JP2019507245A - 無方向性電磁鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

本発明の無方向性電磁鋼板は、重量％で、Ｓｉ：１．０％〜４．０％、Ａｌ：０．００１％〜０．０１％、Ｓ：０．００２％〜０．００９％、Ｍｎ：０．０１％〜０．３％、Ｎ：０．００１％〜０．００４％、Ｃ：０．００４％以下（０％を除く）、Ｔｉ：０．００３％以下（０％を除く）、Ｃｕ：０．００５％〜０．０７％、ＳｎまたはＰをそれぞれ単独またはこれらの合計量で０．０５％〜０．２％並びに、残部はＦｅおよび不純物を含むことを特徴とする。【選択図】図１

Description

本発明は、無方向性電磁鋼板およびその製造方法に関する。

無方向性電磁鋼板の不純物を低減することは、鉄心における電力損失を減少させる最も主な技術の一つであるが、製造原価が高くなり、使用される原料が限られる問題があった。このうち、Ｃ、Ｎ、Ｔｉ、Ｓなどの元素は、鋼中でＡｌ、Ｍｎ、Ｃｕなど比抵抗のために添加される元素と結合して析出物を形成し、磁化時の磁壁移動を妨げる微細析出物になるため、特に磁壁移動が多い高周波での鉄損に悪影響を及ぼす。また、微細析出物は焼鈍時の結晶成長を妨げて、適正な結晶粒確保のために冷延板焼鈍時の焼鈍を長時間行ったり、焼鈍温度を極めて高くしなければならないなどの問題がある。このため、製鋼における原料の選別、２次以上の精練などにより当該元素の添加を極めて少なくする方向に技術が進歩してきた。しかし、２０００年以降、鉄鋼原料価格の急騰に対応するために、電磁鋼板の製造において安価な原料による鉄鋼生産の拡大、製鋼工程時間の短縮、不純物の高い合金鉄の使用による生産費用の減少などに努めてきた。一方、全世界的なエネルギー消費減少のために高効率電動機の使用が義務づけられるにつれ、高磁束密度、低鉄損電磁鋼板、およびその製造技術と使用技術の発展が追求されてきた。このような技術開発の発展方向により、極低不純物制御技術によらない、磁性に優れた電磁鋼板の製造技術の開発の必要性が増大してきた。

無方向性電磁鋼板は、電気エネルギーを運動エネルギーに変えたり、電圧を変更したり、その他の多様なエネルギー変換に使用される素材で、これを開発するためには多様な要求特性が必要である。特に、このような特性の中でも、各国の発電所で生産される電力の周波数における低鉄損および高磁束密度特性、高速回転中のモータ効率特性改善のための高周波低鉄損特性、また、モータコア製作のための加工性特性などが求められる。加工性は、パンチング加工後のｂｕｒｒの発生やパンチング後のねじりおよび、電磁鋼板による金型の損耗率などを意味する。一般に、モータで発生する損失のうち、鋼板の磁化中に発生する誘導電流による渦電流損を低減するために鋼の比抵抗を大きくする方法が使用されるが、鋼中のＳｉ、Ａｌ、Ｍｎなど鋼の添加時に鋼の比抵抗を大きくする元素を添加する。これら元素のうち、Ｓｉが最も効果的であるため、電磁鋼板にはＳｉが多量添加され、長い間ケイ素鋼板（Ｓｉ ｓｔｅｅｌ）という名前で呼ばれたりしていた。しかし、鋼にＳｉ、Ａｌ、Ｍｎの添加により同一体積の鋼で磁化に作用するＦｅ原子の比率は小さくなるため、磁束密度は低下する。

磁束密度は、鋼中のＦｅ分率および鋼の結晶粒の配列によって決定されるが、これは、Ｆｅ原子の磁気異方性のためである。磁気異方性によってＦｅ単原子の＜１００＞軸は磁化が容易に起こるが、＜１１０＞軸および＜１１１＞軸などは磁化が難しいため、鋼内の原子の配列を磁化の方向に＜１００＞軸が平行にすると、鋼は低い磁場でも高い磁束密度を有する。この原理を利用して圧延方向に｛１１０｝面の＜１００＞軸を配向させたものが方向性電磁鋼板である。無方向性電磁鋼板は、主に回転する軸を有するモータなどに使用されるため、磁化の方向が一定でなく、＜１００＞軸の配向を定めにくいが、磁化の方向が主に板面方向であるため、板面に磁化の役に立つ＜１００＞軸を配向させるか、磁化が非常に難しい＜１１２＞軸や＜１１１＞軸を配向させない方法を用いて、低い磁場で高い磁束密度を得ることが可能である。
鋼の磁化が起こる時は各結晶粒径内の磁区が外部磁場の方向に移動または回転することにより起こるが、このような磁区移動を妨げるものが各種析出物である。したがって、析出物を形成するＣ、Ｎ、Ｓなどを極力抑制して生産して鉄損を低くする方向に技術の開発が行われた。しかし、鋼中から不純物を排除するためには、製鋼における長時間前処理によるか、高い高純度の原料を使用しなければならない問題があり、大量生産時には、製造費用の上昇をはじめとする多様なハードルが存在する。また、析出物は、鋼の再結晶を妨げたり、焼鈍時の結晶成長を抑制するなどの役割をしたりすると、加工性にも悪影響を及ぼすことが知られてきた。

この時、不可避に添加される不純物によって形成された析出物を、磁性が有害な微細析出物として存在させないために、スラブ再加熱温度を析出物の固溶温度以下にして、析出物を粗大化させることによって、磁壁移動を妨げないようにする方法が、通常の無方向性電磁鋼板の生産で活用される。特に、スラブ再加熱温度がＣ、Ｎ、Ｓなどによって形成される析出物の再固溶温度より高ければ、熱間圧延中に析出して熱間圧延性を大きく低下させるだけでなく、無方向性電磁鋼板の最終焼鈍までも影響を及ぼして焼鈍中の結晶粒成長を劣らせること、焼鈍後磁化時の磁壁移動を妨げて鉄損を増加させることなど、有害となる。
通常、無方向性電磁鋼板にＳｎ、Ｓｂ、Ｐなどの偏析元素が添加され、７００℃以上の温度で焼鈍すると、結晶粒界に偏析して結晶成長速度を遅らせる効果があり、初期再結晶集合組織を制御するのに活用可能である。しかし、このような偏析による結晶粒成長抑制効果は、フェライト内で各偏析元素であるＳｎ、Ｓｂ、Ｐの拡散速度とＦｅ原子の磁気拡散速度との差に起因するため、優れた鉄損を確保するために大きな結晶粒径を得ようとする時に施される高温の焼鈍では、Ｆｅ原子と偏析元素の原子との間の拡散速度の差が減少して偏析による効果が制限的になる。

