JP6596016B2 - 無方向性電磁鋼板およびその製造方法 - Google Patents

無方向性電磁鋼板およびその製造方法 Download PDF

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Description

無方向性電磁鋼板およびその製造方法に関する。
無方向性電磁鋼板は、電気エネルギーを機械的エネルギーに変換する機器に主に使用されるが、その過程で高い効率を発揮するために優れた磁気的特性を要求する。
磁気的特性には鉄損と磁束密度があるが、鉄損が低ければ、エネルギーの変換過程で損失するエネルギーを低減することができ、磁束密度が高ければ、小さい電気エネルギーでより大きな動力を生産することができるため、無方向性電磁鋼板の鉄損が低く、磁束密度が高ければ、モータのエネルギー効率を増加させることができる。
特に最近、環境にやさしい自動車の駆動モータ用に使用される最高級無方向性電磁鋼板は高速回転用に使用されるため、高周波鉄損の低減が重要に扱われているが、一般に、高周波鉄損は、４００Ｈｚまたはそれ以上の周波数における鉄損を意味し、これを低減させるためには、材料の固有抵抗を増加させることが重要である。
無方向性電磁鋼板の磁気的特性を増加させるために通常使用される方法は、Ｓｉを合金元素として添加することである。Ｓｉの添加により鋼の固有抵抗が増加すると高周波鉄損が低くなるという利点があるが、磁束密度に劣位となり、加工性が低下し、３．５％以上添加すると冷間圧延が困難になる。
したがって、Ｓｉ以外にも、比抵抗増加元素のＡｌ、Ｍｎなどを投入する方法が試みられている。これら元素の添加により鉄損は減少させられるが、全体合金量の増加によって磁束密度が劣化し、材料の硬度の増加と加工性の劣化によって冷間圧延が困難になるという欠点がある。それだけでなく、ＡｌとＭｎは、鋼板内に不可避に存在する不純物と結合して窒化物や硫化物などを微細に析出させて、むしろ鉄損を悪化させたりする。
この理由から、無方向性電磁鋼板の磁気的特性向上のためには、鋼の高清浄化も極めて重要である。製鋼段階で不純物を極低管理して最終製品内に存在する介在物を最小化することで鉄損を低下させられるからである。しかし、磁束密度は鋼の高清浄化によりさほど大きく向上せず、製鋼作業性の低下および費用増加の要因になる。
無方向性電磁鋼板の磁気的特性は、集合組織によっても大きな影響を受ける。無方向性電磁鋼板では、結晶方位のうち、｛００１｝面が板面に平行な方位の分率が高く、｛１１１｝面が板面に平行な方位の分率が低い集合組織を有することが磁気的特性に有利である。
集合組織を制御して磁気的特性を向上させる方法は多様に提案されてきた。日本国特許第２００４−１９７２１７号公報の方法は、熱延板焼鈍後、結晶粒の大きさを４００μｍ以上にして冷間圧延および再結晶焼鈍する方法を提案した。
日本国特許第１９９６−０８８１１４号は、中間焼鈍を含む２回の冷間圧延法により磁気的特性に有利な集合組織を発達させる方法を提案した。しかし、このような新工程による集合組織の向上方法は、いずれも実際の生産工程に適用するには生産性が過度に低下したり費用が増加する問題を抱えている。
一方、結晶粒界偏析元素の微量添加により集合組織を向上させる方法も各種文献で提案された。しかし、これは、本発明者が直接実験した結果、各文献に提示された範囲内の元素の投入では集合組織および磁性がほとんど改善されないことを確認した。
