JP6480446B2 - 無方向性の電磁鋼片または電磁鋼板、およびこれから製造された部品、並びに無方向性の電磁鋼片または電磁鋼板の製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、電気技術アプリケーション用の無方向性の電磁鋼片または電磁鋼板、およびこのような電磁鋼片または電磁鋼板から製造された電気技術部品、並びに無方向性の電磁鋼片または電磁鋼板の製造方法に関する。

無方向性の電磁鋼片または電磁鋼板は、技術的用語では「ＮＯ電磁鋼片または電磁鋼板」もしくは英語圏においては「ＮＧＯ電磁鋼片」（ＮＧＯ＝Ｎｏｎ Ｇｒａｉｎ Ｏｒｉｅｎｔｅｄ）とも呼ばれ、回転する電気機器の鉄芯中の磁束を強めるために用いられる。このような鋼板の典型的な使用例は電気モーターや発電機である。

このような機械の効率を上げるには、最大限の回転速度や、最大限の作動中の部品それぞれの回転直径を得ることが目標とされる。このトレンドの結果、ここで問題となるタイプの電磁鋼片や電磁鋼板から製造される電気関連部品は、大きな機械的負荷を受け、現在入手可能なグレードのＮＯ電磁鋼片では達成できない。

米国特許第５，０８４，１１２号は、降伏強度が少なくとも６０ｋｇ−ｆ／ｍｍ^２（約５８９ＭＰａ）であり、鉄と不可避的不純物とに加え、最大０．０４％のＣ、２．０−４．０％未満のＳｉ、最大２．０％のＡｌ、最大０．２％のＰ、そして「Ｍｎ、Ｎｉ」の群のうち少なくとも一つの元素とを（重量％で）含み、ＭｎとＮｉの含有量の合計が少なくとも０．３％で最大１０％である鋼から製造される、ＮＯ電磁鋼片または電磁鋼板を開示している。

炭窒化物の形成から強度の増加を得るために、米国特許第５，０８４，１１２号により知られる鋼は、「Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｚｒ」の群のうち少なくとも一つの元素を含み、ＴｉまたはＶが存在する場合には、鋼の、Ｃの含有量％Ｃと不可避的なＮの含有量％Ｎに対するＴｉの含有量％ＴｉとＶの含有量％Ｖは、［０．４×（％Ｔｉ＋％Ｖ）］／［４×（％Ｃ＋％Ｎ）］の条件を満足するよう、意図されている。当該鋼中のリンの存在も強度増加効果に寄与する。しかし、高いリンの含有量の存在は、粒界の脆化を惹起しうるため、注意が必要である。この深刻とされる問題に対処するために、追加的な０．００１−０．００７％のＢの含有が提案されている。

米国特許第５，０８４，１１２号によると、このような組成の鋼がスラブへと鋳造されて、これらが次に加熱片へと熱間圧延され、これが任意でアニーリングされ、次に酸洗され、そして特定の最終的な厚さをもつ冷却片へと冷間圧延される。最後に、得られた冷却片は、少なくとも６５０℃、しかし９００℃より低いアニーリング温度で、再結晶アニーリングされる。

鋼中に、有効量のＴｉとＰさらにＢ、Ｎ、Ｃ、ＭｎおよびＮｉが同時に存在している場合には、米国特許第５，０８４，１１２号により製造されたＮＯ電磁鋼片または電磁鋼板は、少なくとも７０．４ｋｇ−ｆ／ｍｍ^２（６８８ＭＰａ）の降伏強度を有する。しかしそれと同時に、シート厚が０．５ｍｍ、１．５テスラの分極（ｐｏｌａｒｉｚａｔｉｏｎ）、周波数５０Ｈｚの場合のヒステリシス損失Ｐ_１．５は少なくとも６．９４Ｗ／ｋｇである。このような高いヒステリシス損失は現代の電気技術アプリケーションにおいて許容できない。さらに、多くのこのようなアプリケーションの場合に、高い周波数でのヒステリシス損失は非常に顕著となる。

