JP2005336503A - 鉄損に優れた無方向性電磁鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】 打ち抜き加工後の焼鈍がより低温より短時間であっても結晶粒を充分に粗大成長させて低鉄損化することが可能な無方向性電磁鋼板を提供する。
【解決手段】 鋼板内に含まれる球相当径１００ｎｍ未満の介在物の個数密度が１×１０¹⁰［個／ｍｍ³］以下であり、さらに、質量％で、Ｃ：０．０１％以下、Ｓｉ：０．１％以上７．０％以下、Ａｌ：０．１％以上３．０％以下、Ｍｎ：０．１％以上２．０％以下、ＲＥＭ：０．０００３％以上０．０５％以下、Ｔｉ：０．０２％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｎ：０．００５％以下を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、かつ、［Ａｌ］で示されたＡｌの質量％、［Ｎ］で示されたＮの質量％、ならびに、［Ｔｉ］で示されたＴｉの質量％が下記（１）式を満たすことを特徴とする鉄損に優れた無方向性電磁鋼板。
ｌｏｇ（［Ｔｉ］×［Ｎ］）−１．１９×ｌｏｇ（［Ａｌ］×［Ｎ］）＋１．８４＞０ ・・・（１）
【選択図】 図１

Description

本発明は、モーター鉄芯などに用いられる無方向性電磁鋼板の鉄損を下げて、エネルギーロスを少なくし、電気機器の効率化を図り、省エネに寄与すべく、鉄損、特に、歪取焼鈍後の鉄損に優れた無方向性電磁鋼板を提供することを目的とする。

無方向性電磁鋼板は、結晶粒径が１５０μｍ程度で鉄損が最小となることが知られている。このため、製品特性の観点から、あるいは、製造の簡略化、高生産性化の観点から、仕上げ焼鈍での結晶粒成長性のより良い鋼板が望まれている。

一方、需要家によって鉄心の打ち抜き加工が施される際には、打ち抜き加工における打ち抜き精度は、結晶粒が細かいほど良く、結晶粒径は、例えば４０μｍ以下が好ましい。このように、結晶粒径に対する鉄損と打ち抜き加工精度の要求が相反する場合もある。

特に、この相反する要求を満たす場合は、製品板の結晶粒径を細かいまま出荷し、需要家の打ち抜き加工の後に、例えば、７５０℃×２時間程度の歪取り焼鈍を行って、結晶粒を成長させる方策が択られている。

近年、需要家より低鉄損材の要求ニーズが強く、また、需要家の生産性向上によって歪取り焼鈍の短時間化が志向されてきており、歪取り焼鈍での結晶粒成長性のより良い製品板のニーズが増大してきた。

結晶粒成長を阻害する主たる要因のひとつは、鋼中に微細に分散する介在物である。製品中に含まれる介在物の個数がより多くなるほど、また、大きさが小さくなるほど、結晶粒成長が阻害されることが知られている。

すなわち、ゼナー（Ｚｅｎｅｒ）が提示したように、介在物の球相当半径ｒと鋼中に占める介在物の体積占有率ｆで表されるｒ／ｆ値がより小さいほど、結晶粒成長は、より悪化する。したがって、結晶粒成長を良好化するためには、介在物の個数をより少なくすることは勿論、介在物の大きさを、より粗大化させることが肝要である。

無方向性電磁鋼板の介在物の径および個数の好ましい範囲に関しては、例えば、特許文献１において、介在物径が０．１［μｍ］から１［μｍ］ならびに１［μｍ］超の介在物を、単位断面積当たり、それぞれ、５０００以上１０⁵以下［個／ｍｍ²］ならびに５００以下［個／ｍｍ²］の範囲内にすることが開示されている。

実態がより理解しやすいように、この数値を単位体積の鋼中に存在する介在物の個数、すなわち、介在物の個数密度に換算すると、それぞれ、５×１０⁶から１×１０⁹［個／ｍｍ³］ならびに５×１０⁵以下［個／ｍｍ³］の範囲となる。

無方向性電磁鋼板の結晶粒成長を阻害する介在物としては、シリカやアルミナなどの酸化物、硫化マンガンなどの硫化物、窒化アルミや窒化チタンなどの窒化物が知られている。

これらの介在物を除去するために、溶鋼段階で高純化を図ればよいことは自明であるが、別法として、種々の元素を鋼に添加して介在物の無害化を図る方法が、いくつか知られている。

酸化物に関しては、技術進歩により、強脱酸元素であるＡｌを充分量添加し、酸化物の浮上除去時間を充分に採ることにより、溶鋼段階で酸化物を除去し無害化することが可能となっている。

硫化物に関しては、溶鋼段階で高純化を図る他、例えば、特許文献２、特許文献３、特許文献４などに開示されるように、脱硫元素ＲＥＭなどの添加によってＳを固定する方法が知られている。また、窒化物に関しても、特許文献５あるいは特許文献６などに開示されるように、Ｂの添加によって粗大介在物としてＮを固定する方法が知られている。

特開２００１−２７１１４７号公報 特開昭５１−６２１１５号公報 特開昭５６−１０２５５０号公報 特許３０３７８７８号公報 特許１１６７８９６号公報 特許１２４５９０１号公報

しかし、溶鋼段階での高純化は、製鋼コストアップが避けられないので好ましくなく、上述の添加元素による方法も、製品板の仕上げ焼鈍あるいは打ち抜き加工後の歪取り焼鈍などの、さらなる低温短時間化に伴う結晶粒成長の良好化ならびに鉄損の低減は、不十分であった。

特に記すべきは、前述の特許文献１に開示された推奨範囲内に介在物の個数密度を調整しても、歪取り焼鈍をより低温短時間化すると、結晶粒成長が依然として改善されない場合があった。

この原因は、従来知見に基づいて調整した介在物径や個数密度が、結晶粒成長を実際に阻害する介在物の組成や径や個数密度と異なるためであることが、後述の様に明らかであった。

本発明は、結晶粒を充分に粗大成長させて低鉄損化することが可能であり、特に、打ち抜き加工後の焼鈍がより低温かつより短時間であっても、結晶粒を充分に粗大成長させて低鉄損化することが可能な無方向性電磁鋼板を提供することを目的とする。

