JP6900889B2 - 無方向性電磁鋼板 - Google Patents

Description

本発明は、無方向性電磁鋼板に関する。

昨今、地球環境問題が注目されており、省エネルギーへの取り組みに対する要求は、一段と高まってきている。なかでも、電気機器の高効率化は、強く要望されている。このため、モータや発電機の鉄心材料として広く使用されている無方向性電磁鋼板においても、磁気特性の向上に対する要請が更に強まっている。近年、高効率化が進展する電気自動車やハイブリッド自動車用のモータや発電機、及び、コンプレッサ用モータにおいては、その傾向が顕著である。

電気機器の高効率化のために、無方向性電磁鋼板の磁気特性の中では、鉄損、特に高周波鉄損を低減することが求められている。鉄損は、渦電流損とヒステリシス損に大別できる。渦電流損を低減するためには、鋼中に合金元素を添加することで鋼板の電気抵抗を上げることが有効である。そのため、例えば以下の特許文献１、特許文献２及び特許文献３に開示されているように、Ｓｉ、Ａｌ、Ｍｎといった電気抵抗を上昇させる効果を有する元素を添加して、磁気特性（鉄損、磁束密度等）の改善を図ることが行われている。一方、ヒステリシス損を低減するためには、結晶粒径の適正化や微細析出物低減が有効である。そのため、例えば渦電流損低減と同じく特許文献１、特許文献２及び特許文献３に開示されるように、不純物を低減させたり、Ｃａ又は希土類元素を含有させたりすることで微細析出物を低減し、結晶粒成長性を改善することが行われている。

国際公開第２０１６／０２７５６５号 特開２０１６−１３０３６０号公報 特開２０００−１２９４０９号公報

ここで、同一の含有量（質量％）で合金元素を添加することを考えた場合に、Ｓｉは、電気抵抗を上昇させやすく、渦電流損低減による鉄損低減に有効な元素である。そのため、上記特許文献１では、Ｓｉの含有量を６質量％以下とすることが開示されており、上記特許文献２では、Ｓｉの含有量を５質量％以下とすることが開示されており、上記特許文献３では、Ｓｉの含有量を７質量％以下とすることが開示されている。本発明の狙いである鉄損低減、特にＷ１０／４００のような高周波鉄損の低減には、高合金化が不可欠である。しかしながら、上記の特許文献１、特許文献２及び特許文献３では、高周波鉄損低減に必要な合金量の下限値や、Ｓｉ、Ａｌ、Ｍｎの適正な添加量の配分が考慮されておらず、本発明の狙いであるＷ１０／４００のような高周波鉄損の低減が望めない。

また、Ａｌも、Ｓｉと同様に電気抵抗の上昇効果を示す合金元素であるが、ＳｉとともにＡｌを大量に含有した場合、冷間圧延性の低下が生じることも明らかとなった。更に、Ａｌの含有量が２質量％を超えてしまうと、ヒステリシス損が劣化して磁気特性が低下してしまう傾向にあり、合金元素としてＡｌを大量に含有させることは、困難である。

ヒステリシス損低減による鉄損低減には、結晶粒径の適正化や微細析出物の低減が必要であり、上記の特許文献１、特許文献２及び特許文献３に開示されるように、不純物を低減させたり、Ｃａ又は希土類元素を含有させたりすることが有効である。しかしながら、高純度化、又は、Ｃａもしくは希土類元素の添加は、製造コストの上昇を招くために限界がある。

そこで、本発明は、上記問題に鑑みてなされたものであり、本発明の目的とするところは、製造コストの増加を抑制しつつ、冷間圧延性及び鉄損、特に高周波鉄損により優れる無方向性電磁鋼板を提供することにある。

上記課題を解決するために、本発明者が鋭意検討を行った結果、Ａｌの含有量を所定の値以下とし、かつ、冷間圧延性の低下が少ないＭｎをＳｉとともに複合添加した上で、鋼中の比較的粗大なＳｉＯ_２とＭｎＳとを複合析出させることにより、極低硫化や、Ｃａ又は希土類の積極的な添加を行わずに、低コストで結晶粒成長性を向上させることが出来るとの知見を得て、本発明を完成するに至った。
上記知見に基づき完成された本発明の要旨は、以下の通りである。