本発明の一実施例は、無方向性電磁鋼板を提供する。
本発明の他の実施例は、無方向性電磁鋼板の製造方法を提供する。
上記の目的を達成するために、本発明の一実施例によれば、重量％で、Ｓｉ：２．５〜３．５％、Ａｌ：０．３〜１．５％、Ｍｎ：０．３〜１．５％、Ｎ：０．００１〜０．００５％、およびＳ：０．００１〜０．００５％を含有し、Ｓｂ：０．０２〜０．２５％およびＳｎ：０．０２〜０．２５％の中から選択された１種または２種を含有し、残部Ｆｅおよびその他不可避に混入する不純物を含有し、前記Ａｌ、Ｍｎ、Ｓｂ、およびＳｎの含有量が下記式１〜３を満足する、無方向性電磁鋼板を提供する。
［式１］
０．９＜（［Ａｌ］＋［Ｍｎ］）＜１．５
［式２］
０．０５＜（［Ｓｂ］＋［Ｓｎ］）＜０．２５
［式３］
０．０４＜（［Ｓｂ］＋［Ｓｎ］）／（［Ａｌ］＋［Ｍｎ］）＜０．１７
ただし、上記式１〜３中、［Ａｌ］、［Ｍｎ］、［Ｓｂ］、および［Ｓｎ］は、それぞれＡｌ、Ｍｎ、Ｓｂ、およびＳｎの重量パーセント（％）を意味する。
前記電磁鋼板の厚さが０．１５〜０．３５ｍｍであるとよい。
前記電磁鋼板は、ＡｌＮおよびＭｎＳの中から選択された１種または２種を含む複合介在物を含み、大きさが１０ｎｍ以上の複合介在物の分布密度が０．０２個／ｍｍ２以下であるとよい。
前記電磁鋼板の平均の結晶粒の大きさが５０〜１５０μｍであるとよい。
前記電磁鋼板は、｛００１｝面が電磁鋼板の板面と１５°内で平行をなしている組織の分率が２５％以上であるとよい。
本発明の好ましい他の実施例によれば、重量％で、Ｓｉ：２．５〜３．５％、Ａｌ：０．３〜１．５％、Ｍｎ：０．３〜１．５％、Ｎ：０．００１〜０．００５％、およびＳ：０．００１〜０．００５％を含有し、Ｓｂ：０．０２〜０．２５％およびＳｎ：０．０２〜０．２５％の中から選択された１種または２種を含有し、残部Ｆｅおよびその他不可避に混入する不純物を含有し、前記Ａｌ、Ｍｎ、Ｓｂ、およびＳｎの含有量が下記式１〜３を満足するスラブを製造する段階と、前記スラブを再加熱した後、熱間圧延して熱延鋼板を製造する段階と、前記熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板を製造する段階と、前記冷延鋼板を最終焼鈍する段階とを含む、無方向性電磁鋼板の製造方法を提供する。
［式１］
０．９＜（［Ａｌ］＋［Ｍｎ］）＜１．５
［式２］
０．０５＜（［Ｓｂ］＋［Ｓｎ］）＜０．２５
［式３］
０．０４＜（［Ｓｂ］＋［Ｓｎ］）／（［Ａｌ］＋［Ｍｎ］）＜０．１７
ただし、上記式１〜３中、［Ａｌ］、［Ｍｎ］、［Ｓｂ］、および［Ｓｎ］は、それぞれＡｌ、Ｍｎ、Ｓｂ、およびＳｎの重量パーセント（％）を意味する。
前記製造方法において、前記最終焼鈍段階を経た電磁鋼板は、その中に、ＡｌＮおよびＭｎＳの中から選択された１種または２種を含む複合介在物を含み、大きさが１０ｎｍ以上の介在物の分布密度が０．０２個／ｍｍ２以下であるとよい。
前記製造方法において、前記電磁鋼板の平均の結晶粒の大きさが５０〜１５０μｍであるとよい。
前記製造方法において、前記最終焼鈍段階を経た電磁鋼板は、｛００１｝面が電磁鋼板の板面と１５°内で平行をなしている組織の分率が２５％以上であるとよい。