本発明の要旨は次の通りである。

（１）鋼板内に含まれる球相当径１００ｎｍ未満の介在物の個数密度が１×１０¹⁰［個／ｍｍ³］以下であることを特徴とする鉄損に優れた無方向性電磁鋼板。

（２）鋼板内に含まれる球相当径５０ｎｍ未満の介在物の個数密度が２．５×１０⁹［個／ｍｍ³］以下であることを特徴とする鉄損に優れた無方向性電磁鋼板。

（３）質量％で、Ｃ：０．０１％以下、Ｓｉ：０．１％以上７．０％以下、Ａｌ：０．１％以上３．０％以下、Ｍｎ：０．１％以上２．０％以下、ＲＥＭ：０．０００３％以上０．０５％以下、Ｔｉ：０．０２％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｎ：０．００５％以下を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、かつ、［Ａｌ］で示されたＡｌの質量％、［Ｎ］で示されたＮの質量％、および、［Ｔｉ］で示されたＴｉの質量％が、下記（１）式を満たすことを特徴とする前記（１）または（２）に記載の鉄損に優れた無方向性電磁鋼板。
ｌｏｇ（［Ｔｉ］×［Ｎ］）−１．１９×ｌｏｇ（［Ａｌ］×［Ｎ］）
＋１．８４＞０ ・・・（１）

（４）前記鋼板が、さらに、質量％で、Ｐ：０．１％以下、Ｃｕ：０．５％以下、ＣａまたはＭｇ：０．０５％以下、Ｃｒ：２０％以下、Ｎｉ：１．０％以下、ＳｎおよびＳｂの一種または二種の合計：０．３％以下、Ｚｒ：０．０１％以下、Ｖ：０．０１％以下、Ｏ：０．００５％以下、Ｂ：０．００５％以下の一種以上を含有することを特徴とする前記（３）に記載の鉄損に優れた無方向性電磁鋼板。

（５）質量％で、Ｃ：０．０１％以下、Ｓｉ：０．１％以上７．０％以下、Ａｌ：０．１％以上３．０％以下、Ｍｎ：０．１％以上２．０％以下、ＲＥＭ：０．０００３％以上０．０５％以下、Ｔｉ：０．０２％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｎ：０．００５％以下を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、かつ、［Ａｌ］で示されたＡｌの質量％、［Ｎ］で示されたＮの質量％、および、［Ｔｉ］で示されたＴｉの質量％が、下記（１）式を満たす鋼を、１２００℃以上１３００℃以下の温度範囲に１分間以上経過させることを特徴とする鉄損に優れた無方向性電磁鋼板の製造方法。
ｌｏｇ（［Ｔｉ］×［Ｎ］）−１．１９×ｌｏｇ（［Ａｌ］×［Ｎ］）
＋１．８４＞０ ・・・（１）

（６）前記鋼が、さらに、質量％で、Ｐ：０．１％以下、Ｃｕ：０．５％以下、ＣａまたはＭｇ：０．０５％以下、Ｃｒ：２０％以下、Ｎｉ：１．０％以下、ＳｎおよびＳｂの一種または二種の合計：０．３％以下、Ｚｒ：０．０１％以下、Ｖ：０．０１％以下、Ｏ：０．００５％以下、Ｂ：０．００５％以下の一種以上を含有することを特徴とする前記（５）に記載の鉄損に優れた無方向性電磁鋼板の製造方法。

本発明により、無方向性電磁鋼板中に内包される微細な介在物のサイズと個数密度を適正範囲内にでき、従来に比べてより簡易な仕上げ焼鈍や歪取り焼鈍でも充分良好な磁気特性を示すことが可能となり、需要家のニーズを満たしつつ省エネに貢献できる。

以下に、本発明について具体的に述べる。

本発明者は、無方向性電磁鋼板における磁気特性は、鋼板中に内包される微細な介在物が影響していることに着目し、磁気特性や打ち抜き性を良好に示すための介在物のサイズと個数密度の適正範囲を新たに見出した。

介在物のサイズおよび個数密度が、磁気特性へ及ぼす影響について、以下に示す鋼を用いて説明する。但し、この鋼は一例であり、本発明は、これに限定されるものではない。

Ｃ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｍｎ、ＲＥＭ、Ｔｉ、Ｓ、Ｎを含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる成分の鋼を連続鋳造し、熱延し、熱延板を熱延板焼鈍し、厚さ０．５ｍｍに冷延し、８５０℃×３０秒の仕上げ焼鈍を行い、さらに、絶縁皮膜を塗布して製品とした製品板に、７５０℃×１．５時間の歪取り焼鈍を施した。

そして、歪取り焼鈍後の製品板における介在物と結晶粒径と鉄損を調査した。その結果を、表１、ならびに、図１および図２に示す。

表１および図１から明らかなように、焼鈍後の結晶粒径および鉄損は、介在物の球相当直径（以降、本発明の介在物については、球相当直径を介在物径または径と記載する。）１００ｎｍ未満の介在物個数密度と相関があり、介在物個数密度が１×１０¹⁰［個／ｍｍ³］以下で、結晶粒成長ならびに鉄損は良好であった。

また、図２に示すように、介在物径５０ｎｍ未満の介在物個数密度が２．５×１０⁹［個／ｍｍ³］以下の場合に、際立って、特性が良好であった。

一方、介在物径１００ｎｍ以上の介在物の個数密度が１×１０⁹［個／ｍｍ³］以下であっても、介在物径１００ｎｍ未満の介在物個数密度が１×１０¹⁰［個／ｍｍ³］超であれば、特性不良であった。

特記すべきことは、介在物径０．１μｍ（＝１００ｎｍ）以上の介在物の個数密度が１×１０⁹［個／ｍｍ³］以下であったサンプルにも、多数の１００ｎｍ未満の介在物が検知されたことであり、介在物径１００ｎｍ未満、特に、介在物径５０ｎｍ未満の微細な介在物が結晶粒成長の主たる阻害要因であり、ひいては、鉄損の悪化を引き起こす原因であることを特定できた。

なお、以上の結果は、歪取り焼鈍を７５０℃×１．５時間行った場合であり、一般的に行われている歪取り焼鈍７５０℃×２時間より短時間で行った結果であるが、従来レベルの歪取り焼鈍を行った場合には、微細介在物のピン止め作用による結晶粒成長差がより顕著化するので、以上述べた結晶粒成長性ならびに鉄損の適不適が、一層明確になることは言うまでもない。