［１］質量％で、Ｃ：０％超〜０．００５０％以下、Ｓｉ：２．５％〜４．０％、Ｍｎ：１．０％〜３．３％、Ｐ：０％超〜０．０３０％以下、Ｓ：０．００１０％〜０．０１００％以下、Ｓｏｌ．Ａｌ：０％超〜０．００３０％以下、Ｎ：０％超〜０．００４０％以下、Ｔｉ：０．０００５％〜０．０１００％を含有し、Ｓｉ−０．５×Ｍｎ：２．０％以上であり、残部が、Ｆｅ及び不純物からなり、鋼中に、直径１μｍ〜３μｍの介在物が、１ｍｍ^２あたり１〜１００個存在し、前記直径１μｍ〜３μｍの介在物のうち、ＳｉＯ_２とＭｎＳとが結合した複合介在物の個数割合が、４０％以上である、無方向性電磁鋼板。
［２］残部のＦｅの一部に換えて、更に、Ｓｎ：０．００５％〜０．１０％、Ｓｂ：０．００５％〜０．１０％の少なくとも１種を含有する、［１］に記載の無方向性電磁鋼板。

以上説明したように本発明によれば、製造コストの増加を抑制しつつ、冷間圧延性及び鉄損により優れた無方向性電磁鋼板を提供することが可能となる。

本発明の実施形態に係る無方向性電磁鋼板の構造を模式的に示した説明図である。 同実施形態に係る無方向性電磁鋼板の地鉄中の複合介在物について説明するための説明図である。 同実施形態に係る無方向性電磁鋼板の地鉄中の複合介在物について説明するための説明図である。 同実施形態に係る無方向性電磁鋼板の製造方法の流れの一例を示した流れ図である。

以下に添付図面を参照しながら、本発明の好適な実施の形態について詳細に説明する。なお、本明細書及び図面において、実質的に同一の機能構成を有する構成要素については、同一の符号を付することにより重複説明を省略する。

（無方向性電磁鋼板について）
無方向性電磁鋼板においては、先だって説明したように、鉄損を低減するために、一般的には、鋼中に合金元素を含有させて鋼板の電気抵抗を上げ、渦電流損を低減させることが行われる。ここで、同一の含有量（質量％）で合金元素を添加することを考えた場合に、Ｓｉが、電気抵抗を上昇させやすく、鉄損の低減に有効な元素である。しかしながら、本発明者らによる検討の結果、Ｓｉの含有量が４質量％を超える場合には、無方向性電磁鋼板の冷間圧延性が著しく低下することが明らかとなった。

また、Ａｌも、Ｓｉと同様に電気抵抗の上昇効果を示す合金元素であるが、ＳｉとともにＡｌを大量に含有した場合、冷間圧延性の低下が生じることも明らかとなった。また、Ａｌの含有量が２質量％を超えてしまうと、ヒステリシス損が劣化して磁気特性が低下してしまう傾向にあり、合金元素としてＡｌを大量に含有させることは、困難である。そのため、無方向性電磁鋼板において磁気特性の低下を抑制するためには、Ａｌの含有量は、少なくすることが好ましいことが明らかとなった。

そこで、本発明者らは、粒成長性の低下を抑制しながら、冷間圧延性と磁気特性とを共に向上させることが可能な方法について鋭意検討を行った結果、Ａｌの含有量を所定の値以下とし、冷間圧延性の低下が少ないＭｎをＳｉとともに複合添加し、更に、鋼中に存在する比較的粗大な介在物の中で、ＳｉＯ_２とＭｎＳとが結合した複合介在物の割合を一定以上とすることに想到したのである。

以下では、図１〜図２Ｂを参照しながら、上記のような知見に基づき完成された本発明の実施形態に係る無方向性電磁鋼板について、詳細に説明する。図１は、本発明の実施形態に係る無方向性電磁鋼板の構造を模式的に示した説明図である。図２Ａ及び図２Ｂは、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板の地鉄中の複合介在物について説明するための説明図である。

本実施形態に係る無方向性電磁鋼板１０は、図１に模式的に示したように、所定の化学成分を含有している地鉄１１を有している。また、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板は、地鉄１１の表面に、絶縁被膜１３を更に有していることが好ましい。

＜地鉄１１の化学成分及び組織について＞
以下では、まず、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板１０の地鉄１１について、詳細に説明する。

本実施形態に係る無方向性電磁鋼板１０の地鉄１１は、質量％で、Ｃ：０％超〜０．００５０％以下、Ｓｉ：２．５％〜４．０％、Ｍｎ：１．０％〜３．３％、Ｐ：０％超〜０．０３０％以下、Ｓ：０．００１０％〜０．０１００％以下、Ｓｏｌ．Ａｌ：０％超〜０．００３０％以下、Ｎ：０％超〜０．００４０％以下、Ｔｉ：０．００５％〜０．０１００％を含有し、Ｓｉ−０．５×Ｍｎ：２．０％以上であり、残部がＦｅ及び不純物からなり、鋼中に、直径１μｍ〜３μｍの介在物が、１ｍｍ^２あたり１〜１００個存在し、直径１μｍ〜３μｍの介在物のうち、ＳｉＯ_２とＭｎＳとが結合した複合介在物の個数割合が４０％以上である。