前記再加熱は、１，１００℃〜１，２００℃の温度で行われる。
前記熱間圧延は、８００℃以上の温度で仕上げられる。
前記製造方法において、前記熱延鋼板を熱延板焼鈍する段階をさらに含むことができる。
前記熱延板焼鈍は、８５０〜１，１５０℃の温度で行われる。
前記製造方法において、前記冷延鋼板は、７０〜９５％の圧下率を適用して０．１５〜０．３５ｍｍの厚さに製造される。
前記最終焼鈍は、８５０〜１，１００℃の温度で行われる。
本発明によれば、Ｓｉ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｓｂ、およびＳｎなどの含有量を最適化して、鋼板内に介在物の分布密度を減少させて鉄損が改善されると同時に、｛００１｝面が電磁鋼板の板面と１５°内で平行をなしている組織の分率を向上させることによって、優れた磁束密度を有する無方向性電磁鋼板を提供することができる。これによって、環境にやさしい自動車用駆動モータの効率を向上させることができる。
本発明の利点および特徴、そしてそれらを達成する方法は、詳細に後述する実施例を参照すれば明確になる。しかし、本発明は以下に開示される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実現可能であり、単に本実施例は本発明の開示が完全になるようにし、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に発明の範疇を完全に知らせるために提供されるものであり、本発明は請求項の範疇によってのみ定義される。
以下、本発明の好ましい実施例による無方向性電磁鋼板について詳細に説明する。
本発明の一実施例による無方向性電磁鋼板は、重量％で、Ｓｉ：２．５〜３．５％、Ａｌ：０．３〜１．５％、Ｍｎ：０．３〜１．５％、Ｎ：０．００１〜０．００５％、およびＳ：０．００１〜０．００５％を含有し、Ｓｂ：０．０２〜０．２５％およびＳｎ：０．０２〜０．２５％の中から選択された１種または２種を含有し、残部Ｆｅおよびその他不可避に混入する不純物を含有し、前記Ａｌ、Ｍｎ、Ｓｂ、およびＳｎの含有量が下記式１〜３を満足する。
［式１］
０．９＜（［Ａｌ］＋［Ｍｎ］）＜１．５
［式２］
０．０５＜（［Ｓｂ］＋［Ｓｎ］）＜０．２５
［式３］
０．０４＜（［Ｓｂ］＋［Ｓｎ］）／（［Ａｌ］＋［Ｍｎ］）＜０．１７
ただし、上記式１〜３中、［Ａｌ］、［Ｍｎ］、［Ｓｂ］、および［Ｓｎ］は、それぞれＡｌ、Ｍｎ、Ｓｂ、およびＳｎの重量パーセント（％）を意味する。
前記無方向性電磁鋼板は、厚さが０．１５〜０．３５ｍｍであるとよい。
前記無方向性電磁鋼板は、鋼板内にＡｌＮまたはＭｎＳの単独あるいは少なくとも１つを含む複合介在物が形成され、その大きさが１０ｎｍ以上の介在物の分布密度が０．０２個／ｍｍ２ 以下であり、集合組織を測定すると、｛００１｝面が電磁鋼板の板面と１５°内で平行をなしている組織の分率が２５％以上であり、鋼板の平均の結晶粒の大きさが５０〜１５０μｍの範囲であるため、製品の製作時、磁束密度が高く、鉄損（Ｗ１０／４００）が低い無方向性電磁鋼板を提供することができる。（ここで、電磁鋼板の板面とは、電磁鋼板の圧延方向をｘ軸、電磁鋼板の幅方向をｙ軸とした時、ｘｙ面を意味する）
以下、本発明を構成する成分元素の範囲とその成分元素間の添加比率を限定した理由について説明する。