以上により、従来知見を参考にして介在物径１００ｎｍ以上の介在物の個数密度を特定するだけでは、必ずしも望ましい製品特性が得られないことが判明した。さらに、径１００ｎｍ未満の介在物個数密度を特定することによって、好ましい製品特性が得られることと、径５０ｎｍ未満の介在物個数密度を特定することによって、さらに良好な製品特性を得られることが今回明らかとなった。

なお、本発明では、鋼板中の介在物のサイズおよび個数密度が、本発明の範囲を満足していれば、良好な製品特性が発揮されるので、鋼を構成する成分は、特に限定されるものではない。

ここで、介在物調査方法の一例を説明する。サンプルである製品板を表面から適宜厚さにまで研磨して鏡面とし、後述のエッチングを施した後にレプリカを採取し、レプリカに転写された介在物をフィールドエミッション型透過電子顕微鏡により観察した。この場合、レプリカでなく薄膜を作成して観察してもよい。

介在物の径と個数密度は一定観察面積中の介在物を全て計測して評価し、また、介在物の組成は、エネルギー分散型エックス線分析装置ならびにディフラクションパターン解析により決定した。

介在物の最小サイズに関しては、介在物の格子定数が数オングストローム程度であるので、それ以下のサイズは存在し得ないのは明白であるが、安定的に存在する介在物核の径の下限値は、およそ５ｎｍ程度であるので、そのレベルまで観察できる方法（例えば倍率など）を選択すればよい。

エッチング方法は、例えば、黒沢らの方法（黒沢文夫、田口 勇、松本龍太郎：日本金属学会誌、４３（１９７９），ｐ．１０６８）により、非水溶溶媒液中でサンプルを電解腐食し、介在物を残したまま鋼のみ溶解させて、介在物を抽出した。

このような方法により、前述の様なＴｉを含有する鋼の、製品中の微細介在物の組成を調査した結果、径１００ｎｍ未満の介在物のうち、主たるもの（個数にして５０％以下）は、ＴｉＮ、ＴｉＳ、または、ＴｉＣなどのＴｉ化合物であることが判明した。

これについて、以下に説明する。電磁鋼において、ＴｉＮ、ＴｉＳ、および、ＴｉＣの生成開始温度は、それぞれ、１２００〜１３００℃、１０００〜１１００℃、および、７００〜８００℃の範囲内にあることが、別途検討により明らかである。

すなわち、ＴｉＮは、スラブ等鋳造後の冷却過程で生成し、ＴｉＳおよびＴｉＣは、スラブ等鋳造後の冷却過程で生成した後、常法の焼鈍工程にて融解し、その後の冷却により再生成する。

この時、鋼中でのＴｉの拡散移動速度が、それぞれの生成開始温度領域において、他の金属元素に比して数分の一程度に遅いため、Ｔｉ化合物は、他の介在物に比して充分に成長しきれず、Ｔｉ化合物は、介在物径１００ｎｍ以上になり得ず、介在物径１００ｎｍ未満、あるいは場合により、介在物径５０ｎｍ未満の微細となる。

なお、介在物径がより微細なほうが、介在物の個数密度が必然的に増えるので、結晶粒成長をより強く阻害することは、前述の通り自明である。

しかし、電磁鋼における結晶粒成長を特により強く阻害する主たる介在物が、介在物径１００ｎｍ未満の微細介在物であり、これらの個数密度を限定することにより、結晶粒成長、ひいては、鉄損が著しく改善されること、そして、これら介在物径１００ｎｍ未満の介在物の多くが、ＴｉＮ、ＴｉＳ、または、ＴｉＣなどのＴｉ化合物であることは、本発明により初めて開示された知見である。

なお、Ｔｉは、製造工程において微量の混入を防ぐことが、通常、困難である。すなわち、通常の製鋼工程では、電磁鋼以外にもＴｉを相当量含有する鋼種も製造されるので、耐火物への付着鋼や付着スラグから、電磁鋼には不可避的にＴｉが混入することがある。

あるいは、電磁鋼のみの製造においても、例えば、Ｓｉの成分調整に用いるフェロシリコン合金からの混入や、あるいは、スラグと溶鋼が反応してスラグ内の酸化チタンが還元されて、鋼中に金属Ｔｉが覆するなどにより、鋼中にＴｉが混入することがある。

従来、不可避的に微量混入するＴｉが結晶粒成長を阻害することは知られていたが、本発明者による調査によって、不可避的に混入するＴｉを許容し、さらには、好ましいＴｉ範囲になるように積極的な添加によってＴｉ量をコントロールすることにより、結晶粒成長性のより良い無方向性電磁鋼板を得ることが可能であることが判明した。

以下に、介在物への鋼成分の影響について、より詳細に検討した内容を説明する。

Ｔｉ化合物のうちＴｉＳを無害化するにあたりＲＥＭを用いる技術、すなわち、ＲＥＭ添加によりＳを固定して硫化物系介在物を減少させる技術は、従来から知られている。

ここで、ＲＥＭとは、原子番号が５７のランタンから７１のルテシウムまでの１５元素に原子番号が２１のスカンジウムと原子番号が３９のイットリウムを加えた合計１７元素の総称である。

本発明者が、ＲＥＭ添加により起こる現象を仔細に検討した結果、ＲＥＭがオキシサルファイドないしサルファイドとしてＳを固定することにより、微細なＴｉＳの生成を抑制できるのみならず、ＲＥＭオキシサルファイドないしＲＥＭサルファイド上にＴｉＮが複合して析出することによってＴｉを無害化できる適正な成分範囲を見出すに至った。

すなわち、電磁鋼において、ＴｉＮとＡｌＮの生成開始温度は近いが、量的には圧倒的にＡｌが優勢なので、ＡｌＮの生成開始温度が僅かでもＴｉＮの生成開始温度を上回る場合には、鋼中のＮはＡｌと優先的に結合してＡｌＮの生成に消費され、Ａｌに比べて量的に僅少なＴｉとＮが結合するチャンスが著しく少なくなる。

しかしながら、ＴｉＮが生成する条件下であるためＴｉＮは生成するが、Ｎ量が不十分なために充分に成長できず、また、ＲＥＭオキシサルファイドないしＲＥＭサルファイド上で成長するチャンスを奪われるため、その結果、ＴｉＮは、単独で微細に生成することとなるのである。