また、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板１０の地鉄１１は、残部のＦｅの一部に換えて、更に、Ｓｎ：０．００５％〜０．１０％、Ｓｂ：０．００５％〜０．１０％から選ばれる少なくとも１種を含有することが好ましい。

以下では、まず、本実施形態に係る地鉄１１の化学組成が上記のように規定される理由について、詳細に説明する。なお、以下では、特に断りの無い限り、「％」は「質量％」を表すものとする。

［Ｃ：０％超〜０．００５０％以下］
Ｃ（炭素）は、不可避的に含有される（すなわち、含有量が０％超となる）元素であるとともに、鉄損劣化を引き起こす元素である。Ｃの含有量が０．００５０％を超える場合には、無方向性電磁鋼板において鉄損劣化が生じ、良好な磁気特性を得ることができない。従って、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板では、Ｃの含有量を、０．００５０％以下とする。Ｃの含有量は、好ましくは、０．００４０％以下であり、更に好ましくは、０．００３０％以下である。Ｃの含有量は、少なければ少ないほど良いが、Ｃの含有量を０．０００５％よりも低減させようとすると、いたずらにコストアップを招くのみである。従って、Ｃの含有量は、好ましくは、０．０００５％以上である。

［Ｓｉ：２．５％〜４．０％］
Ｓｉ（ケイ素）は、鋼の電気抵抗を上昇させて渦電流損を低減させ、鉄損を改善する元素である。また、Ｓｉは、固溶強化能が大きいため、無方向性電磁鋼板の高強度化にも有効な元素である。高強度化は、モータの高速回転時の変形抑制及び疲労破壊抑制といった観点から重要である。かかる効果を十分に発揮させるためには、２．５％以上のＳｉを含有させることが必要である。一方、Ｓｉの含有量が４．０％を超える場合には、加工性が著しく劣化し、冷間圧延を実施することが困難となる（すなわち、冷間圧延性が低下する。）。従って、Ｓｉの含有量は、４．０％以下とする。Ｓｉの含有量は、好ましくは、２．８％以上３．９％以下であり、更に好ましくは、３．０％以上３．８％以下である。

［Ｍｎ：１．０％〜３．３％］
Ｍｎ（マンガン）は、鋼の加工性を劣化させずに電気抵抗を上昇させることで渦電流損を低減し、鉄損を改善するために有効な元素である。また、Ｍｎは、Ｓｉよりも固溶強化能は小さいものの、加工性を劣化させることなく、高強度化に寄与できる元素である。かかる効果を十分に発揮させるためには、１．０％以上のＭｎを含有させることが必要である。一方、Ｍｎの含有量が３．３％を超える場合には、磁束密度の低下が顕著となる。従って、Ｍｎの含有量は、３．３％以下とする。Ｍｎの含有量は、好ましくは、１．２％以上３．０％以下であり、更に好ましくは、１．４％以上２．８％以下である。

［Ｐ：０％超〜０．０３０％以下］
Ｐ（リン）は、不可避的に含有される（すなわち、含有量が０％超となる）元素であるとともに、本実施形態の対象となるＳｉ及びＭｎの含有量が多い高合金鋼において、著しく加工性を劣化させて冷間圧延を困難にする元素である。かかる加工性の劣化は、Ｐの含有量が０．０３０％を超えた場合に顕著となる。従って、Ｐの含有量は、０．０３０％以下とする。Ｐの含有量は、好ましくは、０．００１％以上０．０２０％以下であり、更に好ましくは、０．００１％以上０．０１０％以下である。

［Ｓ：０．００１０％〜０．０１００％］
Ｓ（硫黄）は、不可避的に含有される元素であるとともに、ＭｎＳの微細析出物を形成することで鉄損を増加させ、無方向性電磁鋼板の磁気特性を劣化させる元素である。しかしながら、本実施形態では、鋼中に存在する比較的粗大な介在物（すなわち、直径が１μｍ〜３μｍの介在物）の中で、ＳｉＯ_２とＭｎＳとの複合介在物の比率（個数割合）を４０％以上とすることにより、Ｓの含有量が高くとも微細ＭｎＳの析出量を低減して、脱硫コストの低減が可能である。従って、コスト低減の観点から、Ｓの含有量は０．００１０％以上とする。Ｓの含有量は、好ましくは、０．００１５％以上であり、更に好ましくは、０．００２０％以上である。一方、Ｓの含有量が０．０１００％を超えると、鋼中におけるＭｎＳの体積分率が多くなりすぎて、磁気特性が劣化する。そのため、Ｓの含有量は、０．０１００％以下とする。Ｓの含有量は、好ましくは、０．００８０％以下であり、更に好ましくは０．００６０％以下である。