よい電磁的特性をもつ高強度無方向性電磁鋼板の使用上信頼できる製造を可能にすることを意図した別の方法は特開２００５−２６４３１５より知られている。この方法により製造された電磁鋼板は、最大５０容量％のマルテンサイトを有する支配的なフェライト微細構造を有し、鉄と不可避的不純物とに加えて、最大０．０４００％のＣ、０．２−６．５％のＳｉ、０．０５−１０．０％のＭｎ、最大０．３０％のＰ、最大０．０２０％のＳ，最大１５％のＡｌ、最大０．０４００％のＮを（重量％で）含有し、さらに、析出物形成元素として、「Ｎｉ、Ｍｏ、Ｔｉ，Ｎｂ，ＣｏそしてＷ」の群のうち一つか二つもしくはそれ以上の元素を、それぞれの場合において最大１０．０重量％の量で含有する。加えて、Ｚｒ、Ｃｒ、Ｂ、Ｃｕ、Ｚｎ、ＭｇそしてＳｎも同様に析出物形成元素としてそれぞれの場合において最大１０重量％の量で鋼中に存在してもよい。前述の元素から形成された鋼中の析出物は、２０／μｍ^３より高い個数密度および最大０．０５０μｍの直径の、金属間化合物の形態をとるよう意図されている。この場合の鋼の組成は、Ｆｅ、Ｚｒ、そしてＳｉの析出物が多くの場合に二元構造をとるように、それぞれ選ばれている。

上述の従来技術に対して、本発明の目的は、強度が増加され、特により高い降伏強度を有し、同時に良好な磁気的特性、特に高い周波数での低いヒステリシス損失をもつＮＯ電磁鋼片または電磁鋼板、そしてこのような鋼板または鋼片から製造された電気技術アプリケーション用の部品であって、部品を提供することである。加えて、このようなＮＯ電磁鋼片または電磁鋼板の製造方法が提供されるべきである。

ＮＯ電磁鋼片または電磁鋼板に関しては、この目的は請求項１に記載の組成を有するＮＯ電磁鋼片または電磁鋼板の発明により達成される。

よって、電気技術アプリケーション用の部品を提供する前述の目的を達成するための手段は、そのような部品が本発明にかかる電磁鋼片または電磁鋼板から製造されることである。

最後に、製造方法に関する前述の目的は、少なくとも請求項１１に特定された作業ステップが、本発明の電磁鋼片または電磁鋼板の製造時に、順番に実施されることにより達成される。

本発明の好ましい改良が従属の請求項において規定され、本発明の一般的な概念とともに、以下に詳細に説明されている。

本発明の一形態による電気技術アプリケーション用の無方向性電磁鋼片または電磁鋼板は、したがって、２．０−４．５％のＳｉ、０．０３−０．３％のＺｒと、任意で最大２．０％のＡｌ、特に最大１．５％のＡｌ、最大１．０％のＭｎ、最大０．０１％のＣ、特に最大０．００６％のＣ、特に好ましくは最大０．００５％のＣ、最大０．０１％のＮ、特に最大０．００６％のＮ、最大０．０１％のＳ、特に最大０．００６％のＳ、最大０．０１５％のＰ、特に最大０．００６％のＰとを（重量％で）含有し、残りは鉄と不可避的不純物を含有する、鋼から製造される。

本発明にとって、Ｆｅ−Ｓｉ−Ｚｒ三元析出物が電磁鋼片または電磁鋼板の微細構造中に存在することが決め手となる。これらは本発明において、析出硬化または粒子硬化により鋼の強度を増加させる。

Ｍａｔｅｒｉａｌｓ Ｓｃｉｅｎｃｅ Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ Ｔｅａｍ、ＭＳＩＴ（登録商標），ａｎｄ，Ｄｕ，Ｙｏｎｇ，Ｘｉｏｎｇ，Ｗｅｉ、Ｚｈａｎｇ，Ｗｅｉｗｅｉ，Ｃｈｅｎ、Ｈａｉｌｉｎ，Ｓｕｎ、Ｗｅｉｈｕａ：Ｉｒｏｎ−Ｓｉｌｉｃｏｎ−Ｚｉｒｃｏｎｉｕｍ．Ｅｆｆｅｎｂｕｒｇ，Ｇｕｎｔｅｒ，Ｉｌｙｅｎｋｏ，Ｓｖｉｔｌａｎａ（ｅｄ．）．ＳｐｒｉｎｇｅｒＭａｔｅｒｉａｌｓ−Ｔｈｅ Ｌａｎｄｏｌｔ−Ｂｏｒｎｓｔｅｉｎ Ｄａｔａｂａｓｅ．Ｓｐｒｉｎｇｅｒ−Ｖｅｒｌａｇ Ｂｅｒｌｉｎ Ｈｅｉｄｅｌｂｅｒｇ，２００９．ＤＯＩ：１０．１００７／９７８−３−５４０−７０８９０−２＿２９ Ｃｒｙｓｔａｌｌｏｇｒａｐｈｉｃ ａｎｄ Ｔｈｅｒｍｏｄｙｎａｍｉｃ Ｄａｔａに記述されているように、鉄、ジルコニウムおよびケイ素の三元析出物は六つの異なる相で生じる。