よって、微細ＴｉＮの生成を左右する要件は、ＴｉＮの生成温度がＡｌＮの生成温度を上回ることであり、これは、溶解度積によって決定される。

すなわち、［Ｔｉ］でＴｉの質量％、［Ｎ］でＮの質量％、［Ａｌ］でＡｌの質量％を表した場合、ＴｉＮならびにＡｌＮの生成温度は、それぞれ、［Ｔｉ］×［Ｎ］、［Ａｌ］×［Ｎ］に応じたものとなる。

本発明者は、鋭意検討の結果、ＲＥＭ量が０．０００３〜０．０５質量％の範囲内にある場合において、成分値が下記（１）式を満たす場合に、ＲＥＭオキシサルファイドないしＲＥＭサルファイドによって、ＴｉＮとしてＴｉが固定され、微細ＴｉＮの生成が抑制されることを見出した。

ｌｏｇ（［Ｔｉ］×［Ｎ］）−１．１９×ｌｏｇ（［Ａｌ］×［Ｎ］）
＋１．８４＞０ ・・・（１）
但し、［Ｔｉ］はＴｉの質量％、［Ｎ］はＮの質量％、［Ａｌ］はＡｌの質量％を示す。

これにより、鋼板内に含まれる球相当径１００ｎｍ未満の介在物の個数密度を１×１０¹⁰［個／ｍｍ³］以下、または、鋼板内に含まれる球相当径５０ｎｍ未満の介在物の個数密度を２．５×１０⁹［個／ｍｍ³］以下とすることができ、そのため、同一の焼鈍条件でも結晶粒成長がより良く、よって、焼鈍を短時間化できる無方向性電磁鋼板を提供することが可能となった。

特に、歪取り焼鈍において、低温短時間で良好な鉄損が得られるようになった。また、従来の一般的な歪取り焼鈍条件である７５０℃×２時間の焼鈍により、更なる低鉄損が得られるようになった。

以下に、具体的に、表２を用いて説明する。

Ｎｏ．１１は、質量％で、Ｃ：０．００２４％、Ｓｉ：２．１％、Ａｌ：０．３２％、Ｍｎ：０．２％、Ｓ：０．００２５％、Ｔｉ：０．００１６％、Ｎ：０．００１９％、ＲＥＭ：０．００４５％を含有した鋼である。

また、Ｎｏ．１２からＮｏ．２０は、質量％で、Ｃ：０．００２４％、Ｓｉ：２．１％、Ｍｎ：０．２％、Ｓ：０．００２５％、Ｐ：０．０２％、Ｃｕ：０．０１％を含有し、さらに、Ａｌ、Ｔｉ、ＮおよびＲＥＭの含有量を、表２に示すとおりに種々変更した鋼である。

これらの鋼を連続鋳造し、熱間圧延し、熱延板焼鈍し、厚さ０．５０ｍｍに冷間圧延し、８５０℃×３０秒の仕上げ焼鈍を施し、絶縁皮膜を塗布して製品板を作成した。このときの製品板の結晶粒径は、いずれも、３０〜３３μｍの範囲内にあった。

次に、これら製品板に、従来一般的に行われるより短時間の７５０℃×１．５時間の歪取り焼鈍を施した。その後に、結晶粒径ならびに磁気特性の調査を行った。結果を表２、ならびに、図３および図４に示す。

Ｎｏ．１１からＮｏ．１４に示すように、製品成分値が適正であり、介在物量が本発明の範囲内にある場合には、歪取り焼鈍を施した後の結晶粒径は６７〜７１μｍと粒成長し、また、磁気特性（鉄損：Ｗ１５／５０）は２．７［Ｗ／ｋｇ］以下と良好であった。

この製品板中の介在物の径、個数密度ならびに組成を、前述の方法により調査した結果、Ｎｏ．１１には、径１００ｎｍ未満のＭｎＳが０．６×１０¹⁰［個／ｍｍ³］存在し、Ｎｏ．１２からＮｏ．１４には、径１００ｎｍ未満のＣｕ₂Ｓが０．３〜０．５×１０¹⁰［個／ｍｍ³］存在し、いずれも、１．０×１０¹⁰［個／ｍｍ³］以下であった。また、製品中には、径が０．２［μｍ］〜２．０［μｍ］のＲＥＭオキシサルファイドならびにＲＥＭサルファイドが見られた。

図３に、ＲＥＭオキシサルファイドの一例を示す。図３に示すように、含ＲＥＭ介在物の周辺にはＴｉＮが複合析出し粗大化しているのが見られた。

このように、鋼中のＲＥＭがオキシサルファイドないしＲＥＭサルファイドを形成してＳを固定することにより、微細サルファイドの生成が防止または抑制され、さらに、ＲＥＭオキシサルファイドないしＲＥＭサルファイド上に、径数十ｎｍ超のＴｉＮが複合析出して、Ｔｉが固定されたことにより、微細な含Ｔｉ介在物の生成が防止されたことが明らかとなった。

Ｎｏ．１５は、ＲＥＭ量が０．０００３〜０．０５質量％の範囲内にあるものの、Ｔｉ量が０．０２質量％を超えており、この製品板中には、径１００ｎｍ未満のＴｉＳが２．５×１０¹⁰［個／ｍｍ³］認められ、これにより、結晶粒成長が阻害され、歪取り焼鈍を施した後の結晶粒径は３５［μｍ］に留まり、Ｗ１５／５０値は３．０６［Ｗ／ｋｇ］と不良であった。

この場合、径１００ｎｍ超の介在物としては、ＴｉＮが付随したＲＥＭオキシサルファイドならびにＲＥＭサルファイドが観察されたので、前述のように、Ｔｉの無害化効果が発生した状態であったものの、Ｔｉ過多のために、ＲＥＭオキシサルファイドないしＲＥＭサルファイドに固定しきれず、鋼中にＴｉが残留した。この鋼中Ｔｉにより、熱延工程以降の温度履歴にて、ＴｉＣが相当量生成した。よって、Ｔｉ量の上限は０．０２質量％が好ましい。

Ｎｏ．１６、Ｎｏ．１７、Ｎｏ．１８は、ＲＥＭ量が０．０００３〜０．０５質量％の範囲内にあり、かつ、Ｔｉ量が０．０２質量％以下であるものの、成分値が、前述の評価式（１）で規定される範囲から外れており、この製品板中には、径１００ｎｍ超の介在物としてＡｌＮが観察された。