［Ｓｏｌ．Ａｌ：０％超〜０．００３０％以下］
Ａｌ（アルミニウム）は、鋼中に固溶されると、無方向性電磁鋼板の電気抵抗を上昇させることで渦電流損を低減し、高周波鉄損を改善する元素である。しかしながら、本実施形態では、Ａｌよりも加工性を劣化させずに電気抵抗を上昇させる元素であるＭｎを積極的に含有させるため、Ａｌを積極的に含有させることはしない。Ａｌの含有量が０．００３０％を超える場合には、鋼中に微細な窒化物が析出して熱延板焼鈍工程や仕上焼鈍工程での結晶粒成長を阻害し、磁気特性を劣化させる。従って、Ａｌの含有量は、０％超０．００３０％以下とする。一方、Ａｌの含有量を０．０００１％よりも低減させようとすると、いたずらにコストアップを招くのみである。従って、Ａｌの含有量は、好ましくは、０．０００１％以上０．００２５％以下であり、更に好ましくは、０．０００３％以上０．００２０％以下である。

［Ｎ：０％超〜０．００４０％以下］
Ｎ（窒素）は、不可避的に含有される（すなわち、含有量が０％超となる）元素であるとともに、微細な窒化物を形成して鉄損を増加させ、無方向性電磁鋼板の磁気特性を劣化させる元素である。そのため、Ｎの含有量は、０．００４０％以下とする必要がある。Ｎの含有量は、少なければ少ないほど良いが、Ｎの含有量を０．０００１％よりも低減させようとすると、いたずらにコストアップを招くのみである。従って、Ｎの含有量は、０．０００１％以上とすることが好ましい。Ｎの含有量は、好ましくは、０．０００１％以上０．００３０％以下であり、更に好ましくは、０．０００３％以上０．００２０％以下である。

［Ｔｉ：０．０００５％〜０．０１００％］
Ｔｉ（チタン）は、上記ＭｎやＳｉの原材料中に不可避的に含有される元素であり、地鉄中のＣ、Ｎ、Ｏなどと結合してＴｉＮ、ＴｉＣ、Ｔｉ酸化物などの微小析出物を形成し、焼鈍中の結晶粒の成長を阻害して磁気特性を劣化させる元素である。そのため、従来、地鉄中のＴｉ含有量を極力少なくするために、高純度化されたＭｎやＳｉの原材料を利用することが行われてきた。しかしながら、本発明者が検討を行った結果、以下で説明するＳｉＯ_２とＭｎＳの結合した複合介在物が存在する場合には、Ｔｉが含有されていたとしても、焼鈍中の結晶粒の成長を阻害せずに、粒成長性を保持可能であることが明らかとなった。その原因はまだ明確ではないが、生成したＴｉＮ、ＴｉＣ、Ｔｉ酸化物等の微小析出物がＳｉＯ_２とＭｎＳとの複合介在物と結合することで粗大化されて、より大きな析出物が生成されたためと考えられる。微小析出物と複合介在物とが結合した、より大きな析出物が生成されることで、原材料の過度の高純度化を図らなくともよくなる。その結果、本実施形態では、より高性能の無方向性電磁鋼板をより低コストで製造することが可能となる。

本実施形態に係る無方向性電磁鋼板では、ＳｉＯ_２とＭｎＳとの複合介在物を鋼中に存在させることにより、原材料からＴｉが混入したとしても結晶粒成長性が確保できる。そのため、コストの観点から、Ｔｉ含有量は、０．０００５％以上とする。しかしながら、Ｔｉの含有量が０．０１００％を超える場合には、Ｔｉによる悪影響を防止することが困難となる。従って、Ｔｉの含有量は、０．０１００％以下とする。ＳｉＯ_２とＭｎＳとの複合介在物を鋼中に存在させることによる粒成長性の改善効果をより確実に発現させ、かつ、低コスト化を図るために、Ｔｉの含有量は、好ましくは、０．０００８％以上０．００８０％以下であり、より好ましくは、０．００１０％以上０．００６０％以下である。

［Ｓｉ−０．５×Ｍｎ：２．０％以上］
合金元素であるＳｉは、フェライト相促進元素（いわゆる、フェライトフォーマー元素）である一方で、合金元素であるＭｎは、オーステナイト相促進元素（いわゆる、オーステナイトフォーマー元素）である。従って、Ｓｉ及びＭｎそれぞれの含有量に応じて、無方向性電磁鋼板の金属組織は変化し、無方向性電磁鋼板は、変態点を有する成分系となったり、変態点を有しない成分系となったりする。本実施形態に係る無方向性電磁鋼板では、変態点を有しない成分系を実現して、地鉄における平均結晶粒径を適度に大きくすることが求められる。そのため、変態点を有しない成分系となるように、Ｓｉ及びＭｎのそれぞれの含有量は、所定の関係性を満たすことが求められる。