無方向性電磁鋼板をはじめとするフェライトは、冷間圧延後に焼鈍させて再結晶させる時、最も低い温度で＜１１０＞｜｜ＮＤ（＜１１０＞方位が鋼板表面に垂直な方向から１５度以内の方向に配列された集合組織）方位の核が生成され、焼鈍温度の上昇に伴って＜１１１＞｜｜ＮＤ、＜１１２＞｜｜ＮＤ、＜１００＞｜｜ＮＤ方位の結晶粒が形成されることが知られている。結晶成長は核生成後に起こるため、磁性に有利な方位である＜１００＞｜｜ＮＤ方位の結晶粒成長を誘導する前に他の方位が先に形成され、結晶成長が起こるようになって、結果的に＜１００＞｜｜ＮＤ方位の結晶粒は成長する機会が得られず、他の方位の結晶粒成長時に他の方位の結晶粒界に組み込まれて鋼中から無くなるようになる。これにより、無方向性電磁鋼板の場合、結晶粒径が大きくなると同時に磁束密度が減少する傾向があることから、結晶粒が大きくなることにより得られる鉄損の低減効果が高い磁束密度を同時に得るのは技術的に困難が大きいといえる。この過程をみると、技術的に鋼中の磁性に有利な方位の＜１００＞｜｜ＮＤ方位を有する結晶粒の分率を向上させ、磁性に不利な方位を有する結晶粒の分率を低減させるためには、各方位に応じた再結晶温度を調整して、＜１００＞｜｜ＮＤ方位が再結晶されて結晶成長可能な高温まで＜１００＞｜｜ＮＤ方位を有する再結晶粒を維持させる過程が必要である。

本発明の目的は、鋼の添加成分のうち、Ａｌ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｔｉ、Ｎ、Ｓの含有量を制御して、磁性に優れた無方向性電磁鋼板を提供することにある。
また、本発明の他の目的は、無方向性電磁鋼板の製造方法を提供することにある。

本本発明の無方向性電磁鋼板は、重量％で、Ｓｉ：１．０％〜４．０％、Ａｌ：０．００１％〜０．０１％、Ｓ：０．００２％〜０．００９％、Ｍｎ：０．０１％〜０．３％、Ｎ：０．００１％〜０．００４％、Ｃ：０．００４％以下（０％を除く）、Ｔｉ：０．００３％以下（０％を除く）、Ｃｕ：０．００５％〜０．０７％、ＳｎまたはＰをそれぞれ単独またはこれらの合計量で０．０５％〜０．２％並びに、残部はＦｅおよび不純物を含み、下記式１を満足し、鋼板内にＮを含む介在物のうちＳを複合的に含んでいる介在物の数が、Ｎを単独で含んでいる介在物の数より多いことを特徴とする。

（ただし、式１中、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｓ］、［Ａｌ］、［Ｔｉ］、および［Ｎ］はそれぞれ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｓ、Ａｌ、Ｔｉ、およびＮの含有量（重量％）を示す。）

ＮｉおよびＣｒのうち１種以上をそれぞれ単独またはこれらの合計量で０．０１重量％〜０．１重量％さらに含むことができる。
Ｓｂを０．００５重量％〜０．０６重量％さらに含んでもよい。
Ｍｏを０．００１重量％〜０．０１５重量％さらに含むことができる。
Ｂｉ、Ｐｂ、Ｍｇ、Ａｓ、Ｎｂ、Ｖのうち１種以上をそれぞれ０．０００５重量％〜０．００５重量％さらに含むことが好ましい。

板面におけるＢｒ磁束密度の最も高い方向で測定したＢｒの値が１．７９Ｔ以上であり、その方向における板面の垂直の軸を基準として９０度回転して測定したＢｒの値が１．７２Ｔ以上であり、および板面に垂直な軸を基準として円周方向のＢｒが１．７１Ｔ以上であることが好ましい。
（ただし、Ｂｒは、下記式２のように計算され、

式２中、［Ｓｉ］および［Ａｌ］はそれぞれ、ＳｉおよびＡｌの含有量（重量％）であり、Ｂ５０は、５，０００Ａ／ｍで誘起した時に誘導される磁場の強度（Ｔ）である。）

ビッカース硬度法で測定した板の表面における硬度が、板の断面における硬度より０．１Ｈｖ〜１０Ｈｖさらに大きく、表面における硬度値は、１３０Ｈｖ〜２１０Ｈｖであることがよい。
エプスタイン方法で測定したＷ１５／１００（Ｗ／ｋｇ）値を板の厚さ（ｍｍ）の二乗で割った値が２０以上１００以下であることが好ましい。
（ただし、Ｗ１５／１００値は、１００Ｈｚ交流正弦周波数条件下、１．５Ｔで励起された時に発生する損失を意味する。）

７５０℃で２時間焼鈍後のＢｒ値が１．７５（Ｔ）以上であり、Ｂ０．５での相対透磁率（μ）が８０００以上であることができる。
（ただし、Ｂ０．５は、５０Ａ／ｍで誘起した時に誘導される磁場の強度であり、この時の相対透磁率（μ）は、Ｂ０．５／（５０×４×π×１０−７）である。）
＜１１０＞｜｜ＮＤ結晶粒の体積分率が１５％以上であり、＜１１０＞｜｜ＮＤ結晶粒の体積分率が＜１１１＞｜｜ＮＤ結晶粒の体積分率より大きく、平均結晶粒径が板の厚さより小さインターネットことが好ましい。
（ただし、＜１１０＞｜｜ＮＤは、結晶粒の＜１１０＞軸が鋼板の表面の垂直軸（ＮＤ）から１５度以内の範囲にある場合を意味し、＜１１１＞｜｜ＮＤは、結晶粒の＜１１１＞軸が鋼板の表面の垂直軸（ＮＤ）から１５度以内の範囲にある場合を意味する。）

本発明の一実施形態に係る無方向性電磁鋼板の製造方法は、重量％で、Ｓｉ：１．０％〜４．０％、Ａｌ：０．００１％〜０．０１％、Ｓ：０．００２％〜０．００９％、Ｍｎ：０．０１％〜０．３％、Ｎ：０．００１％〜０．００４％、Ｃ：０．００４％以下（０％を除く）、Ｔｉ：０．００３％以下（０％を除く）、Ｃｕ：０．００５％〜０．０７％、ＳｎまたはＰをそれぞれ単独またはこれらの合計量で０．０５％〜０．２％並びに、残部はＦｅおよび不純物を含み、下記式１を満足するスラブを加熱した後、熱間圧延して熱延板を製造する段階、
熱延板を熱延板焼鈍する段階、
熱延焼鈍板を冷間圧延して冷延板を製造する段階、および
冷延板を最終焼鈍する段階を含み、
鋼板内にＮを含む介在物のうちＳを複合的に含んでいる介在物の数が、Ｎを単独で含む介在物の数より多いことを特徴とする