また、径１００ｎｍ未満のＴｉＮが１．６〜１．８×１０¹⁰［個／ｍｍ³］認められた。これにより、歪取り焼鈍を施した後の結晶粒径は３８〜４１［μｍ］であり、Ｗ１５／５０が２．７６〜２．８３［Ｗ／ｋｇ］と不良であった。

次に、図４に、前記（１）式の左辺の値と、介在物径１００ｎｍ未満の微細ＴｉＮの有無との関係を示す。図中明らかなように、前記（１）式が満たされる場合には、微細ＴｉＮが抑制されることが判る。

また、図５に、前記（１）式の左辺の値と、焼鈍後の結晶粒径ならびに鉄損値との関係を示す。図中明らかなように、前記（１）式が満たされる場合には、結晶粒成長性が良く、かつ、鉄損値が良好であることが判る。

ここで特記すべきは、Ｎｏ．１７およびＮｏ．１８に示すように、Ｔｉ量が少ない場合に、却って微細ＴｉＮが生成する場合があることである。これは前記（１）式からも示唆されるとおり、Ｔｉ量が過少な場合には、ＡｌＮの生成がより優先されるからである。

従来知見によると、Ｔｉ量は極力少ないほうが好ましいので、多大な労力を払ってでも、鋼中へのＴｉの混入防止が必要とされていたが、本発明によると、低Ｔｉ化に対する多大な労力を必要とせず、場合によっては積極的にＴｉを添加して、不可避的に混入するＴｉ量よりも鋼中のＴｉ量を高めるアクションを取る。

これにより、ＲＥＭオキシサルファイド上またはＲＥＭサルファイド上にＴｉＮが複合生成して、Ｔｉが固定されるため、熱延以降の熱履歴でＴｉＮが再溶解し、単独で微細に再析出することがなくなる。このため、熱延スケジュールの設定自由度が増す上に、良好な製品特性を得ることが可能となる。

すなわち、粒成長性良く鉄損に優れた電磁鋼板を得るために、上記に述べたＴｉ量の好適範囲となるように、積極的なＴｉ添加により制御を行う点や、または、Ｔｉ混入を抑制する場合にはＴｉ混入量の制限を緩和できる点で、本発明の技術は、従来の技術と決定的に異なっている。

さらに、また、ＴｉＮの生成開始温度が、ＡｌＮの生成開始温度をより確実に上回る条件であれば、微細ＴｉＮの生成をより安定的に抑制することが可能となる。上記のＴｉＮとＡｌＮの生成開始温度の差として、約１０℃程度以上を目安としている。

これを達成するための条件は、Ｔｉ、Ｎ、Ａｌの各質量％値が、下記（２）式を満たせばよいことを、本発明者は併せて見出した。

ｌｏｇ（［Ｔｉ］×［Ｎ］）−１．１９×ｌｏｇ（［Ａｌ］×［Ｎ］）
＋１．７０＞０ ・・・（２）
但し、［Ｔｉ］はＴｉの質量％、［Ｎ］はＮの質量％、［Ａｌ］はＡｌの質量％を示す。

あるいは、また、ＴｉＮとＡｌＮの生成開始温度の差が約１５℃以上であれば、ＴｉＮの生成開始温度が、ＡｌＮの生成開始温度をさらに確実に上回り、微細ＴｉＮの生成を、さらに安定的に抑制することが可能となるため、さらに好ましい。

これを達成するための条件は、Ｔｉ、Ｎ、Ａｌの各質量％値が、下記（３）式を満たせばよいことを、本発明者は併せて見出した。

ｌｏｇ（［Ｔｉ］×［Ｎ］）−１．１９×ｌｏｇ（［Ａｌ］×［Ｎ］）
＋１．５８＞０ ・・・（３）
但し、［Ｔｉ］はＴｉの質量％、［Ｎ］はＮの質量％、［Ａｌ］はＡｌの質量％を示す。

あるいは、また、ＴｉＮとＡｌＮの生成開始温度の差が約２０℃以上であれば、ＴｉＮの生成開始温度が、ＡｌＮの生成開始温度を一層確実に上回り、微細ＴｉＮの生成を、一層安定的に抑制することが可能となるため、一層好ましい。

これを達成するための条件は、Ｔｉ、Ｎ、Ａｌの各質量％値が、下記（４）式を満たせばよいことを、本発明者は併せて見出した。

ｌｏｇ（［Ｔｉ］×［Ｎ］）−１．１９×ｌｏｇ（［Ａｌ］×［Ｎ］）
＋１．４９＞０ ・・・（４）
但し、［Ｔｉ］はＴｉの質量％、［Ｎ］はＮの質量％、［Ａｌ］はＡｌの質量％を示す。

さらに好ましくは、Ｔｉ、Ｎ、Ａｌの各質量％値が、下記（５）式を満たせばよいことを、本発明者は併せて見出した。

ｌｏｇ（［Ｔｉ］×［Ｎ］）−１．１９×ｌｏｇ（［Ａｌ］×［Ｎ］）
＋１．３５＞０ ・・・（５）
但し、［Ｔｉ］はＴｉの質量％、［Ｎ］はＮの質量％、［Ａｌ］はＡｌの質量％を示す。

ところで、Ｎｏ．１９はＲＥＭを全く含有せず、また、Ｎｏ．２０はＲＥＭ量が０．０００２質量％であり、いずれも０．０００３質量％に満たなかった。この製品板中の介在物を、前述の方法により調査した結果、微細なＴｉＳが２．３〜２．９×１０¹⁰［個／ｍｍ³］存在していた。よって、この場合には、ＲＥＭによるＳの固定が不十分であったことが判る。

これらの焼鈍後の結晶粒径は３３〜３６［μｍ］に留まって粒成長せず、また、Ｗ１５／５０値は３．０［Ｗ／ｋｇ］前後と不良であった。

ところで、以上の結果は、歪取り焼鈍を従来一般的に行われているより短時間で行った結果であるが、従来レベルの歪取り焼鈍を行った場合には、微細介在物のピン止め作用による結晶粒成長差がより顕著化するので、以上述べた結晶粒成長性、ならびに、鉄損の適不適が一層明確になることは言うまでもない。