ここで、経験的に、Ｍｎによるオーステナイト相促進能（換言すれば、フェライト相促進能を打ち消す効果）は、Ｓｉによるフェライト相促進能を１としたときに、０．５程度と考えることができる。そのため、本実施形態におけるフェライト相促進能の等量は、Ｓｉの含有量を基準として、「Ｓｉ−０．５×Ｍｎ」として表すことができる。

Ｓｉ−０．５×Ｍｎの値が２．０％未満である場合には、無方向性電磁鋼板は、変態点を有する成分系となってしまう。その結果、製造途中の高温処理時において鋼板の金属組織がフェライト単相ではなくなり、無方向性電磁鋼板の磁気特性が低下する懸念があるため、好ましくない。従って、Ｓｉ−０．５×Ｍｎの値は、２．０％以上とする。一方、Ｓｉ−０．５×Ｍｎの上限値は、特に規定するものではないが、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板のＳｉ含有量及びＭｎ含有量の範囲から、Ｓｉ−０．５×Ｍｎの値は、３．５％を超えることはあり得ない。従って、Ｓｉ−０．５×Ｍｎの上限値は、実質的には、３．５％となる。Ｓｉ−０．５×Ｍｎの値は、好ましくは、２．０％以上３．４％以下であり、更に好ましくは、２．１％以上３．４％以下である。

［Ｓｎ：０．００５％〜０．１０％］
［Ｓｂ：０．００５％〜０．１０％］
Ｓｎ（スズ）及びＳｂ（アンチモン）は、表面に偏析し焼鈍中の酸化や窒化を抑制することで、低い鉄損を確保するのに有用な任意添加元素である。従って、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板では、かかる効果を得るために、残部のＦｅの一部に換えて、Ｓｎ又はＳｂの少なくとも何れか一方を、任意添加元素として地鉄中に含有させてもよい。かかる効果を十分に発揮させるためには、Ｓｎ又はＳｂの含有量を、それぞれ０．００５％以上とすることが好ましい。一方、Ｓｎ又はＳｂの含有量がそれぞれ０．１０％を超える場合には、地鉄の延性が低下して冷間圧延が困難となる可能性がある。従って、Ｓｎ又はＳｂの含有量は、それぞれ０．１０％以下とすることが好ましい。Ｓｎ又はＳｂを地鉄中に含有させる場合に、Ｓｎ又はＳｂの含有量は、より好ましくは、それぞれ０．０１％以上０．０５％以下である。

なお、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板において、上述した元素以外のＮｉ（ニッケル）、Ｃｒ（クロム）、Ｃｕ（銅）、及び、Ｍｏ（モリブデン）等の元素の含有量に関しては、特に規定されるものではない。本実施形態に係る無方向性電磁鋼板では、これらの元素を０．５％以下で含有しても、本発明の効果に特に影響はない。また、Ｃａ（カルシウム）やＭｇ（マグネシウム）を０．００２％以下の範囲で含有しても、本発明の効果に特に影響はなく、希土類元素（Ｒａｒｅ Ｅａｒｔｈ Ｍｅｔａｌ：ＲＥＭ）を０．００４％以下の範囲で含有しても、本発明の効果に特に影響はない。

また、上記の元素の他に、Ｐｂ（鉛）、Ｂｉ（ビスマス）、Ｖ（バナジウム）、Ａｓ（ヒ素）、Ｂ（ホウ素）などの元素が０．０００１％〜０．００５０％の範囲で含まれていても、本発明の効果を損なうものではない。

以上、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板における地鉄の化学成分について、詳細に説明した。

［ＳｉＯ_２とＭｎＳとが結合した複合介在物について］
本実施形態に係る無方向性電磁鋼板１０において、地鉄１１中には、直径１μｍ〜３μｍの介在物が、１ｍｍ^２あたり１〜１００個存在する。直径が１μｍ〜３μｍの範囲内である介在物は、無方向性電磁鋼板１０の地鉄１１中において、インヒビターとなりにくく、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板１０において、結晶粒成長性に与える悪影響は少ない。地鉄１１中における、直径１μｍ〜３μｍの介在物が、１ｍｍ^２あたりに１つも存在しない場合には、結晶粒成長性を保持することが困難となるため、好ましくない。一方、地鉄１１中における、直径１μｍ〜３μｍの介在物が、１ｍｍ^２あたり１００個を超えて存在する場合には、介在物そのものの磁気特性に与える悪影響が顕著となるため、好ましくない。本実施形態に係る無方向性電磁鋼板１０において、地鉄１１中における直径１μｍ〜３μｍの介在物の個数は、好ましくは、１ｍｍ^２あたり５〜７０個である。