（ただし、式１中、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｓ］、［Ａｌ］、［Ｔｉ］、および［Ｎ］はそれぞれ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｓ、Ａｌ、Ｔｉ、およびＮの含有量（重量％）を示す。）

スラブは、ＮｉおよびＣｒのうち１種以上をそれぞれ単独またはこれらの合計量で０．０１重量％〜０．１重量％さらに含んでもよい。
スラブは、Ｓｂを０．００５重量％〜０．０６重量％さらに含むことができる。
スラブは、Ｍｏを０．００１重量％〜０．０１５重量％さらに含むことがよい。
スラブは、Ｂｉ、Ｐｂ、Ｍｇ、Ａｓ、Ｎｂ、Ｖのうち１種以上をそれぞれ０．０００５重量％〜０．００５重量％さらに含むことが好ましい。
スラブを１，０５０℃〜１，２５０℃に加熱することがよい。

熱延板の焼鈍温度は、９５０℃〜１，１５０℃であってよい。
冷延板の厚さが０．３６ｍｍ以下となるように冷間圧延することが好ましい。
最終焼鈍温度は、７５０℃〜１，０５０℃であることがよい。
最終焼鈍後、７００℃〜９００℃で１〜１０時間焼鈍する段階をさらに含むことができる。

本発明の一実施形態に係る無方向性電磁鋼板は、鉄損が低く、磁気的特性に優れている。

実施例１で測定した式１の値に対する磁束密度値をまとめたグラフである。 実施例５で測定した式１の値に応じた集合組織の比率をまとめたグラフである。 ＳとＮが複合的に含まれる介在物である。 Ｎが単独で含まれる介在物である。

第１、第２および第３などの用語は、多様な部分、成分、領域、層および／またはセクションを説明するために使用されるが、これらに限定されない。これらの用語は、ある部分、成分、領域、層またはセクションを、他の部分、成分、領域、層またはセクションと区別するためにのみ使用される。したがって、以下に述べる第１部分、成分、領域、層またはセクションは、本発明の範囲を逸脱しない範囲内で第２部分、成分、領域、層またはセクションと言及される。
ここで使用される専門用語は、単に特定の実施例を言及するためのものであり、本発明を限定することを意図しない。ここで使用される単数形態は、文章がこれと明確に反対の意味を示さない限り、複数形態も含む。明細書で使用される「含む」の意味は、特定の特性、領域、整数、段階、動作、要素および／または成分を具体化し、他の特性、領域、整数、段階、動作、要素および／または成分の存在や付加を除外させるわけではない。
ある部分が他の部分の「上に」にあると言及する場合、これは、他の部分の上にあるか、その間に他の部分が伴っていてもよい。対照的にある部分が他の部分の「真上に」あると言及する場合、その間に他の部分が介在しない。

別途に定義しないものの、ここに使用される技術用語および科学用語を含むすべての用語は、本発明の属する技術分野における通常の知識を有する者が一般に理解する意味と同じ意味を有する。通常使用される辞書に定義された用語は、関連技術文献と現在開示された内容に符合する意味を有すると追加解釈され、定義されない限り、理想的または非常に公式的な意味で解釈されない。
また、特に言及しない限り、％は、重量％を意味し、１ｐｐｍは、０．０００１重量％である。
以下、本発明の実施例について本発明の属する技術分野における通常の知識を有する者が容易に実施できるように詳細に説明する。しかし、本発明は種々の異なる形態で実現可能であり、ここで説明する実施例に限定されない。

本発明の一実施形態に係る無方向性電磁鋼板は、重量％で、Ｓｉ：１．０％〜４．０％、Ａｌ：０．００１％〜０．０１％、Ｓ：０．００２％〜０．００９％、Ｍｎ：０．０１％〜０．３％、Ｎ：０．００１％〜０．００４％、Ｃ：０．００４％以下（０％を除く）、Ｔｉ：０．００３％以下（０％を除く）、Ｃｕ：０．００５％〜０．０７％、ＳｎまたはＰをそれぞれ単独またはこれらの合計量で０．０５％〜０．２％並びに、残部はＦｅおよび不純物を含む。

まず、無方向性電磁鋼板の成分限定の理由から説明する。
Ｓｉ：１．０重量％〜４．０重量％
ケイ素（Ｓｉ）は、鋼中の比抵抗を増加させて、鉄損のうち渦流損を減少させる役割を果たす元素で、無方向性電磁鋼板の製造において最も重要な合金元素である。また、鋼中のフェライト相が安定して存在する温度を上昇させる役割を果たすため、少なくとも１．０重量％以上の重量が含まれることで、本発明を効果的に実施できる温度までフェライト相を維持することができる。鋼中の析出物を形成する各種元素は、フェライト相とオーステナイト相での固溶される量が異なるため、高温でフェライト相を維持することが必要である。上限の場合、通常の工業的レベルでの冷間圧延性の確保のためには、４．０重量％以下が好ましく、特にケイ素の添加量の上限を３．５重量％以下にすることで、冷間圧延性をより安定的に確保するために制限することができる。

Ａｌ：０．００１重量％〜０．０１重量％
アルミニウム（Ａｌ）は、鋼中の比抵抗を増加させるなど、Ｓｉと類似の役割を果たすが、本発明では、窒化物を形成する元素として活用されるため、その添加量がＳｉに比べて極めて制限的であった。下限において、少なくとも０．００１重量％以上が添加されることで、鋼中のＡｌＮが十分に焼鈍中の磁性に有利な集合組織が強く形成可能な高い温度まで安定相として維持できる。上限において、０．０１重量％を超えると、微細析出物が形成されず、粗大化した析出物として存在し、また、安定相としてありうる温度が極めて高くなって、微細析出物による効果を期待できないので、その上限を０．０１重量％に制限する。

Ｓ：０．００２重量％〜０．００９重量％
硫黄（Ｓ）は、鋼においてＭｎおよびＣｕあるいは各種金属と結合して析出物を形成する元素で、一般に極めて制限される元素である。しかし、本発明では、微細化された析出物として出鋼された後に、無方向性電磁鋼板の製造中に粗大化して、最終製品では磁性に影響を与えないために、添加量を上記のとおり制限する。特に、硫黄は結晶粒界偏析元素で、本発明の主要工程である熱延板焼鈍工程中に結晶粒界に偏析し、また、析出物を形成することから、それに続く圧延後の焼鈍工程で磁性に有利な集合組織の形成を誘導できるため、少なくとも０．００２重量％以上添加する必要がある。しかし、０．００９重量％を超えて添加されると、析出物が熱延板焼鈍工程の前に粗大化したり、結晶粒界および結晶粒の内部ともに微細析出物が形成されたり、冷延後の焼鈍後にも微細析出物として残ったりして、鉄損を悪化させるなどの影響があって、上限を０．００９重量％に制限する。