次に、本発明における成分組成の好ましい含有量の限定理由について説明する。

［Ｃ］：Ｃは、磁気特性に有害となるばかりか、Ｃの析出による磁気時効が著しくなるので、上限を０．０１質量％とした。下限は０質量％を含む。

［Ｓｉ］：Ｓｉは、鉄損を減少させる元素である。Ｓｉが、下限の０．１質量％より少ないと、鉄損が悪化する。なお、鉄損をさらに減少させる観点から、好ましい下限は０．３質量％、より好ましくは０．７質量％、さらに好ましくは１．０質量％である。

また、Ｓｉが、上限の７．０質量％を超えると、加工性が著しく不良となるため、上限を７．０質量％とした。なお、上限としてより好ましい値は、冷延性がより良好な４．０質量％であり、さらに好ましい値は３．０質量％であり、一層好ましい値は２．５質量％である。

［Ａｌ］：Ａｌは、Ｓｉ同様に鉄損を減少させる元素である。Ａｌが、下限の０．１質量％未満では、鉄損が悪化し、上限の３．０質量％を超えると、コストの増加が著しい。Ａｌの下限は、鉄損の観点から、好ましくは０．２質量％、より好ましくは０．３質量％、さらに好ましくは０．６質量％とする。

［Ｍｎ］：Ｍｎは、鋼板の硬度を増加させ、打抜性を改善するために、０．１質量％以上添加する。なお、上限の２．０質量％は経済的理由によるものである。

［Ｓ］：Ｓは、ＭｎＳやＴｉＳ等の硫化物となり、粒成長性を悪化させ、鉄損を悪化させる。本発明により、ＲＥＭ介在物として固定されるものの、その実用上の上限として０．００５質量％、より好ましくは０．００３質量％とした。下限は０質量％を含む。

［Ｎ］：Ｎは、ＡｌＮやＴｉＮなどの窒化物となり鉄損を悪化させる。本発明によって、ＲＥＭ介在物にＴｉＮとして固定されるものの、その実用上の上限として、０．００５質量％とした。なお、上記の理由により、上限として、好ましくは０．００３質量％、より好ましくは０．００２５質量％、さらに好ましくは０．００２質量％である。

また、前記の理由により、Ｎは、できる限り少ないほうが好ましいが、０質量％に限りなく近づけるには、工業的な制約が大きいため、下限を０質量％超とする。なお、実用上の下限として０．００１質量％を目安とし、０．０００５質量％まで下げると、窒化物が抑制されてより好ましく、０．０００１質量％まで下げると、さらに好ましい。

［Ｔｉ］：Ｔｉは、ＴｉＮ、ＴｉＳなどの微細介在物を生成し、粒成長性を悪化させ、鉄損を悪化させる。本発明により、ＲＥＭ介在物にＴｉＮとして固定されるものの、その実用上の上限として０．０２質量％とした。なお、上記の理由により、上限として、好ましくは０．０１質量％、より好ましくは０．００５質量％である。

なお、前述の通り、下限は０質量％超である。但し、Ｔｉ量が過少な場合には、ＲＥＭ介在物への固定効果が発揮されない。

Ｔｉ量が０．００１２質量％を超えれば、ＲＥＭ介在物への固定効果が発揮されて好ましく、さらに０．００１５質量％を超えれば、固定効果が強化されて好ましく、さらに０．００２質量％以上であれば、なお好ましく、さらに０．００２５質量％以上であれば、一層好ましい。

［ＲＥＭ］：ＲＥＭは、オキシサルファイドないしサルファイドを形成してＳを固定し、微細サルファイドの生成を防止または抑制する。また、ＴｉＮの複合生成サイトとなり、Ｔｉの固定効果を発揮する。

下限値の０．０００３質量％未満の場合は、上記効果が充分でなく、また、上限値の０．０５質量％を超えると、含ＲＥＭ介在物により結晶粒成長が阻害されるため、０．０００３質量％以上０．０５質量％以下を適正範囲とした。

また、ＲＥＭの元素であれば、１種だけ用いても、あるいは、２種以上の元素を組み合わせて用いても、本発明の範囲内であれば、上記効果は発揮される。

なお、Ｓを固定する効果は、ＲＥＭ量に比例して高まるため、ＲＥＭの下限値としては、０．００１質量％が好ましく、０．００２質量％がより好ましく、０．００２５質量％がさらに好ましく、０．００３質量％が一層好ましい。

また、前述の通り、ＲＥＭオキシサルファイドないしＲＥＭサルファイド上にＴｉＮが生成し成長することによって、Ｔｉが固定されるので、Ｔｉ量に対するＲＥＭ量が多い程、ＴｉＮ生成サイトとしてのＲＥＭオキシサルファイド、ないし、ＲＥＭサルファイドが増えるため、上記効果が促進されるのは自明である。

実用的には、Ｔｉ量に対するＲＥＭ量の比率、すなわち、［ＲＥＭ］／［Ｔｉ］値が０．２５を超えれば所用に足るが、［ＲＥＭ］／［Ｔｉ］値が０．５を超えれば、上記効果が促進されて好ましく、さらに、［ＲＥＭ］／［Ｔｉ］値が１．０を超えれば、さらに好ましく、さらに、［ＲＥＭ］／［Ｔｉ］値が１．２５を超えれば、一層好ましい。

以上、述べてきた成分以外の元素で、本発明の鋼の効果を大きくさまたげるものでなければ、含有していてもよく、本発明の範囲とする。

以下に、選択元素について説明する。なお、これらの含有量の下限値は、微量でも含有されていればよいため、すべて０質量％超とする。

［Ｐ］：Ｐは、材料の強度を高め、加工性を改善する。但し、過剰な場合は冷延性を損ねるため、０．１質量％以下が好ましい。

［Ｃｕ］：Ｃｕは、耐食性を向上させ、また、固有抵抗を高めて鉄損を改善する。但し、過剰な場合は、製品板の表面にヘゲ疵などが発生して表面品位を損ねるため、０．５質量％以下が好ましい。

［Ｃａ］および［Ｍｇ］：ＣａおよびＭｇは、脱硫元素であり、鋼中のＳと反応してサルファイドを形成し、Ｓを固定する。しかし、ＲＥＭと異なり、ＴｉＮを複合して析出させる効果は小さい。添加量を多くすれば、脱硫効果が強化されるが、上限の０．０５質量％を超えると、過剰なＣａおよびＭｇのサルファイドにより粒成長が妨げられる。よって、０．０５質量％以下が好ましい。