また、上記のような直径１μｍ〜３μｍの介在物中には、図２Ａに模式的に示したような、ＳｉＯ_２とＭｎＳとが結合した複合介在物が存在する。かかる複合介在物は、ＳｉＯ_２中に、ＭｎＳがあたかもオストワルド成長のように析出していくことで形成される複合析出物である。また、地鉄１１中に存在するＭｎＳについても、地鉄１１に対して熱処理を施すほどＳｉＯ_２と結合したＭｎＳへと引き寄せられて、ＳｉＯ_２と結合したＭｎＳは成長していく。その結果、ＳｉＯ_２とＭｎＳとが結合した複合介在物は、図２Ａに示したように、ＳｉＯ_２中にＭｎＳが内包されているような形状のものの他に、図２Ｂに示したように、ＳｉＯ_２の外部にＭｎＳの部位が突出したような形状を有するものが存在しうる。

本実施形態に係る無方向性電磁鋼板１０において、地鉄１１中に存在する、上記のような直径１μｍ〜３μｍの介在物の中での、ＳｉＯ_２とＭｎＳとが結合した複合介在物の個数割合は、４０％以上とする。かかる複合介在物の個数割合が４０％以上となることで、微細析出物を低減したり、焼鈍時の結晶粒成長性を改善したりすることが可能となり、鉄損を低減させることが可能となる。かかる効果が発現する理由は、未だ明確ではないが、ＭｎＳが、磁気特性や結晶粒成長性に大きな影響を与えない比較的粗大なＳｉＯ_２（すなわち、直径１μｍ〜３μｍであるＳｉＯ_２）と結合した複合介在物の比率が高くなることで、磁気特性や結晶粒成長性に悪影響を及ぼす地鉄中の微細なＭｎＳの析出量が減少するためと考えられる。更に、本実施形態に係るＳｉＯ_２とＭｎＳとの複合介在物を詳細に検証したところ、かかる複合介在物には、Ｔｉ化合物も複合析出し易く、地鉄１１中において、微細なＴｉ化合物も減少すると考えられる。

以上説明したような、磁気特性及び結晶粒成長性へのＭｎＳ及びＴｉ化合物の悪影響をより適切に抑制するために、地鉄１１中の直径１μｍ〜３μｍの介在物におけるＳｉＯ_２とＭｎＳとが結合した複合介在物の個数割合は、５０％以上であることが好ましい。地鉄１１中の直径１μｍ〜３μｍの介在物におけるＳｉＯ_２とＭｎＳとが結合した複合介在物の個数割合は、より好ましくは、６０％以上である。

ここで、地鉄１１中の直径１μｍ〜３μｍの介在物におけるＳｉＯ_２とＭｎＳとが結合した複合介在物の個数割合は、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板１０を製造する際の製鋼工程において、用いる脱酸剤の種類、及び、複数の脱酸剤を用いる際の配合比率を適切に調整することで、制御可能である。例えば、製鋼工程において、脱酸剤としてＡｌは極力使用せずに、Ｓｉを主体とした脱酸剤を用いることで、ＳｉＯ_２とＭｎＳとが結合した複合介在物の個数割合をより好ましく制御することができる。

なお、地鉄１１中に存在する介在物の検証は、以下の測定法を利用して実施することができる。
すなわち、製品板（仕上焼鈍板）の圧延方向に平行な断面（Ｌ断面）において、公知の方法に則して、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）により形態観察と寸法測定を行い、ＳＥＭに付帯したエネルギー分散型Ｘ線分析装置（ＥＤＳ）にて組成分析することで、地鉄１１中に存在する介在物を評価することができる。

寸法測定に関しては、ＳＥＭ観察した介在物の面積から円相当径に換算した値を、介在物の直径とすればよい。

また、地鉄１１中に存在する直径１μｍ〜３μｍの介在物の所定面積あたりの個数は、以下のようにして測定することができる。すなわち、上記ＳＥＭ観察の際に、上記のＬ断面における合計で１ｍｍ^２以上の広さを有する任意の視野について、直径が１μｍ〜３μｍである介在物の個数をカウントし、１ｍｍ^２あたりの直径１μｍ〜３μｍの介在物の個数とすればよい。

ＳｉＯ_２とＭｎＳとが結合した複合介在物の判定は、直径が１μｍ〜３μｍである介在物のＥＤＳ分析において、Ｏ、Ｍｎ、Ｓｉの各元素の含有量がそれぞれ１０質量％以上であり、Ｓの含有量が５質量％以上であり、かつ、これら４元素の合計含有量が７０質量％以上である介在物を、ＳｉＯ_２とＭｎＳとが結合した複合介在物とすればよい。介在物の組成分析は、複数に分割した各領域のＥＤＳ分析値を面積比率で加重平均した値を用いることにより、介在物中の位置により組成が変化する複合介在物であっても、正確に決定することができる。