［Ｓｉ：２．５〜３．５重量％］
Ｓｉは、材料の比抵抗を高めて鉄損を低下させる役割を果たし、２．５％未満で添加される場合、高周波鉄損の改善効果が不足し、３．５％を超えて添加される場合、材料の硬度が上昇して生産性および打抜性に劣るので、好ましくない。より具体的には、２．７〜３．４重量％であるとよい。
［Ａｌ：０．３〜１．５重量％］
Ａｌは、材料の比抵抗を高めて鉄損を低下させ、窒化物を形成する。Ａｌが０．３％未満で添加されると、高周波鉄損の低減に効果がなく、窒化物が微細に形成されて磁性を劣化させ、１．５％を超えて添加されると、製鋼と連続鋳造などの全ての工程上に問題を生じて生産性を大きく低下させる。より具体的には、０．５〜１．０重量％であるとよい。
［Ｍｎ：０．１〜１．５重量％］
Ｍｎは、材料の比抵抗を高めて鉄損を改善し、硫化物を形成させる役割を果たし、０．３％以下で添加されると、ＭｎＳが微細に析出して磁性を劣化させ、高周波鉄損の改善効果がほとんどない。Ｍｎが１．５％を超えて添加されると、磁性に不利な｛１１１｝面が電磁鋼板の板面と１５°内で平行をなしている組織の形成を助長して磁束密度が減少するので、Ｍｎの添加量は０．１〜１．５％に制限することが好ましい。より具体的には、０．１〜０．７重量％であるとよい。
前記Ｓｉの組成範囲内で［Ａｌ］＋［Ｍｎ］を０．９〜１．５に制限する理由は、０．９％以下では、介在物を粗大に析出させる効果が少なく、高周波鉄損の改善効果がわずかであり、１．５％以上では、合金量の増加によって材料の硬度が高くなって生産性に劣るからである。
［Ｎ：０．００１〜０．００５重量％］
Ｎは、母材の内部に微細で長いＡｌＮ析出物を形成して結晶粒の成長を抑制して鉄損を劣化させるので、できるたけ少なく含有させることが好ましいが、本発明では、結晶粒界偏析元素によってＮの拡散が制限されるので、その含有量を０．００１〜０．００５％に制限する。より具体的には、０．００２１〜０．００２４％であるとよい。
［Ｓ：０．００１〜０．００５重量％］
Ｓは、微細な析出物のＭｎＳおよびＣｕＳを形成して磁気特性を悪化させるため、低く管理することが好ましく、鋼中に必須不可欠に存在する元素で、製鋼で精練過程をなるべく除去することが好ましいが、本発明では、結晶粒界偏析元素によってＳの拡散が制限されるので、その含有量を０．００１〜０．００５％に制限する。より具体的には、０．００１９〜０．００２４％であるとよい。
［Ｓｂ：０．０２〜０．２５重量％］
Ｓｂは、鋼板の表面および結晶粒界に偏析して焼鈍時の表面酸化を抑制し、結晶粒界による元素の拡散を妨げ、｛１１１｝面が電磁鋼板の板面と１５°内で平行をなしている組織の再結晶を妨げて集合組織を改善させる役割を果たす。０．０２％以下で添加されると、その効果がなく、０．２５％以上添加されると、結晶粒界偏析量の増加によって靭性が低下して磁性改善対比の生産性が低下するので、好ましくない。より具体的には、０．０３〜０．１２％であるとよい。
［Ｓｎ：０．０２〜０．２５重量％］
Ｓｎは、鋼板の表面および結晶粒界に偏析して焼鈍時の表面酸化を抑制し、結晶粒界による元素の拡散を妨げ、｛１１１｝面が電磁鋼板の板面と１５°内で平行をなしている組織の再結晶を妨げて集合組織を改善させる役割を果たす。０．０２％以下で添加されると、その効果がなく、０．２５％以上添加されると、結晶粒界偏析量の増加によって靭性が低下して磁性改善対比の生産性が低下するので、好ましくない。より具体的には、０．０３〜０．１２％であるとよい。