［Ｃｒ］：Ｃｒは、耐食性を向上させ、また、固有抵抗を高めて鉄損を改善する。但し、過剰な添加はコスト高となるため、２０質量％を上限とした。

［Ｎｉ］：Ｎｉは、磁気特性に有利な集合組織を発達させ、鉄損を改善する。但し、過剰な添加はコスト高となるため、１．０質量％を上限とした。

［Ｓｎ］および［Ｓｂ］：ＳｎまたはＳｂは、偏析元素であり、磁気特性を悪化させる（１１１）面の集合組織を阻害し、磁気特性を改善する。これらは、１種だけ用いても、あるいは、２種を組み合わせて用いても、上記効果を発揮する。但し、０．３質量％を超えると冷延性が悪化するため、０．３質量％を上限とした。

［Ｚｒ］：Ｚｒは、微量でも結晶粒成長を阻害し、歪取り焼鈍後の鉄損を悪化させる。よって、できる限り低減して、０．０１質量％以下とすることが好ましい。

［Ｖ］：Ｖは、窒化物あるいは炭化物を形成し、磁壁移動や結晶粒成長を阻害する。このため、０．０１質量％以下とすることが好ましい。

［Ｏ］：Ｏは、０．００５質量％より多く含有されると、酸化物が多数生成し、この酸化物によって、磁壁移動や結晶粒成長が阻害される。よって、０．００５質量％以下とすることが好ましい。

［Ｂ］：Ｂは、粒界偏析元素であり、また、窒化物を形成する。この窒化物によって粒界移動が妨げられ、鉄損が悪化する。よって、できる限り低減して、０．００５質量％以下とすることが好ましい。

以上の他にも、公知の元素を添加することが可能であり、例えば、磁気特性を改善する元素として、Ｂｉ、Ｇｅなどを用いることができ、これらを、所用の磁気特性に応じて、適宜選択すればよい。

次に、本発明における好ましい製造条件ならびにその規定理由について説明する。

まず、製鋼段階において、転炉や２次精錬炉などの常法により精錬する際、スラグの酸化度、すなわち、スラグ中のＦｅＯ＋ＭｎＯの質量比を１．０〜３．０％の範囲内とすることが好ましい。

この理由は、スラグの酸化度が１．０％未満であれば、電磁鋼のＳｉ範囲内では、Ｓｉの影響によりＴｉの活量が上がるため、スラグからの覆Ｔｉを有効に防止し難く、鋼中のＴｉ量が不必要に上がり、また、スラグの酸化度が３．０％超であれば、スラグからの酸素供給によって、溶鋼中のＲＥＭが不必要に酸化されて含硫化物とならず、鋼中Ｓの固定が不十分となるからである。

さらに、炉材耐火物などを吟味して外来性の酸化源を極力排除することも重要である。さらに、また、ＲＥＭ添加時に、不可避的に生成するＲＥＭオキサイドの浮上に足る時間を確保するため、ＲＥＭ添加から鋳造までの時間を１０分以上おくことが好ましい。以上述べた対策によって、狙い通りの組成範囲内の鋼を製造することが可能となる。

上記のような方法によって、所望の組成範囲内の溶鋼を溶製した後、連続鋳造、ないし、インゴット鋳造により、スラブ等の鋳片を鋳造する。

その際に、鋼中のＲＥＭオキシサルファイドないしＲＥＭサルファイドにＴｉＮが複合生成するが、鋳片の冷却を不必要に早めないことが、複合生成するＴｉＮの成長に足る時間を確保する観点から重要であり、ひいては、本発明に規定する大きさの介在物の個数密度を得るために肝要である。

すなわち、ＴｉＮの生成開始温度である１２００℃以上１３００℃以下の温度範囲に存在する時間を、適正に調整することが重要である。

ここで付記すべきことは、所望の組成範囲内の鋼が、高温状態からＴｉＮの生成開始温度に初めて到達した時に、ＴｉＮが初めて生成するが、その際に、１２００℃以上１３００℃以下の温度範囲を速やかに通過すると、含ＲＥＭ介在物に付随して生成したＴｉＮが十分に成長できず、固定が不十分となる。

そして、一旦、固定し損ねると、Ｔｉは、ＴｉＳやＴｉＣなどのＴｉＮより低温で生成する介在物となり、後工程の熱処理によって再溶解し再析出して微細な介在物となる。したがって、前記の温度範囲を最初に通過する際の温度コントロールが重要である。

なお、最適な温度パターンは、製造する成分によって種々異なるのであるが、ＴｉＮの生成開始温度である１２００℃以上１３００℃以下の範囲において、少なくとも１分以上、好ましくは５分以上、より好ましくは２０分以上の時間を経ることが重要である。鋼の温度の測定方法としては、放射温度計等を用いる測定や、伝熱計算による計算解析が適用できる。

前記の表２において、Ｎｏ．１１ならびにＮｏ．１２は、１２００℃以上１３００℃以下の温度範囲を１分以上２０分未満で経過させたものであるが、Ｎｏ．１３ならびにＮｏ．１４は、さらに数倍の時間にわたり、緩冷却となるべく温度パターンを調節したものであり、歪取り焼鈍後の結晶粒径ならびに鉄損値が、さらに改善されているのがわかる。

このとき、別途調査により、径１００ｎｍよりさらに微細な径５０ｎｍ未満の介在物を調査した結果、Ｎｏ．１３ならびにＮｏ．１４の製品中に含まれる径５０ｎｍ未満の介在物の個数密度は、それぞれ、２．１×１０⁹［個／ｍｍ³］、ならびに、２．３×１０⁹［個／ｍｍ³］であって、２．５×１０⁹［個／ｍｍ³］以下であった。

すなわち、１２００℃以上１３００℃以下の温度範囲に存在する時間をより長時間化すると、前記のＴｉ固定効果がより顕著になって、５０ｎｍ未満の微細な介在物の個数密度がより減少するため、製品特性がより向上することが明らかであった。

なお、上記の１２００℃以上１３００℃以下の温度範囲に存在する時間は一例であり、これに限定されるものではない。

１２００℃以上１３００℃以下の範囲に存在する時間を調整する方法は、鋳造設備により様々であるが、鋳片を保温する設備を用いればよいのはもちろん、保温設備がなくとも、例えば、冷却水量密度の調整、あるいは、鋳造サイズおよび鋳造速度の調整などによっても達成できる。