より強度を増加させるには、関係するＦｅ−Ｓｉ−Ｚｒ析出物を空間的な程度においてできるだけ精密に形成することが好ましい。よって、本発明によると、これらの平均直径は１００ｎｍよりかなり小さいことが好ましい。このような小さいＦｅ−Ｓｉ−Ｚｒ析出物は、本発明の種類のＮＯ電磁鋼片または電磁鋼板の強度を著しく増加させ、同時にモーター構造等のアプリケーションにとって重要である高い周波数帯における磁気的特性を殆んど害することがない。したがって、これらが小さいことによって、本発明において用いられるＦｅ−Ｓｉ−Ｚｒ析出物は、ブロッホ壁の動きをわずかに妨げるのみであり、したがって従来の、より強くない電磁鋼片または電磁鋼板と比較して、せいぜいヒステリシス損失Ｐ_１．０とＰ_１．５をわずかに増加させるに過ぎない。ブロッホ壁とは、異なる磁性をもつ磁区の間の遷移領域である。

本発明における無方向性の電磁鋼片は、ＳｉとＺｒを、目的のＦｅ−Ｓｉ−Ｚｒ析出物が生じるように調節された量で含有する。これには、一方では少なくとも２．０重量％のＳｉが要求され、少なくとも１．６重量％、特に少なくとも２．４重量％のＳｉを含有すると、特に信頼できる運用条件の点で、望ましい分量と分布のＦｅ−Ｓｉ−Ｚｒ析出物が生じる。本発明のＮＯ電磁鋼片または電磁鋼板の特性への悪影響を避けるために、Ｓｉの含有量は最大４．５重量％、至適には上限の３．５重量％、特に３．４重量％、を超えない含有量に制限される。

所望の三元Ｚｒ析出物を形成するために、０．０３重量％の含有量が要求される。この効果が特に確実に発揮されるために、少なくとも０．０７重量％のＺｒ、特に０．０８重量％のＺｒが、本発明における鋼に添加されてもよい。０．３重量％より多いＺｒ含有量では、Ｚｒの十分な含有量の存在による、顕著な特性の向上は見られなかった。本発明の電磁鋼片または電磁鋼板におけるＺｒの優位な効果は、この観点から、Ｚｒの含有量が０．２５重量％に制限されることで得られる。

本発明の電磁鋼片または電磁鋼板を構成する鋼は、その特性を調整するために公知の方法で添加される、さらなる合金元素を含有してもよい。これに適した元素の中で、特に本書に特定された全体量にＡｌとＭｎが含有される。

本発明は、強度増加のために炭化物、窒化物、炭窒化物に頼らなくてもよいので、本発明の電磁鋼板または電磁鋼片中のＣとＮの含有量は最小限とすることができる。これはＣまたはＮの含有量が高いために生じる、磁気の劣化のリスクを排除する。

本発明のこれらの含有量の結果、本発明の組成を有する電磁鋼片または電磁鋼板は、０．５ｍｍの場合、１．０テスラの分極、周波数４００Ｈｚでのヒステリシス損失Ｐ_{１．０／４００}が最大６５Ｗ／ｋｇである。一方、０．３５ｍｍの厚さの場合は、１．０テスラの分極、周波数４００Ｈｚでの本発明による電磁鋼片もしくは電磁鋼板のヒステリシス損失Ｐ_{１．０／４００}が最大４５Ｗ／ｋｇである。同時に、本発明の組成を有する電磁鋼片または電磁鋼板は、従来の組成の強度増加措置の取られていない電磁鋼片または電磁鋼板と比較して、降伏強度が少なくとも２０ＭＰａ増加する。この場合の強度は析出物の精密さに伴って増加する。さらに精密化された析出物によって１００−２００ＭＰａの強度増加を実現できる。

本発明による方法は、本発明にかかる、無方向性電磁鋼片または電磁鋼板の運用上信頼できる製造を実現できるように考案された。

この目的のため、まず上述の組成を有する本発明の電磁鋼片または電磁鋼板を製造するための加熱片が提供され、次にそれが冷間圧延され、冷却片として、それが最終的にアニーリングされる。最終的にアニーリングされて得られた冷却片は、本発明の一形態の組成の電磁鋼片または電磁鋼板となり、その強度は微細構造中のＦｅ−Ｓｉ−Ｚｒ析出物の存在により、従来のＮＯ電磁鋼片または電磁鋼板と比較して向上しており、したがって特に実用上高い動的負荷に晒される、電気部品やサブアセンブリの製造に適している。