Ｍｎ：０．０１重量％〜０．３重量％
マンガン（Ｍｎ）は、鋼中の比抵抗を増加させるなど、Ｓｉと類似の役割を果たすが、Ｓなどと結合して析出物を形成するため、無方向性電磁鋼板の磁性向上のための添加量は、Ｓ量に応じて決定される。本発明では、ＭｎＳ析出物が十分に高温で安定相を維持するために、少なくとも０．０１重量％以上が必要である。また、０．３重量％を超えると、熱延板焼鈍工程前から硫化物が粗大化したり、熱延板焼鈍工程における硫黄の偏析が起こらないように前の工程ですべて析出させたり、鋼中の鉄原子の比率を低くして最終焼鈍後に製品の磁束密度特性を低下させることがあるので、上限を０．３重量％以下に制限する。

Ｎ：０．００１重量％〜０．００４重量％
窒素（Ｎ）は、鋼中に不可避に存在する不純物元素の一つであるが、本発明では、ＡｌおよびＴｉなどと結合して析出物を形成して発明の効果に重要な役割を果たす元素で、高温工程中に既に析出した窒化物が完全に溶解したり、相当部分溶解するために、その上限を０．００４重量％にする。また、０．００１重量％以上存在してこそ、Ａｌなどと結合して、再結晶集合組織の形成に十分な役割を果たす程度に析出物を作れるため、少なくとも０．００１重量％以上含まれていなければならない。

Ｃ：０．００４重量％以下
炭素（Ｃ）は、微細な析出物であるＦｅ_３Ｃ、ＮｂＣ、ＴｉＣ、ＺｒＣなどを生成して磁気特性を悪化させ、磁性の時効などを誘発するので低く管理することが好ましいが、Ｃの含有量を低くするほど精練費用が上昇するため、Ｃの含有量を０．００４重量％以下に制限する。

Ｔｉ：０．００３重量％以下
チタン（Ｔｉ）は、鋼中に不可避に存在する不純物の一つであり、また、析出温度が高くて、本発明の効果を顕著にするＡｌＮなどの窒化物量を減少させ、ＴｉＣなどの炭化物を作るなど、発明の効果を抑制し、鉄損を増加させる役割を果たすのに対し、微細析出物を形成して、最終焼鈍時の再結晶速度を制御するのに役立つこともあって、０．００３重量％以下に含まれることが好ましい。

Ｓｎ、Ｐ：０．０５重量％〜０．２重量％
スズ（Ｓｎ）およびリン（Ｐ）は、結晶粒界の偏析元素でいずれか一方を用いても類似の効果を奏する元素で、熱延板焼鈍時に偏析して連続する圧延後の焼鈍で結晶粒界における再結晶形成速度および結晶粒成長速度を遅らせるなどの効果が顕著であるため、少なくとも０．０５重量％以上添加されることが好ましい。しかし、多量に添加された場合、結晶粒界の偏析によって結晶粒間の結合力を低下させるなど冷間圧延性を悪化させるため、添加量を０．２重量％以下に制限する。
Ｓｎ、Ｐはそれぞれ単独で含まれていてもよいし、またはＳｎおよびＰを同時に含むこともでき、Ｓｎ、Ｐを同時に含む場合、その合計量で０．０５重量％〜０．２重量％含むことができる。

Ｃｕ：０．００５重量％〜０．０７重量％
銅（Ｃｕ）は、鋼中の比抵抗を増加させる効果もあるが、主に高強度無方向性電磁鋼板などに０．１重量％以上を添加して微細な析出物を多量形成させ、強度の増加などを目的として使用される元素である。本発明では、Ｃｕ析出物の場合、析出温度が高すぎ、微細析出をもたらしたりし、発明の効果に必ず必要なＳの偏析効果を抑制するので、その上限を０．０７重量％にする。ＭｎＳ析出の核として作用する部分があって、少なくとも０．００５重量％以上で鋼中に含まれることが、磁性に有利な集合組織の形成に好ましい。

ＮｉおよびＣｒ：０．０１重量％〜０．１重量％
ニッケル（Ｎｉ）およびクロム（Ｃｒ）は、鉄鋼製造工程で不可避に添加され、Ｎｉ、Ｃｒがさらに含まれる場合、それぞれ単独またはこれらの合計量で前述した範囲で添加される。
Ｓｂ：０．００５重量％〜０．０６重量％
アンチモン（Ｓｂ）は、結晶粒界偏析元素であって、結晶粒界を通した窒素の拡散を抑制し、磁性に有害な｛１１１｝、｛１１２｝集合組織の形成を抑制し、磁性に有利な｛１００｝および｛１１０｝集合組織を増加させて磁気的特性を向上させるために添加することができる。
Ｍｏ：０．００１％〜０．０１５％以下
モリブデン（Ｍｏ）が０．００１重量％以上添加されて結晶粒界に偏析すると、結晶粒間の結合力を増加させて圧延性を向上させるが、多量添加されると微細な炭化物を形成して鉄損を増加させるなど磁性を害するので、その添加量を０．０１５重量％以下に制限する。

Ｂｉ、Ｐｂ、Ｍｇ、Ａｓ、Ｎｂ、Ｖ：０．０００５重量％〜０．００５重量％以下
ビスマス（Ｂｉ）、鉛（Ｐｂ）、マグネシウム（Ｍｇ）、砒素（Ａｓ）、ニオブ（Ｎｂ）、バナジウム（Ｖ）などは、鉄鉱石に微量存在して製鋼後の鋼中に残留したり、製鋼工程中の溶鋼に侵入するが、これらの元素は、微細析出物を形成したり、結晶粒界に偏析して、鋼中の結晶粒間の結合力を減少させて、パンチングなど切断加工時の切断面が綺麗で、加工時に加工器具の摩耗を低減する役割を果たす。本発明の一実施形態でこれらが含まれなくてもよいし、これらが添加される場合には、少なくとも０．０００５重量％以上０．００５重量％以下では、加工性の増加に効果的であるのに対し、磁性への悪影響は抑制されることから、添加量を限定する。より具体的には、０．０００５〜０．００３重量％になってもよい。

