５０℃で仕上げ焼鈍した材料は約２０μｍ程度（Ｃ−１〜４０，Ｃ−４７〜５７）、１０５０℃では約１００μｍとなった（Ｃ−４１〜４６）。【００９８】  Ｃ−１〜３０は種々の添加元素に変更した。いずれの添加元素を添加しても、歪取焼鈍後に大きく鉄損が下がる効果が得られた。Ｃ−３１〜４０は任意添加元素を加えたものである。任意添加元素を添加しても、歪取焼鈍時に大きく鉄損の下がる効果は変わらない。Ｃ−３７〜４０は、任意添加元素としてＣｕを添加した。このうち、Ｃ−３８〜４０は、金属粒子の析出処理を行った発明例である。Ｃ−３８〜４０における金属Ｃｕ粒子の平均直径、析出個数は、それぞれ、約３０ｎｍ、約１００個／１０μｍ２である。この析出処理により、Ｃ−３８〜４０と、同様の成分の発明例Ｃ−１〜３とを比較すると、Ｃ−１とＣ−３８、Ｃ−２とＣ−３９、Ｃ−３とＣ−４０では、それぞれ析出処理をした方が引張強度が高いことが分かる。したがって、任意添加元素としてＣｕを添加し、金属粒子の析出処理を行うことで、特に引張強度を高強度にできる効果が得られる。【００９９】  Ｃ-１および４１〜４９は成分をほとんど同じにして、製造条件を変えたものである。｛１００｝強度を増やしたり、歪取焼鈍前の結晶粒を小さくして歪取焼鈍後に粗大にすることで鉄損を下げる効果があるが、この二つを組み合した時、シナジー効果により大きく歪取焼鈍後の鉄損が低減できることが分かる。なお、歪取焼鈍後の鉄損については、Ｓｉが２．０〜２．３％の時の鉄損が９．５Ｗ／ｋｇ以下を、Ｓｉが２．４〜３．１％の時の鉄損が９．０Ｗ／ｋｇ以下を、Ｓｉが３．８〜４．０％の時の鉄損が８．５Ｗ／ｋｇ以下を合格レベルとする。これらより鉄損が高いものに関しては、本発明を用いなくても到達するため、不合格とする。【０１００】  Ｃ−５０にＭｇ等のＭｎＳをスカベンジする元素を入れない時の特性を示す。歪取焼鈍をしても結晶粒径が満足に成長せず、結果として、鉄損が悪くなった。【０１０１】  Ｃ−４１、４２，４３は、{１００}強度は２．４未満であるが、粒径が３０μｍ超である比較例を示す。また、Ｃ−４４、４５、４６、５８は{１００}強度は２．４以上であるが、粒径が３０μｍ超である比較例を示す。これらの比較例から、粒径が３０μｍ超になると、十分な引張強度が得られないことが判る。【０１０２】  Ｃ−５１〜５６にＱが２．０未満の比較例を示す。これらの比較例では、鋼板がα−Ｆｅ単相とならないため、潤滑圧延時にはγ相とり、その後の相変態で潤滑圧延の効果が消えるため、仕上げ焼鈍後の｛１００｝強度が２．４よりも低くなった。【０１０３】
【表５】
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【０１０４】
【表６】
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【０１０５】（実施例４）  下記表７に示す化学組成を有する１．３ｍｍ厚のストリップを鋳造した。また、前述のストリップ鋳造とは別に、スラブ厚２５０ｍｍで鋳造したスラブを熱延し、スラブ再加熱温度は１２００℃、仕上げ温度は８５０℃、巻き取り温度は６５０℃で２．０ｍｍまで熱延した鋼板も用いた。その後、これらの鋼板を酸洗で表層スケールを除去した。その後、０．２５ｍｍに冷延圧延した。仕上げ焼鈍は７５０℃で1分間焼鈍をした。Ｄ−３８〜４０はＣｕの析出処理として、仕上げ焼鈍後に６００℃で１分間焼鈍をした。【０１０６】  得られた無方向性電磁鋼板の｛１００｝集合組織、平均結晶粒径、引張強度、Ｃｕ析出物の個数および鉄損Ｗ１０／４００と磁束密度Ｂ５０を実施例１と同様の方法で測定した。