本発明により提供される加熱片の製造は、最大限従来の方法で実施できる。このため、まず本発明により特定される組成（Ｓｉ：２．０−４．５重量％、Ｚｒ：０．０３−０．３重量％、Ａｌ：最大２．０重量％、Ｍｎ：最大１．０重量％、Ｃ：最大０．０１重量％、Ｎ：最大０．０１重量％、Ｓ：最大０．０１重量％、Ｐ：最大０．０１５重量％、残部は鉄と不可避的不純物）の溶融された鋼は、予備材料、従来の製造方法においてはスラブや薄い板、へと鋳造され得る。本発明の析出物成型プロセスは、固化後にのみ生じるため、原理的には溶けた鋼を鋳片へと鋳造し、その後に加熱片へと熱間圧延してもよい。

この方法により製造された予備材料は、次に予備材料温度１０２０℃乃至１３００℃まで加熱される。このためには、必要であれば、鋳造の熱を用いて再加熱または目的の温度に保つようにしてもよい。

この方法により加熱された予備材料は、次に厚さが一般的に１．５−４ｍｍ、特に２−３ｍｍの加熱片へと熱間圧延される。この場合の熱間圧延工程は従来から知られたように最終圧延ラインにおいて初期熱間圧延温度の１０００−１１５０℃から始まり、最終熱間圧延温度の７００−９２０℃、特に７８０−８５０℃で終わる。

得られた加熱片は次にコイリング温度へと冷却され、コイルへと巻回される。この場合のコイリング温度は、次に行われる冷間圧延行程における問題を避けるため、この時点では強度増加粒子の析出物の析出が回避されるように理想的に選択される。実践では、このためのコイリング温度は、例えば最大７００℃である。

選択的に、加熱片は加熱片アニーリングにかけられてもよい。

提供された加熱片は、典型的には０．１５−１．１ｍｍ、特に０．２−０．６５ｍｍの範囲の厚さの冷却片へと冷間圧延される。

最後の最終的なアニーリングは、本発明の強度増加のために用いられるＦｅ−Ｓｉ−Ｚｒ粒子の形成へ決定的な影響を与える。これに関して、最終的なアニーリングのアニーリング条件を変化させることで、より高い強度やより低いヒステリシス損失を得るために、材料特性を自由に最適化することができる。

本発明の組成を有する冷却片を、最終アニーリングする行程から連続して行われる二段階アニーリングによって、降伏強度が３５０−５００ＭＰａの範囲であり、ヒステリシス損失Ｐ_{１．０／４００}が厚さ０．３ｍｍの鋼片においては３５Ｗ／ｋｇよりも少なく、厚さ０．５ｍｍの鋼片においては４５Ｗ／ｋｇよりも少ない、本発明の無方向性電磁鋼片または電磁鋼板が、特に実施上信頼できる方法で得られる。

第一段階では、冷却片はアニーリング温度９００−１１５０℃で１−３００秒アニーリングされる。次に、アニーリングの第二段階では冷却片は６００−８００℃で５０−１２０秒保たれる。そして、前記冷却片は１００℃より低い温度へと冷却される。上述の最終的なアニーリング行程を経ると、アニーリングの第一段階においてすでに存在した可能性のあるＦｅ−Ｓｉ−Ｚｒ析出物は溶解され、微細構造の完全な再結晶が得られる。さらなるアニーリング段階では、特に意図されるＦｅ−Ｓｉ−Ｚｒ粒子の析出が生じる。

さらに、得られた無方向性電磁鋼片または電磁鋼板は、最終的に従来のストレスリリーフアニーリングをしてもよい。最終処理装置による処理工程によっては、このストレスリリーフアニーリングは、すでにコイルの状態において本発明のＮＯ電磁鋼片または電磁鋼板のメーカーによって行われているか、または最終処理装置により処理されたブランクがまず本発明の方法により製造された電磁鋼片または電磁鋼板から切り出された後にストレスリリーフアニーリングにかけられてもよい。