本発明の一実施形態に係る無方向性電磁鋼板は、下記式１を満足できる。

（ただし、式１中、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｓ］、［Ａｌ］、［Ｔｉ］、および［Ｎ］はそれぞれ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｓ、Ａｌ、Ｔｉ、およびＮの含有量（重量％）を示す。）
式１を満足する成分で製造された鋼における最も主な析出物は硫化物と窒化物で、この時、硫化物を形成する主な元素はＭｎとＣｕであり、窒化物を形成する主な元素はＡｌとＴｉであるが、硫化物は、鋼が鋳造されてからスラブ再加熱前まで再固溶せずに粗大化し、熱延板焼鈍工程および最終焼鈍で持続的に粗大化して磁性に悪影響を与えてはならず、窒化物は、鋼が鋳造された段階、スラブ再加熱をする場合のスラブ再加熱段階、熱延板焼鈍段階、最終焼鈍段階でそれぞれ再固溶して焼鈍工程中に高温から常温への冷却時に再析出する過程を繰り返さなければならないからである。式１の値が０．８５未満の場合には、ＡｌＮが高温で再固溶しなかったり、ＭｎＳが高温で再固溶するなど、発明の効果を満たすための析出物制御がされないことから、上記のように発明の範囲を限定する。また、より具体的には、式１の値が１．５〜２．５の時、発明の効果が顕著で磁束密度および鉄損がすべて優れた無方向性電磁鋼板を製造することができる。したがって、組成関係式を満足するように限定する。

本発明の一実施形態に係る無方向性電磁鋼板は、鋼板内にＮを含む介在物のうちＳを複合的に含んでいる介在物の数が、Ｎを単独で含ん（既知ベースのＳを含んでもよい。）でいる介在物の数より多い。Ｎを単独で含む介在物の数より、Ｓを複合的に含む介在物の数が多いことによって、磁化中の磁壁移動に障害および干渉が減少して鉄損を低減させることができる。試験片から抽出されたカーボンレプリカ（ｃａｒｂｏｎ ｒｅｐｌｉｃａ）をＴＥＭで観察し、ＥＤＳで分析する方法を使用した。この時、ランダムに選択された領域で直径１０ｎｍ以上の介在物が明確に観察される画像を少なくとも１００枚以上測定して、ＥＤＳスペクトル分析により介在物の成分を分析した。この時、介在物のうちＮが単独で含まれる介在物というのは、ＴＥＭ画像で連続的な形状の介在物からＥＤＳスペクトル分析によりＳが既知レベル以下に分析されることを意味し、Ｓを複合的に含んでいる介在物とは、連続した形状の介在物の一部分からＳが既知レベルおよび１％以下で含まれている析出物を意味する。
図３では、ＳとＮが複合的に含まれる介在物を示す。図４では、Ｎが単独で含まれる介在物を示す。

本発明の一実施形態に係る無方向性電磁鋼板は、Ｂｒのパラメータを用いて磁束密度を計算する。通常の場合、磁束密度は鋼の成分を考慮せずに表示するが、電磁鋼板のように、鋼中のＦｅ以外の非磁性原子が多量添加された場合には、飽和磁束密度が下がって、実質的に鋼中の磁性成分による磁束密度の評価が難しい側面がある。一般に、無方向性電磁鋼板の磁束密度は、５０００Ａ／ｍの磁場で励起された磁束密度を、Ｅｐｓｔｅｉｎ標準試験法で測定してＢ５０値で表現するが、本発明のパラメータのＢｒは、このように測定したＢ５０値を、下記式２を用いて変換する。

（式２中、［Ｓｉ］および［Ａｌ］はそれぞれ、ＳｉおよびＡｌの含有量（重量％）であり、Ｂ５０は、５，０００Ａ／ｍで誘起した時に誘導される磁場の強度（Ｔ）である。）
上記方法を使用すると、ＳｉおよびＡｌの添加量が低い鋼の磁束密度と、ＳｉおよびＡｌの添加量が高い鋼の磁束密度とを同一線上で比較することができる。

本発明の一実施形態に係る無方向性電磁鋼板は、磁束密度に優れ、具体的には、磁束密度が最も高い方向で測定したＢｒの値が１．７９Ｔ以上であり、その方向における板面の垂直な軸を基準として９０度回転して測定したＢｒの値が１．７２Ｔ以上であり、および板面に垂直な軸を基準として円周方向のＢｒが１．７１Ｔ以上になってもよい。
無方向性電磁鋼板は、通常、パンチング加工後に積層して使用されるが、このようなパンチングは、高速の連続的に移動する板を金型を用いて高速で切断する工程で、パンチング加工性が良い電磁鋼板の使用の有無によって金型の摩耗程度が大きな差を有する。したがって、無方向性電磁鋼板は、優れた磁性および金型内の加工性の優秀さも追求されている。本発明の一実施形態に係る無方向性電磁鋼板は、ビッカース硬度法で測定した板の表面における硬度が、板の断面における硬度より０．１Ｈｖ〜１０Ｈｖ以内でさらに大きく、表面における硬度値は、１３０Ｈｖ〜２１０Ｈｖで加工性に優れている。この時、硬度が１３０Ｈｖ未満では、板の硬度が低すぎて、パンチング後のＢｕｒｒの発生が激しく、板の延性が強くて板の切断面が滑らかでなく、２１０Ｈｖを超える場合では、切断のための金型の摩耗程度が深刻で、ｂｕｒｒの発生を抑制しかつ可能な打抜きの回数が少なくて、電磁鋼板の加工性のためにこれを限定する。また、板の表面における硬度が、板の断面における硬度より０．１Ｈｖ〜１０Ｈｖでより大きい場合、板の切断面が滑らかで、ｂｕｒｒの高さが低くて、積層後に精密な形状を維持することができる。

本発明の一実施形態に係る無方向性電磁鋼板は、標準のエプスタイン方法で測定したＷ１５／１００（Ｗ／ｋｇ）値を板の厚さ（ｍｍ）の二乗で割った値を２０〜１００に限定する。無方向性電磁鋼板は、板の厚さを減少させて鉄損を低減させるが、これは、板に誘導される渦流損が板の厚さの二乗に比例して低減される性質を利用したものである。したがって、厚さの薄い鋼板での鉄損を単一線上に表現するためには、鉄損と板の厚さを共に考慮することが好ましい。この時、Ｗ１５／１００鉄損は、鋼板を１００Ｈｚ周波数を有するＳＩＮ波で１．５Ｔまで磁化される時の鉄損を意味する。この時、この値が２０以下となるためには、比抵抗値が増加したり、板の厚さを極めて薄くしなければならないので、製造上の工程費用が上昇する問題があり、１００以上では、鉄損が大きく劣る問題がある。より具体的には、Ｗ１５／５０鉄損において、０．５ｍｍの厚さでは４．０Ｗ／ｋｇ以下、０．３５ｍｍの厚さでは２．６Ｗ／ｋｇ以下、０．３ｍｍ以下の厚さでは２．１Ｗ／ｋｇ以下であり、Ｗ１５／１００鉄損において、０．５ｍｍの厚さでは８．６Ｗ／ｋｇ以下、０．３５ｍｍの厚さでは５．５Ｗ／ｋｇ以下、０．３ｍｍ以下の厚さでは５．０Ｗ／ｋｇ以下で、鉄損に優れた無方向性電磁鋼板を提示する。