（［Ｓｂ］＋［Ｓｎ］）を０．０５〜０．２５％に制限する理由は、この範囲で磁性を改善する効果が最も優れているからである。０．０５％以下では、磁性の改善効果がなく、０．２５％以上では、磁性がむしろ悪化し、材料の靭性が過度に低下して生産性に問題が発生する。より具体的には、０．０６〜０．２４％であるとよい。
（［Ｓｂ］＋［Ｓｎ］）／（［Ａｌ］＋［Ｍｎ］）を０．０４〜０．１７に制限する理由は、この範囲でＳｂとＳｎが結晶粒界に偏析してＮとＳの結晶粒界の拡散を妨げて析出物の生成を妨げ、最終焼鈍時、｛１１１｝面が電磁鋼板の板面と１５°内で平行をなしている組織の生成を抑制して磁性に有利な集合組織を作れるからである。（［Ｓｂ］＋［Ｓｎ］）／（［Ａｌ］＋［Ｍｎ］）の値が前記範囲を外れると、磁性がむしろ悪化し、鉄損が増加する。より具体的には、０．０５〜０．１６であるとよい。
上記の元素以外にも、Ｃ、Ｔｉ、Ｎｂなどの元素が含まれる。Ｃは、磁気時効を起こすので、０．００４％以下、好ましくは０．００３％以下に制限するのが良い。Ｔｉは、無方向性電磁鋼板において好ましくない結晶方位の｛１１１｝面が電磁鋼板の板面と１５°内で平行をなしている組織の成長を促すので、０．００４％以下、より好ましくは０．００２％以下であるとよい。
以下、本発明による無方向性電磁鋼板の製造方法について説明する。
本発明による無方向性電磁鋼板の製造方法の製鋼段階では、不純物のピックアップを最小化するために、合金元素の純度が高いものを使用することが好ましい。
このようにして制御された溶鋼を連続鋳造工程で凝固させてスラブを製造する。スラブを加熱炉に装入して、１，１００℃以上１，２００℃以下の温度で再加熱する。１，２００℃以上で再加熱時、析出物が再溶解して熱間圧延後に微細に析出しうるので、１，２００℃以下で再加熱する。
スラブが再加熱されると、次に、熱間圧延を行う。熱間圧延時、熱間仕上げ圧延は、８００℃以上の温度で行うことが好ましい。
熱間圧延された熱延板は、８５０〜１，１５０℃の温度で熱延板焼鈍を行う。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、焼鈍温度が１，１５０℃を超えると、磁気特性がむしろ劣化し、板形状の変形によって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。より好ましい熱延板焼鈍温度は９５０〜１，１５０℃である。熱延板焼鈍は、必要に応じて磁性に有利な方位を増加させるために行われるものであるが、熱延板焼鈍を省略することも可能である。
このように熱延板焼鈍を行ったり、あるいはこれを省略し、次に、熱延板を酸洗した後、所定の板厚さとなるように冷間圧延する。
冷間圧延は、約７０〜９５％の圧下率を適用して０．３５ｍｍ以下の厚さに冷延板を製造することができる。より具体的には、０．１５〜０．３５ｍｍであるとよい。０．３５ｍｍ以下の場合、高周波における電磁鋼板の鉄損改善および磁束密度に優れている。
ここで、圧下率は、（圧延前の厚さ−圧延後の厚さ）／（圧延前の厚さ）を意味する。