その後の引張試験や歪取焼鈍も実施例１と同様にした。それらの結果は表８に示す。【０１０７】  ストリップ鋳造した材料は、仕上げ焼鈍後に{１００}強度が２．４よりも大きくなった（Ｄ−１〜４０，Ｄ−４４〜４６，Ｄ−５０，Ｄ−５７〜５８）。スラブ鋳造した材料は、仕上げ焼鈍後の｛１００｝強度が２．４よりも低くなった（Ｄ−４１〜４３，Ｄ−４７〜４９）。Ｄ−５１〜５６はストリップ鋳造したが、Ｑが２．０未満のため、仕上げ焼鈍後に{１００}強度が２．４よりも低くなった。結晶粒径は、７５０℃で仕上げ焼鈍した材料は約２０μｍ程度（Ｄ−１〜４０，Ｄ−４７〜５７）、１０５０℃では約１００μｍとなった（Ｄ−４１〜４８）。【０１０８】  Ｄ−１〜３０は種々の添加元素に変更した。いずれの添加元素を添加しても、歪取焼鈍後に大きく鉄損が下がる効果が得られた。Ｄ−３１〜４０は任意添加元素を加えたものである。任意添加元素を添加しても、歪取焼鈍時に大きく鉄損の下がる効果は変わらない。Ｄ−３７〜４０は、任意添加元素としてＣｕを添加した。このうち、Ｄ−３８〜４０は、金属粒子の析出処理を行った発明例である。Ｄ−３８〜４０における金属Ｃｕ粒子の平均直径、析出個数は、それぞれ、約３０ｎｍ、約１００個／１０μｍ２である。この析出処理により、Ｄ−３８〜４０と、同様の成分の発明例Ｄ−１〜３とを比較すると、Ｄ−１とＤ−３８、Ｄ−２とＤ−３９、Ｄ−３とＤ−４０では、それぞれ析出処理をした方が引張強度が高いことが分かる。したがって、任意添加元素としてＣｕを添加し、金属粒子の析出処理を行うことで、特に引張強度を高強度にできる効果が得られる。【０１０９】  Ｄ-１および４１〜４９は成分をほとんど同じにして、製造条件を変えたものである。｛１００｝強度を増やしたり、歪取焼鈍前の結晶粒を小さくして歪取焼鈍後に粗大にすることで鉄損を下げる効果があるが、この二つを組み合した時、シナジー効果により大きく歪取焼鈍後の鉄損が低減できることが分かる。なお、歪取焼鈍後の鉄損については、Ｓｉが２．０〜２．３％の時の鉄損が９．５Ｗ／ｋｇ以下を、Ｓｉが２．４〜３．１％の時の鉄損が９．０Ｗ／ｋｇ以下を、Ｓｉが３．８〜４．０％の時の鉄損が８．５Ｗ／ｋｇ以下を合格レベルとする。これらより鉄損が高いものに関しては、本発明を用いなくても到達するため、不合格とする。【０１１０】  Ｄ−５０にＭｇ等のＭｎＳをスカベンジする元素を入れない時の特性を示す。歪取焼鈍をしても結晶粒径が満足に成長せず、結果として、鉄損が悪くなった。【０１１１】  Ｄ−４１、４２，４３は、{１００}強度は２．４未満であり、粒径が３０μｍ超である比較例を示す。また、Ｄ−４４、４５、４６、５８は{１００}強度は２．４以上であるが、粒径が３０μｍ超である比較例を示す。これらの比較例から、粒径が３０μｍ超になると、十分な引張強度が得られないことが判る。【０１１２】  Ｄ−５１〜５６にＱが２．０未満の比較例を示す。これらの比較例では、鋼板がα−Ｆｅ単相とならないため、ストリップ鋳造後の相変態でストリップ内の組織が変化し、仕上げ焼鈍後の｛１００｝強度が２．４よりも低くなった。【０１１３】
【表７】
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【０１１４】
【表８】
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【図１】
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【国際調査報告】
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