＜地鉄１１の板厚について＞
本実施形態に係る無方向性電磁鋼板１０における地鉄１１の板厚（図１における厚みｔ）は、渦電流損を低減させて鉄損を低減するために、０．５０ｍｍ以下とすることが好ましい。一方、地鉄１１の板厚ｔが０．１０ｍｍ未満である場合には、板厚が薄いために焼鈍ラインの通板が困難となる可能性がある。従って、無方向性電磁鋼板１０における地鉄１１の板厚ｔは、０．１０ｍｍ以上０．５０ｍｍ以下とすることが好ましい。無方向性電磁鋼板１０における地鉄１１の板厚ｔは、より好ましくは、０．１５ｍｍ以上０．３５ｍｍ以下である。

以上、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板１０の地鉄１１について、詳細に説明した。

＜絶縁被膜１３について＞
続いて、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板１０が有していることが好ましい絶縁被膜１３について、簡単に説明する。
無方向性電磁鋼板の磁気特性を向上させるためには、鉄損を低減することが重要であるが、かかる鉄損は、渦電流損とヒステリシス損とから構成されている。地鉄１１の表面に絶縁被膜１３を設けることで、鉄心として積層された電磁鋼板間の導通を抑制して鉄心の渦電流損を低減することが可能となり、無方向性電磁鋼板１０の実用的な磁気特性を更に向上させることが可能となる。

ここで、本実施形態に係る絶縁被膜１３は、無方向性電磁鋼板の絶縁被膜として用いられるものであれば、特に限定されるものではなく、公知の絶縁被膜を用いることが可能である。このような絶縁被膜として、例えば、無機物を主体とし、更に有機物を含んだ複合絶縁被膜を挙げることができる。ここで、複合絶縁被膜とは、例えば、クロム酸金属塩、リン酸金属塩又はコロイダルシリカ、Ｚｒ化合物、Ｔｉ化合物等の無機物の少なくとも何れかを主体とし、微細な有機樹脂の粒子が分散している絶縁被膜である。特に、近年ニーズの高まっている製造時の環境負荷低減の観点からは、リン酸金属塩やＺｒあるいはＴｉのカップリング剤、又は、これらの炭酸塩やアンモニウム塩を出発物質として用いた絶縁被膜が好ましく用いられる。

ここで、上記のような絶縁被膜１３の付着量は、特に限定するものではないが、例えば、片面あたり０．１ｇ／ｍ^２以上２．０ｇ／ｍ^２以下程度とすることが好ましく、片面あたり０．２ｇ／ｍ^２以上１．８ｇ／ｍ^２以下とすることが更に好ましい。かかる付着量となるように絶縁被膜１３を形成することで、優れた均一性を保持することが可能となる。なお、かかる絶縁被膜１３の付着量を、事後的に測定する場合には、公知の各種測定法を利用することが可能である。なお、絶縁被膜１３の付着量は、例えば、絶縁被膜１３を形成した無方向性電磁鋼板１０を熱アルカリ溶液に浸漬することで絶縁被膜１３のみを除去し、絶縁被膜１３の除去前後の質量差から算出することが可能である。

＜無方向性電磁鋼板の磁気特性の測定方法について＞
本実施形態に係る無方向性電磁鋼板１０は、上記のような構造を有することで、優れた磁気特性を示すものとなる。ここで、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板１０の示す各種の磁気特性は、ＪＩＳ Ｃ２５５０に規定されたエプスタイン法や、ＪＩＳ Ｃ２５５６に規定された単板磁気特性測定法（Ｓｉｎｇｌｅ Ｓｈｅｅｔ Ｔｅｓｔｅｒ：ＳＳＴ）に則して、測定することが可能である。

以上、図１を参照しながら、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板１０について、詳細に説明した。

（無方向性電磁鋼板の製造方法について）
本実施形態に係る無方向性電磁鋼板１０の製造方法は、以下の製法方法に限定されるものではないが、図３を参照しながら、簡単に説明する。図３は、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板の製造方法の流れの一例を示した流れ図である。

本実施形態に係る無方向性電磁鋼板１０の製造方法では、以上説明したような所定の化学成分を有する鋼塊を製鋼工程において製造し、熱間圧延、熱延板焼鈍、酸洗、冷間圧延、仕上焼鈍を順に実施する。また、絶縁被膜１３を地鉄１１の表面に形成する場合には、上記仕上焼鈍の後に絶縁被膜の形成が行われる。以下、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板１０の製造方法で実施される各工程について、詳細に説明する。

＜製鋼工程＞
本実施形態に係る無方向性電磁鋼板の製造方法では、まず、上記化学組成を有する鋼塊（スラブ）を製鋼工程で製造する（ステップＳ１０１）。ここで、転炉での一次精錬の後の二次精錬工程において、脱酸剤としてＡｌを使用せずに、Ｓｉを主体とした脱酸を実施し、その後、合金元素を添加して所定の組成に調整することが好ましい。脱酸剤として、Ｓｉを主に使用することにより、ＳｉＯ_２とＭｎＳとが結合した複合介在物を、所望の個数割合で形成させることが可能となる。