冷間圧延された冷延板は最終焼鈍を行う。最終焼鈍温度が８５０℃未満であれば、再結晶が十分に発生せず、最終焼鈍温度が１，１００℃を超えると、結晶粒径が大きすぎて高周波鉄損に劣位となるので、最終焼鈍は、結晶粒径が５０〜１５０μｍとなるように、８５０〜１，１００℃の温度で行うことが好ましい。
以下、実施例により本発明による無方向性電磁鋼板の製造方法について詳細に説明する。ただし、下記の実施例は本発明を例示するものに過ぎず、本発明の内容が下記の実施例によって限定されるものではない。
実験室で真空溶解して、下記表１に示しているような成分の鋼塊を製造した。素材の不純物Ｃ、Ｔｉ、Ｎｂは、いずれも０．００２５％以下に制御した。各素材は、１，１３０℃に再加熱し、８７０℃で熱間仕上げ圧延して、厚さ２．０ｍｍの熱延板を製作した。熱間圧延された熱延板は、１，１００℃で熱延板焼鈍後、酸洗し、冷間圧延して厚さを０．３０ｍｍにした後、９８０℃で１００秒間最終焼鈍を行った。
Figure 0006596016
それぞれに対する主要成分の添加量および比率、鉄損、磁束密度、介在物の分布密度、｛００１｝／／ＮＤ分率（｛００１｝面が電磁鋼板の板面と１５°内で平行をなしている組織の分率）を表２に示す。磁気的特性は、単一シートテスター（Ｓｉｎｇｌｅ ｓｈｅｅｔ ｔｅｓｔｅｒ）を用いて圧延方向と垂直方向を測定し、これを平均して計算した。介在物の観察のためのサンプルの製作は、鉄鋼材料において一般的な方法のレプリカ法を利用しており、装置としては透過電子顕微鏡を用いた。この時、加速電圧は２００ｋＶを印加した。集合組織はＥＢＳＤを用いて測定し、ＯＤＦを計算して誤差範囲１５°以内の方位を含めて｛００１｝／／ＮＤ分率を計算した。
Figure 0006596016
表２を参照すれば、本発明で提示したＡｌ＋Ｍｎ、Ｓｂ＋Ｓｎ、（Ｓｂ＋Ｓｎ）／（Ａｌ＋Ｍｎ）の範囲を満足するＡ２、Ａ４、Ａ８、Ａ９、Ａ１１、Ａ１２、Ａ１４、Ａ１５、Ａ１６、Ａ１８の場合、その大きさが１０ｎｍ以上の介在物の分布密度が０．０２個／ｍｍ２以下と低い。したがって、鉄損が低く、且つ、｛００１｝／／ＮＤ分率が２５％以上で磁束密度が高いことを確認することができる。
反面、鋼種Ａ１、Ａ１１の場合、Ａｌ＋Ｍｎの含有量が本発明の範囲より不足し、磁束密度は良好であるが、鉄損が劣位であり、鋼種Ａ６は、Ａｌ＋Ｍｎの含有量が本発明の範囲を超えて介在物の分布密度が増加し、鉄損が劣位であった。鋼種Ａ７、Ａ１０は、Ｓｂ＋Ｓｎの含有量が本発明の範囲より低く、集合組織が劣位で磁束密度が低く、鋼種Ａ１９は、Ｓｂ＋Ｓｎの含有量が本発明の範囲より高く、鉄損と加工性に劣る。
鋼種Ａ１３、Ａ１７の場合、（Ｓｂ＋Ｓｎ）／（Ａｌ＋Ｍｎ）の比率が本発明の範囲より高く、鉄損と加工性が劣位であり、鋼種Ａ３、Ａ５の場合、（Ｓｂ＋Ｓｎ）／（Ａｌ＋Ｍｎ）の比率が本発明の範囲より低く、磁束密度と鉄損が非常に劣位であることが分かる。
以上、本発明の実施例を説明したが、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、本発明がそ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できることを理解するであろう。

Claims (2)

  1. 重量％で、Ｃ：０．００２５％以下、Ｓｉ：２．５〜３．５％、Ａｌ：０．３〜１．５％、Ｍｎ：０．１〜１．５％、Ｎ：０．００１〜０．００５％、Ｓ：０．００１〜０．００５％、Ｓｂ：０．０２〜０．２５％、およびＳｎ：０．０２〜０．２５％を含有し、残部Ｆｅおよびその他不可避に混入する不純物からなり、