また、７５０℃で２時間焼鈍後のＢｒ値が１．７５（Ｔ）以上であり、Ｂ０．５での相対透磁率（μ）が８０００以上であってもよい。無方向性電磁鋼板の場合、モータなどを作るために、パンチング加工などの加工過程後、７００℃〜９００℃で１時間〜１０時間焼鈍する工程の応力除去焼鈍（ＳＲＡ）工程を経る場合があるが、この時、鋼の結晶粒が成長して集合組織が劣るなどの問題がある。本発明の一実施形態では、７５０℃で２時間焼鈍前にＢｒが１．７５Ｔ以上で磁束密度に優れた電磁鋼板が、ＳＲＡ焼鈍後にも１．７５Ｔ以上で優れた磁束密度を有する。また、この時、５０Ａ／ｍで測定する相対透磁率が８０００以上で非常に高い無方向性電磁鋼板を同時に提示する。Ｂ０．５は、５０Ａ／ｍで誘起した時に誘導される磁場の強度であり、この時の相対透磁率（μ）は、Ｂ０．５／（５０×４×π×１０−７）である。ただし、πは、円周率である。

本発明の一実施形態に係る無方向性電磁鋼板は、＜１１０＞｜｜ＮＤ結晶粒の体積分率が１５％以上であり、＜１１０＞｜｜ＮＤ結晶粒の体積分率が＜１１１＞｜｜ＮＤ結晶粒の体積分率より大きく、平均結晶粒径が板の厚さより小さくてよい。この時、＜１１０＞｜｜ＮＤは、結晶粒の＜１１０＞軸が鋼板の表面の垂直軸（ＮＤ）から１５度以内の範囲にある場合を意味し、＜１１１＞｜｜ＮＤは、結晶粒の＜１１１＞軸が鋼板の表面の垂直軸（ＮＤ）から１５度以内の範囲にある場合を意味する。ＮＤ｜｜＜１００＞方位の結晶粒は簡単に磁化されるが、ＮＤ｜｜＜１１１＞方位を有する結晶粒は磁化が難しい。本発明の一実施形態では、組成の成分範囲を精密に調節することによって、上記の結晶粒を持たせることができる。

本発明の一実施形態に係る無方向性電磁鋼板の製造方法は、重量％で、Ｓｉ：１．０％〜４．０％、Ａｌ：０．００１％〜０．０１％、Ｓ：０．００３％〜０．００９％、Ｍｎ：０．０１％〜０．３％、Ｎ：０．００１％〜０．００４％、Ｃ：０．００４％以下（０％を除く）、Ｔｉ：０．００３％以下（０％を除く）、ＳｎまたはＰをそれぞれ単独またはこれらの合計量で０．０５％〜０．２％並びに、残部はＦｅおよび不純物を含み、下記式１を満足するスラブを加熱した後、熱間圧延して熱延板を製造する段階、熱延板を熱延板焼鈍する段階、熱延焼鈍板を冷間圧延して冷延板を製造する段階、および冷延板を最終焼鈍する段階を含む。

まず、スラブを加熱した後、熱間圧延して熱延板を製造する。各組成の添加比率を限定した理由は、上記の無方向性電磁鋼板の限定理由と同一である。後に説明する熱間圧延、熱延板焼鈍、冷間圧延、最終焼鈍などの過程でスラブの組成は実質的に変動しないので、スラブの組成と無方向性電磁鋼板の組成とが実質的に同一である。
スラブを加熱炉に装入して、１，０５０℃〜１，２５０℃で加熱する。
加熱されたスラブは、１．４ｍｍ〜３ｍｍに熱間圧延して熱延板に製造される。
熱間圧延された熱延板は、８５０℃〜１，１５０℃の温度で熱延板焼鈍して、磁性に有利な結晶方位を増加させる。熱延板焼鈍温度が８５０℃未満であれば、組織が成長しなかったり微細に成長して磁束密度の上昇効果が少なく、熱延板焼鈍温度が１，１５０℃を超えると、磁気特性がむしろ劣化し、板形状の変形により圧延作業性が悪くなりうるので、その温度範囲は、８５０℃〜１，１５０℃に制限する。より具体的には、熱延板の焼鈍温度は、９５０℃〜１，１５０℃になってもよい。

焼鈍した熱延板を酸洗した後、７０％〜９５％の圧下率で冷間圧延して所定の板の厚さに形成する。この時、（ハイブリッド自動車）／ＥＶ（電気自動車）用に使用される電磁鋼板は、高周波鉄損を低減するために、厚さを０．３６ｍｍ以下の薄板に冷間圧延することができる。厚さが０．３６ｍｍを超える場合には、比抵抗を高くしても目標とする高周波の特性を改善できない問題が発生しうる。
冷間圧延された冷延板は、最終焼鈍を実施する。最終焼鈍の温度は、７５０℃〜１，０５０℃になってもよい。最終焼鈍温度が７５０℃未満であれば、再結晶が十分に発生せず、最終焼鈍温度が１，０５０℃を超えると、結晶粒径が過度に大きくなって高周波鉄損が劣る問題が発生しうる。
最終焼鈍後、７００℃〜９００℃で１〜１０時間焼鈍する段階をさらに含んでもよい。この段階を応力除去焼鈍（ＳＲＡ）というが、本発明の一実施形態に係る無方向性電磁鋼板は、ＳＲＡ焼鈍工程を経ても磁束密度が優れたものに維持できる。

以下、実施例を通じて本発明をより詳細に説明する。しかし、このような実施例は単に本発明を例示するためのものであり、本発明がこれに限定されるものではない。
実施例１
下記表１のとおり組成されるスラブを１，１５０℃で加熱し、２．３ｍｍの厚さに熱間圧延した後、巻取った。空気中で巻取り冷却した熱延鋼板は１，１００℃で１分間焼鈍し、酸洗した後、０．３５ｍｍの厚さに冷間圧延し、冷延板焼鈍は１，０２０℃で１００秒間最終焼鈍をした。この鋼種における磁性の優れた方向およびその垂直方向、円周方向のＢｒ値、および発明の条件による発明例を、下記表２に表した。また、図１では、式１の値に応じた発明例および比較例のＢｒ磁束密度を比較した。

表１および２に示したとおり、本発明の条件を満足する多様な組成において多様な方向で非常に優れたＢｒ磁束密度特性を有することを確認できる。
図１では、表１および表２をまとめて式１の値に応じた磁束密度値を表した。