本発明は以下の実施形態において、さらに詳細に説明される。

図１は、以下の行程により製造された電磁鋼片または電磁鋼板の最終アニーリングの際の望ましい温度プロファイルを示す図である。

以下に説明された試験は、それぞれ実験室環境で行われた。まず、本発明の組成を有する二つの溶鋼Ｚｒ１とＺｒ２と、二つの比較例の溶鋼Ｒｅｆ１とＲｅｆ２とを溶融してインゴットへと鋳造した。Ｚｒ１、Ｚｒ２、Ｒｅｆ１、Ｒｅｆ２の組成は表１に与えられている。Ｚｒの有効量がないことの例外を除いて、通常の許容される限度の組成の範囲において、合金元素は、比較溶鋼Ｒｅｆ１と本発明にかかる溶鋼Ｚｒ１と一致し、比較溶鋼Ｒｅｆ２のそれらは本発明の実施例の溶鋼Ｒｅｆ２と一致する。

前記インゴットは１２５０℃へと加熱され、初期圧延温度１０２０℃、最終圧延温度８４０℃で、厚さ２ｍｍの加熱片へと圧延された。各加熱片は６２０℃のコイリング温度Ｔ_ｃｏｉｌへと冷却した。その後、コイル状態で一般的な冷却プロセスが行われた。

本発明に係るＺｒ１、Ｚｒ２の鋼合金からなる試験片のいくつかと、比較溶鋼Ｒｅｆ１、Ｒｅｆ２の試験片とは、温度７４０℃で２時間加熱片アニーリングにかけられ、その後、それぞれ最終的な厚さ０．５ｍｍまたは０．３ｍｍの冷却片へと冷間圧延した。

一方で、本発明に係るＺｒ１、Ｚｒ２の鋼合金からなる加熱片と、比較溶鋼Ｒｅｆ１、Ｒｅｆ２の加熱片の、さらなる試験片が、それぞれ加熱片アニーリングを行わずに、０．３ｍｍまたは０．５ｍｍの厚さの冷却片へと冷間圧延された。

それぞれの場合で、冷間圧延の後に最終アニーリングが行われ、ここでは各冷却試験片を始めに室温から昇温速度１０Ｋ／ｓで１０５秒間アニーリング温度１０９０℃へと加熱する。次に、試験片を１５秒間アニーリング温度で保ち、その後、冷却速度２０Ｋ／ｓで７００℃の中間温度へと冷却した。これらの試験片はこの中間温度で６０秒間保たれた。その後に二段階冷却プロセスが行われ、ここでは試験片を、始めにゆっくり５℃／ｓで第二の中間的な温度５８０℃へと冷却し、この第二の中間温度へ到達した後に、早い冷却速度３０℃／ｓで室温へと冷却する。

表２において、機械的、および磁気的特性が以下のように与えられている：加熱片アニーリングを行った、厚さ０．５ｍｍの、本発明に係る溶鋼Ｚｒ１またはＺｒ２からなる試験片と、比較溶鋼Ｒｅｆ１、Ｒｅｆ２の試験片の、上降伏点Ｒ_ｅＨ、下降伏点Ｒ_ｅＬ、引っ張り強さＲ_ｍ、平均降伏強度Ｒｅと引っ張り強度Ｒｍの比Ｒｅ／Ｒｍ、一様伸びＡ_ｇ、周波数５０Ｈｚで測定したヒステリシス損失Ｐ_１．０（１．０Ｔの分極でのヒステリシス損失）、周波数５０Ｈｚで測定したヒステリシス損失Ｐ_１．５（１．５Ｔの分極でのヒステリシス損失）、そして同じく５０Ｈｚの周波数で測定した分極Ｊ_２５００（磁界強度２５００Ａ／ｍでの分極）、同じく５０Ｈｚの周波数で測定した分極Ｊ_５０００（磁界強度５０００Ａ／ｍ での分極）、加えて周波数４００Ｈｚと１ｋＨｚにおけるヒステリシス損失Ｐ_１．０（１．０Ｔの分極でのヒステリシス損失）。

表３において、加熱片アニーリングを行っていない、厚さ０．５ｍｍの、本発明に係る溶鋼Ｚｒ１またはＺｒ２からなる試験片、および比較溶鋼Ｒｅｆ１、Ｒｅｆ２の試験片の、同様の情報が与えられている。

表４において、加熱片アニーリングを行った、厚さ０．３ｍｍの、本発明に係る溶鋼Ｚｒ２からなる試験片、または比較溶鋼Ｒｅｆ２の試験片の対応する値が与えられており、表５において、加熱片アニーリングを行っていない、厚さ０．３ｍｍの、本発明に係る溶鋼Ｚｒ２からなる試験片、または比較溶鋼Ｒｅｆ２の試験片の対応する値が与えられている。