    前記Ａｌ、Ｍｎ、Ｓｂ、およびＳｎの含有量が下記式１〜３を満足し、ＡｌＮおよびＭｎＳの中から選択された１種または２種を含む複合介在物を含み、大きさが１０ｎｍ以上の複合介在物の分布密度が０．０２個／ｍｍ２以下であり、
    電磁鋼板の厚さが０．１５〜０．３５ｍｍであり、
    電磁鋼板の平均の結晶粒の大きさが５０〜１５０μｍであり、
    ｛００１｝面が電磁鋼板の板面と誤差範囲１５°内で平行をなしている組織の分率が２５％以上である、無方向性電磁鋼板。
    ［式１］
    ０．９＜（［Ａｌ］＋［Ｍｎ］）＜１．５
    ［式２］
    ０．０６≦（［Ｓｂ］＋［Ｓｎ］）＜０．２５
    ［式３］
    ０．０４＜（［Ｓｂ］＋［Ｓｎ］）／（［Ａｌ］＋［Ｍｎ］）＜０．１７
    ただし、上記式１〜３中、［Ａｌ］、［Ｍｎ］、［Ｓｂ］、および［Ｓｎ］は、それぞれＡｌ、Ｍｎ、Ｓｂ、およびＳｎの重量パーセント（％）を意味する。
  2. 重量％で、Ｃ：０．００２５％以下、Ｓｉ：２．５〜３．５％、Ａｌ：０．３〜１．５％、Ｍｎ：０．１〜１．５％、Ｎ：０．００１〜０．００５％、Ｓ：０．００１〜０．００５％、Ｓｂ：０．０２〜０．２５％、およびＳｎ：０．０２〜０．２５％を含有し、残部Ｆｅおよびその他不可避に混入する不純物からなり、前記Ａｌ、Ｍｎ、Ｓｂ、およびＳｎの含有量が下記式１〜３を満足するスラブを製造する段階と、
    前記スラブを再加熱した後、熱間圧延して熱延鋼板を製造する段階と、
    前記熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板を製造する段階と、
    前記冷延鋼板を最終焼鈍する段階とを含み、
    前記最終焼鈍段階を経た電磁鋼板は、その中に、ＡｌＮおよびＭｎＳの中から選択された１種または２種を含む複合介在物を含み、大きさが１０ｎｍ以上の介在物の分布密度が０．０２個／ｍｍ２以下であり、
    前記電磁鋼板の厚さが０．１５〜０．３５ｍｍであり、
    前記電磁鋼板の平均の結晶粒の大きさが５０〜１５０μｍであり、
    前記電磁鋼板は、｛００１｝面が電磁鋼板の板面と誤差範囲１５°内で平行をなしている組織の分率が２５％以上であり、
    前記スラブの再加熱は、１，１００℃〜１，２００℃の温度で行われ、
    前記熱間圧延は、８００℃以上の温度で仕上げられ、
    前記熱延鋼板を熱延板焼鈍する段階をさらに含み、前記熱延板焼鈍は、８５０〜１，１５０℃の温度で行われ、
    前記冷延鋼板は、７０〜９５％の圧下率を適用して０．１５〜０．３５ｍｍの厚さに製造される、無方向性電磁鋼板の製造方法。
    ［式１］
    ０．９＜（［Ａｌ］＋［Ｍｎ］）＜１．５
    ［式２］
    ０．０６≦（［Ｓｂ］＋［Ｓｎ］）＜０．２５
    ［式３］
    ０．０４＜（［Ｓｂ］＋［Ｓｎ］）／（［Ａｌ］＋［Ｍｎ］）＜０．１７
    ただし、上記式１〜３中、［Ａｌ］、［Ｍｎ］、［Ｓｂ］、および［Ｓｎ］は、それぞれＡｌ、Ｍｎ、Ｓｂ、およびＳｎの重量パーセント（％）を意味する。
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