実施例２
下記表３および表４のとおり組成されるスラブを１，１３０℃で加熱し、２．３ｍｍの厚さに熱間圧延した後、巻取った。空気中で巻取り冷却した熱延鋼板は１，１２０℃で１分間焼鈍し、酸洗した後、０．３５ｍｍの厚さに冷間圧延し、冷延板焼鈍は１，０５０℃で１００秒間最終焼鈍をした。ビッカース硬度法で硬度を測定して、下記表４にまとめた。

表４に示したとおり、すべての鋼種において磁性の優れた方向およびその垂直方向、円周方向のＢｒ値が優れていることを確認できる。また、Ｍｏ、Ｂｉ、Ｐｂ、Ｍｇ、Ａｓ、Ｎｂ、Ｖが特定の範囲を満足しなければ、板面におけるビッカース硬度と板断面における硬度との差が０．１Ｈｖ〜１０Ｈｖ以内を満足させないことを確認できる。

実施例３
下記表５のとおり組成されたスラブを１，１５０℃で加熱し、２．３ｍｍの厚さに熱間圧延した後、巻取った。空気中で巻取り冷却した熱延鋼板は１，１２０℃で１分間焼鈍し、酸洗した後、０．２５ｍｍの厚さに冷間圧延し、冷延板焼鈍は１，０５０℃で６０秒間最終焼鈍をした。Ｗ１５／５０、Ｗ１５／１００鉄損およびＢｒ値、７５０℃で２時間焼鈍後のＢ０．５での相対透磁率を、下記表６に示した。

表６に示したとおり、ＳＲＡ焼鈍前および後において鉄損および磁束密度が高いことを確認できる。

実施例４
下記表７のとおり組成されたスラブを１，１３０℃で加熱し、２．３ｍｍの厚さに熱間圧延した後、巻取った。空気中で巻取り冷却した熱延鋼板は１，１２０℃で１分間焼鈍し、酸洗した後、０．５ｍｍ、０．３５ｍｍ、０．３０ｍｍ、０．２７ｍｍ、０．２５ｍｍ、０．２ｍｍで冷間圧延後、１，０５０℃で５０秒間最終焼鈍をして磁性を測定した。試験片から抽出されたカーボンレプリカ（ｃａｒｂｏｎ ｒｅｐｌｉｃａ）をＴＥＭで観察し、ＥＤＳで分析する方法を使用した。この時、ランダムに選択された領域から直径１０ｎｍ以上の介在物が明確に観察される画像を少なくとも１００枚以上測定して、ＥＤＳスペクトル分析により介在物の成分を分析した。この時、介在物のうちＮが単独で含まれる介在物というのは、ＴＥＭ画像で連続的な形状の介在物からＥＤＳスペクトル分析によりＳが既知レベル以下に分析される場合を意味し、Ｓを複合的に含んでいる介在物とは、連続した形状の介在物の一部分からＳが既知レベルおよび１％以下で含まれている析出物を意味する。

表８に示したとおり、ＳＲＡ焼鈍前および後において鉄損および磁束密度が高いことを確認できる。

実施例５
下記表９のとおり組成されたスラブを１，１３０℃で加熱し、２．５ｍｍの厚さに熱間圧延した後、巻取った。空気中で巻取り冷却した熱延鋼板は１，１３０℃で１分間焼鈍し、酸洗した後、０．３５ｍｍで冷間圧延後、１，０５０℃で６０秒間最終焼鈍をして電磁鋼板を製造した。結晶粒の分率は、ＥＢＳＤにより板の厚さにおいて１／８〜１／２の厚さのいずれかの面で少なくとも１０ｍｍｘ１０ｍｍの面積以上で測定された結果を用いて分析した。

表１０に示ｓｅｃ頂きとおりに、式１の値が０．８５以上の条件を満足する実施例では、ＮＤ｜｜＜１００＞の方位を有する結晶粒の分率が、ＮＤ｜｜＜１１１＞の方位を有する結晶粒の分率より多く、特に、式１の値が１．５以上では、Ｌｏｇ（（［Ｍｎ＋Ｃｕ］＊［Ｓ］）／［Ａｌ＋Ｔｉ］＊［Ｎ］））の値が増加するにつれ、ＮＤ｜｜＜１００＞／ＮＤ｜｜＜１１１＞の比も増加した。
図２には、表１０をまとめて式１の値に応じた集合組織の比率を表した。

本発明は、実施例に限定されるものではなく、互いに異なる多様な形態で製造可能であり、本発明の属する技術分野における通常の知識を有する者は、本発明の技術的な思想や必須の特徴を変更することなく他の具体的な形態で実施可能であることを理解するであろう。したがって、以上に述べた実施例はあらゆる面で例示的なものであり、限定的ではないと理解しなければならない。

７５０℃で２時間焼鈍後のＢｒ値が１．７５（Ｔ）以上であり、Ｂ０．５での相対透磁率（μ）が８０００以上であることができる。
（ただし、Ｂ０．５は、５０Ａ／ｍで誘起した時に誘導される磁場の強度であり、この時の相対透磁率（μ）は、Ｂ０．５／（５０×４×π×１０−７）である。）
＜１００＞｜｜ＮＤ結晶粒の体積分率が１５％以上であり、＜１００＞｜｜ＮＤ結晶粒の体積分率が＜１１１＞｜｜ＮＤ結晶粒の体積分率より大きく、平均結晶粒径が板の厚さより小さインターネットことが好ましい。
（ただし、＜１００＞｜｜ＮＤは、結晶粒の＜１００＞軸が鋼板の表面の垂直軸（ＮＤ）から１５度以内の範囲にある場合を意味し、＜１１１＞｜｜ＮＤは、結晶粒の＜１１１＞軸が鋼板の表面の垂直軸（ＮＤ）から１５度以内の範囲にある場合を意味する。）

本発明の一実施形態に係る無方向性電磁鋼板は、＜１００＞｜｜ＮＤ結晶粒の体積分率が１５％以上であり、＜１００＞｜｜ＮＤ結晶粒の体積分率が＜１１１＞｜｜ＮＤ結晶粒の体積分率より大きく、平均結晶粒径が板の厚さより小さくてよい。この時、＜１００＞｜｜ＮＤは、結晶粒の＜１００＞軸が鋼板の表面の垂直軸（ＮＤ）から１５度以内の範囲にある場合を意味し、＜１１１＞｜｜ＮＤは、結晶粒の＜１１１＞軸が鋼板の表面の垂直軸（ＮＤ）から１５度以内の範囲にある場合を意味する。ＮＤ｜｜＜１００＞方位の結晶粒は簡単に磁化されるが、ＮＤ｜｜＜１１１＞方位を有する結晶粒は磁化が難しい。本発明の一実施形態では、組成の成分範囲を精密に調節することによって、前述した結晶粒を持たせることができる。

Claims (20)