本発明の組成と製造方法の試験片は、比較溶鋼と比べて下降伏点Ｒ_ｅＬがそれぞれ２０−８０ＭＰａ高いことがわかった。一方で、試験片のうち加熱片アニーリングを行ったものと行っていないもの間に大きな差はなかった。

周波数５０Ｈｚでは、本発明に係る鋼から製造した試験片は、比較溶鋼から製造した試験片に比べて、いくらかヒステリシス損失が高い。一方で、本発明の鋼が想定したアプリケーションにおいて特に重要な、４００Ｈｚと１ｋＨｚの、より高い周波数においては本発明の試験片と比較試験片のヒステリシス損失はほとんど変わらなかった。

結果として、本発明は、大幅な強度の増加と共に、優れた磁気的特性を有する電気機器用の電磁鋼板や電磁鋼片を、これを得るために提供が高価または製造が困難な合金元素や複雑な製造工程の実施なしに、提供するために用いることができる。

Claims (11)

1. 電気技術アプリケーション用の無方向性の電磁鋼片または電磁鋼板であって、鉄と、不可避的不純物とに加えて、重量％で、
   Ｓｉ：２．０−４．５％、
   Ｚｒ：０．０３−０．３％、
   Ａｌ：最大２．０％、
   Ｍｎ：最大１．０％、
   Ｃ：最大０．０１％、
   Ｎ：最大０．０１％、
   Ｓ：最大０．０１％、
   Ｐ：最大０．００６％、
   のみから成る鋼から製造され、
   前記電磁鋼片もしくは電磁鋼板の微細構造に、Ｆｅ−Ｓｉ−Ｚｒの三元析出物が存在することを特徴とする、無方向性の電磁鋼片または電磁鋼板。
2. Ｓｉの含有量が少なくとも２．５重量％であることを特徴とする、請求項１に記載の無方向性の電磁鋼片または電磁鋼板。
3. Ｓｉの含有量が最大３．５重量％であることを特徴とする、請求項１または請求項２に記載の無方向性の電磁鋼片または電磁鋼板。
4. Ｚｒの含有量が少なくとも０．０８重量％であることを特徴とする、請求項１乃至請求項３のいずれかに記載の無方向性の電磁鋼片または電磁鋼板。
5. Ｚｒの含有量が最大０．２５％であることを特徴とする、請求項１乃至請求項４のいずれかに記載の無方向性の電磁鋼片または電磁鋼板。
6. Ｃの含有量が最大０．００６％であることを特徴とする、請求項１乃至請求項５のいずれかに記載の無方向性の電磁鋼片または電磁鋼板。
7. Ｎの含有量が最大０．００６％であることを特徴とする、請求項１乃至請求項６のいずれかに記載の無方向性の電磁鋼片または電磁鋼板。
8. Ｓの含有量が最大０．００６％であることを特徴とする、請求項１乃至請求項７のいずれかに記載の無方向性の電磁鋼片または電磁鋼板。
9. １．０テスラの分極（ｐｏｌａｒｉｚａｔｉｏｎ）、振動数４００Ｈｚでの、ヒステリシス損失Ｐ_{１．０／４００}が、０．５ｍｍの厚さの電磁鋼片もしくは電磁鋼板においては最大６５Ｗ／ｋｇであり、０．３ｍｍの厚さの場合は最大４５Ｗ／ｋｇであることを特徴とする、請求項１から請求項８までのいずれかに記載の無方向性の電磁鋼片または電磁鋼板。
10. 請求項１乃至請求項９のいずれかに記載の形態の電磁鋼片または電磁鋼板から製造されたことを特徴とする、電気技術アプリケーション用の部品。
11. 微細構造にＦｅ−Ｓｉ−Ｚｒの三元析出物が存在する、無方向性の電磁鋼片または電磁鋼板の製造方法において、
    ａ）鉄と、不可避的不純物とに加えて、重量％で、
    Ｓｉ：２．０−４．５％、
    Ｚｒ：０．０３−０．３％、
    Ａｌ：最大２．０％、
    Ｍｎ：最大１．０％、
    Ｃ：最大０．０１％、
    Ｎ：最大０．０１％、
    Ｓ：最大０．０１％、
    Ｐ：最大０．００６％、
    のみから成る、加熱片を提供するステップと、
    ｂ）前記加熱片を冷却片へと冷間圧延するステップと、
    ｃ）前記冷却片を最終的にアニーリングするステップと、を含む
    ことを特徴とする方法。

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