この後、さらに、熱間圧延し、必要に応じて熱延板焼鈍し、一回または中間焼鈍を挟む二回以上の冷間圧延により製品厚に仕上げ、次いで、仕上げ焼鈍し、絶縁皮膜を塗布する。以上述べた方法により、製品板中の介在物を、本発明の範囲内に制御することが可能となる。

質量％で、Ｃ：０．００２４％、Ｓｉ：２．１％、Ｍｎ：０．２％、Ｓ：０．００２５％を含有し、かつ、表２に示す成分を含有する鋼、ならびに、さらに、Ｐ：０．０２％、Ｃｕ：０．０１％を含む鋼を、それぞれ溶解精錬し、スラブを連続鋳造し、その際に、スラブの温度が１３００℃から１２００℃に低下する時間を３分に調整し、その後に、熱間圧延、熱延板焼鈍、冷間圧延を経て板厚０．５ｍｍの冷延板を製造した。

次いで、８５０℃×３０秒の仕上げ焼鈍を施し、絶縁皮膜を塗布して製品板を製造し、さらに、７５０℃×１．５時間の歪取り焼鈍を施した後に、製品板中の介在物調査、結晶粒径調査ならびに２５ｃｍエプスタイン法による磁気特性調査を行った。

介在物調査は、前述の要領で行い、結晶粒径は、板厚断面を鏡面研磨し、ナイタールエッチングを施して結晶粒を現出させて、平均結晶粒径を測定した。

前記の表２から明らかなように、本発明に準拠する製品板は、結晶粒成長ならびに鉄損値に関して良好な結果が得られた。一方、本発明の範囲外の製品板は、結晶粒成長ならびに鉄損値が劣る結果が得られた。

以上説明したとおり、本発明によれば、無方向性電磁鋼板中に内包される微細な介在物のサイズと個数密度を適正範囲内にすることにより、簡易な焼鈍でも充分良好な磁気特性が得られ、特に、簡易な歪取り焼鈍でも充分良好な磁気特性を得ることが可能となり、需要家のニーズを満たしつつ省エネに貢献できる。よって、本発明は、産業上の利用可能性の大きいものである。

鋼中における径１００ｎｍ未満の介在物の存在密度に対する、焼鈍後の結晶粒径ならびに鉄損値との関係を示す図である。 鋼中における径５０ｎｍ未満の介在物の存在密度に対する、焼鈍後の結晶粒径ならびに鉄損値との関係を示す図である。 ＲＥＭオキシサルファイドの周辺にＴｉＮが複合した介在物を示す図である。 成分値と前記（１）式により計算される指標と製品中の微細ＴｉＮの存在との関係を示す図である。 成分値と前記（１）式により計算される指標と、焼鈍後の結晶粒径ならびに鉄損値との関係を示す図である。

Claims (6)

1. 鋼板内に含まれる球相当径１００ｎｍ未満の介在物の個数密度が１×１０¹⁰［個／ｍｍ³］以下であることを特徴とする鉄損に優れた無方向性電磁鋼板。
2. 鋼板内に含まれる球相当径５０ｎｍ未満の介在物の個数密度が２．５×１０⁹［個／ｍｍ³］以下であることを特徴とする鉄損に優れた無方向性電磁鋼板。
3. 質量％で、Ｃ：０．０１％以下、Ｓｉ：０．１％以上７．０％以下、Ａｌ：０．１％以上３．０％以下、Ｍｎ：０．１％以上２．０％以下、ＲＥＭ：０．０００３％以上０．０５％以下、Ｔｉ：０．０２％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｎ：０．００５％以下を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、かつ、［Ａｌ］で示されたＡｌの質量％、［Ｎ］で示されたＮの質量％、および、［Ｔｉ］で示されたＴｉの質量％が、下記（１）式を満たすことを特徴とする請求項１または２に記載の鉄損に優れた無方向性電磁鋼板。
   ｌｏｇ（［Ｔｉ］×［Ｎ］）−１．１９×ｌｏｇ（［Ａｌ］×［Ｎ］）
   ＋１．８４＞０ ・・・（１）
4. 前記鋼板が、さらに、質量％で、Ｐ：０．１％以下、Ｃｕ：０．５％以下、ＣａまたはＭｇ：０．０５％以下、Ｃｒ：２０％以下、Ｎｉ：１．０％以下、ＳｎおよびＳｂの一種または二種の合計：０．３％以下、Ｚｒ：０．０１％以下、Ｖ：０．０１％以下、Ｏ：０．００５％以下、Ｂ：０．００５％以下の一種以上を含有することを特徴とする請求項３に記載の鉄損に優れた無方向性電磁鋼板。
5. 質量％で、Ｃ：０．０１％以下、Ｓｉ：０．１％以上７．０％以下、Ａｌ：０．１％以上３．０％以下、Ｍｎ：０．１％以上２．０％以下、ＲＥＭ：０．０００３％以上０．０５％以下、Ｔｉ：０．０２％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｎ：０．００５％以下を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、かつ、［Ａｌ］で示されたＡｌの質量％、［Ｎ］で示されたＮの質量％、および、［Ｔｉ］で示されたＴｉの質量％が、下記（１）式を満たす鋼を、１２００℃以上１３００℃以下の温度範囲に１分間以上経過させることを特徴とする鉄損に優れた無方向性電磁鋼板の製造方法。
   ｌｏｇ（［Ｔｉ］×［Ｎ］）−１．１９×ｌｏｇ（［Ａｌ］×［Ｎ］）
   ＋１．８４＞０ ・・・（１）
6. 前記鋼が、さらに、質量％で、Ｐ：０．１％以下、Ｃｕ：０．５％以下、ＣａまたはＭｇ：０．０５％以下、Ｃｒ：２０％以下、Ｎｉ：１．０％以下、ＳｎおよびＳｂの一種または二種の合計：０．３％以下、Ｚｒ：０．０１％以下、Ｖ：０．０１％以下、Ｏ：０．００５％以下、Ｂ：０．００５％以下の一種以上を含有することを特徴とする請求項５に記載の鉄損に優れた無方向性電磁鋼板の製造方法。