1. 重量％で、Ｓｉ：１．０％〜４．０％、Ａｌ：０．００１％〜０．０１％、Ｓ：０．００２％〜０．００９％、Ｍｎ：０．０１％〜０．３％、Ｎ：０．００１％〜０．００４％、Ｃ：０．００４％以下（０％を除く）、Ｔｉ：０．００３％以下（０％を除く）、Ｃｕ：０．００５％〜０．０７％、ＳｎまたはＰをそれぞれ単独またはこれらの合計量で０．０５％〜０．２％並びに、残部はＦｅおよび不純物を含み、
   下記式１を満足し、
   鋼板内にＮを含む介在物のうちＳを複合的に含んでいる介在物の数が、Ｎを単独で含んでいる介在物の数より多いことを特徴とする無方向性電磁鋼板。
   

   

   （ただし、式１中、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｓ］、［Ａｌ］、［Ｔｉ］、および［Ｎ］はそれぞれ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｓ、Ａｌ、Ｔｉ、およびＮの含有量（重量％）を示す。）
2. ＮｉおよびＣｒのうち１種以上をそれぞれ単独またはこれらの合計量で０．０１重量％〜０．１重量％さらに含むことを特徴とする請求項１に記載の無方向性電磁鋼板。
3. Ｓｂを０．００５重量％〜０．０６重量％さらに含むことを特徴とする請求項１に記載の無方向性電磁鋼板。
4. Ｍｏを０．００１重量％〜０．０１５重量％さらに含むことを特徴とする請求項１に記載の無方向性電磁鋼板。
5. Ｂｉ、Ｐｂ、Ｍｇ、Ａｓ、Ｎｂ、Ｖのうち１種以上をそれぞれ０．０００５重量％〜０．００５重量％さらに含むことを特徴とする請求項１に記載の無方向性電磁鋼板。
6. 板面におけるＢｒ磁束密度の最も高い方向で測定したＢｒの値が１．７９Ｔ以上であり、
   その方向における板面の垂直の軸を基準として９０度回転して測定したＢｒの値が１．７２Ｔ以上であり、および
   板面に垂直な軸を基準として円周方向のＢｒが１．７１Ｔ以上であ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。
   （ただし、前記Ｂｒは、下記式２のように計算され、
   

   

   式２中、［Ｓｉ］および［Ａｌ］はそれぞれ、ＳｉおよびＡｌの含有量（重量％）であり、Ｂ５０は、５，０００Ａ／ｍで誘起した時に誘導される磁場の強度（Ｔ）である。）
7. ビッカース硬度法で測定した板の表面における硬度が、板の断面における硬度より０．１Ｈｖ〜１０Ｈｖさらに大きく、表面における硬度値は、１３０Ｈｖ〜２１０Ｈｖであ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。
8. エプスタイン方法で測定したＷ１５／１００（Ｗ／ｋｇ）値を板の厚さ（ｍｍ）の二乗で割った値が２０以上１００以下であ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。
   （ただし、Ｗ１５／１００値は、１００Ｈｚ交流正弦周波数条件下、１．５Ｔで励起された時に発生する損失を意味する。）
9. ７５０℃で２時間焼鈍後のＢｒ値が１．７５（Ｔ）以上であり、Ｂ０．５での相対透磁率（μ）が８０００以上であることを特徴とする請求項６に記載の無方向性電磁鋼板。
   （ただし、Ｂ０．５は、５０Ａ／ｍで誘起した時に誘導される磁場の強度であり、この時の相対透磁率（μ）は、Ｂ０．５／（５０×４×π×１０−７）である。）
10. ＜１１０＞｜｜ＮＤ結晶粒の体積分率が１５％以上であり、
    ＜１１０＞｜｜ＮＤ結晶粒の体積分率が＜１１１＞｜｜ＮＤ結晶粒の体積分率より大きく、
    平均結晶粒径が板の厚さより小さいことを特徴とする請求項１に記載の無方向性電磁鋼板。
    （ただし、＜１１０＞｜｜ＮＤは、結晶粒の＜１１０＞軸が鋼板の表面の垂直軸（ＮＤ）から１５度以内の範囲にある場合を意味し、＜１１１＞｜｜ＮＤは、結晶粒の＜１１１＞軸が鋼板の表面の垂直軸（ＮＤ）から１５度以内の範囲にある場合を意味する。）
11. 重量％で、Ｓｉ：１．０％〜４．０％、Ａｌ：０．００１％〜０．０１％、Ｓ：０．００２％〜０．００９％、Ｍｎ：０．０１％〜０．３％、Ｎ：０．００１％〜０．００４％、Ｃ：０．００４％以下（０％を除く）、Ｔｉ：０．００３％以下（０％を除く）、Ｃｕ：０．００５％〜０．０７％、ＳｎまたはＰをそれぞれ単独またはこれらの合計量で０．０５％〜０．２％並びに、残部はＦｅおよび不純物を含み、
    下記式１を満足するスラブを加熱した後熱間圧延して熱延板を製造する段階、
    前記熱延板を熱延板焼鈍する段階、
    熱延焼鈍板を冷間圧延して冷延板を製造する段階、および
    前記冷延板を最終焼鈍する段階を含み、
    鋼板内にＮを含む介在物のうちＳを複合的に含んでいる介在物の数が、Ｎを単独で含んでいる介在物の数より多いことを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法。
    

    

    （ただし、式１中、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｓ］、［Ａｌ］、［Ｔｉ］、および［Ｎ］はそれぞれ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｓ、Ａｌ、Ｔｉ、およびＮの含有量（重量％）を示す。）
12. 前記スラブは、ＮｉおよびＣｒのうち１種以上をそれぞれ単独またはこれらの合計量で０．０１重量％〜０．１重量％さらに含むことを特徴とする請求項１１に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
13. 前記スラブは、Ｓｂを０．００５重量％〜０．０６重量％さらに含むことを特徴とする請求項１１に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
14. 前記スラブは、Ｍｏを０．００１重量％〜０．０１５重量％さらに含むことを特徴とする請求項１１に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
15. 前記スラブは、Ｂｉ、Ｐｂ、Ｍｇ、Ａｓ、Ｎｂ、Ｖのうち１種以上をそれぞれ０．０００５重量％〜０．００５重量％さらに含むことを特徴とする請求項１１に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
16. 前記スラブを１，０５０℃〜１，２５０℃に加熱することを特徴とする請求項１１に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
17. 前記熱延板の焼鈍温度は、９５０℃〜１，１５０℃であることを特徴とする請求項１１に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
18. 前記冷延板の厚さが０．３６ｍｍ以下となるように冷間圧延することを特徴とする請求項１１に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
19. 前記最終焼鈍の温度は、７５０℃〜１，０５０℃であることを特徴とする請求項１１に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
20. 前記最終焼鈍後、７００℃〜９００℃で１〜１０時間焼鈍する段階をさらに含むことを特徴とする請求項１１に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。

Images