なお、Ａｌを主体とした脱酸を行うと、酸化物に占めるＡｌ_２Ｏ_３の比率が高まり、ＭｎＳと結合した複合介在物を生じやすいＳｉＯ_２の比率が少なくなるため、好ましくない。

上記のような脱酸剤を用いた脱酸が終了した後で、合金元素を添加して所定の組成に調整する。調整された溶鋼は、連続鋳造により鋼塊とする。

ここで、ＭｎＳと結合した複合介在物を生じやすいＳｉＯ_２を、より確実に所望の比率で生成させるために、製鋼工程終了時における酸素（Ｏ）の含有量を、０．０００５質量％以上とすることが好ましい。製鋼工程終了時におけるＯの含有量は、０．００１０質量％以上であることがより好ましく、０．００１５質量％以上であることが更に好ましい。一方、製鋼工程終了時におけるＯの含有量が０．０１００質量％を超える場合には、鋼塊中における直径１μｍ〜３μｍの介在物の生成量が多くなりすぎて、磁気特性が低下する可能性がある。従って、製鋼工程終了時におけるＯの含有量は、０．０１００質量％以下であることが好ましい。製鋼工程終了時におけるＯの含有量は、０．００９０質量％以下であることがより好ましく、０．００８０質量％以下であることが更に好ましい。

＜熱間圧延工程＞
次に、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板の製造方法では、上記の化学組成を有する鋼塊（スラブ）を加熱し、加熱された鋼塊について熱間圧延を行って、熱延板を得る（ステップＳ１０３）。ここで、熱間圧延に供する際の鋼塊の加熱温度については、特に規定するものではないが、例えば、１０５０℃〜１３００℃とすることが好ましい。また、熱間圧延後の熱延板の板厚についても、特に規定するものではないが、地鉄の最終板厚を考慮して、例えば、１．４ｍｍ〜３．５ｍｍ程度とすることが好ましい。なお、かかる熱間圧延工程は、鋼板の温度が７００℃〜１０５０℃の範囲にあるうちに終了することが好ましい。なお、鋼塊の加熱温度は、より好ましくは、１０５０℃〜１２５０℃であり、熱間圧延の終了温度は、より好ましくは、７５０℃〜１０００℃である。

＜熱延板焼鈍工程＞
上記熱間圧延の後には、熱延板焼鈍が実施される（ステップＳ１０５）。ここで、熱延板焼鈍の均熱条件については、特に規定するものではないが、例えば、連続焼鈍の場合には、熱延鋼板に対して、９００℃〜１１５０℃で、１０秒〜１０分の均熱による焼鈍が好ましい。より好ましくは、９５０℃〜１１００℃で１０秒〜１０分の均熱である。箱焼鈍の場合には、熱延鋼板に対して、７００℃〜９５０℃で、３０分〜２４時間の均熱による焼鈍が好ましい。より好ましくは、７５０℃〜９００℃で３０分〜２４時間の均熱である。なお、熱延板焼鈍工程を実施した場合と比較して磁気特性は劣ることとなるが、コスト削減のために、かかる熱延板焼鈍工程を省略しても良い。

＜酸洗工程＞
上記熱延板焼鈍の後には、酸洗が実施される（ステップＳ１０７）。これにより、熱延板焼鈍により鋼板の表面に形成された、酸化物を主体とするスケール層が除去される。なお、熱延板焼鈍が箱焼鈍である場合、脱スケール性の観点から、酸洗工程は、熱延板焼鈍前に実施することが好ましい。

＜冷間圧延工程＞
上記酸洗の後（熱延板焼鈍が箱焼鈍で実施される場合は、熱延板焼鈍工程の後となる場合もある。）には、冷間圧延が実施される（ステップＳ１０９）。かかる冷間圧延では、地鉄の最終板厚が０．１０ｍｍ以上０．５０ｍｍ以下となるような圧下率で、スケールの除去された酸洗板が圧延される。

＜仕上焼鈍工程＞
上記冷間圧延の後には、仕上焼鈍が実施される（ステップＳ１１１）。本実施形態に係る無方向性電磁鋼板の製造方法では、かかる仕上焼鈍は、連続焼鈍炉を使用する。ここで、仕上焼鈍条件については、特に規定するものではないが、例えば、均熱温度を、７００℃〜１１００℃とし、均熱時間を、１秒〜３００秒とし、雰囲気を、Ｈ_２の割合が１０体積％〜１００体積％であるＨ_２及びＮ_２の混合雰囲気（すなわち、Ｈ_２＋Ｎ_２＝１００体積％）とし、雰囲気の露点を２０℃以下とすることが好ましい。均熱温度は、より好ましくは、７５０℃〜１０５０℃であり、雰囲気中のＨ_２の割合は、より好ましくは、１５体積％〜９０体積％であり、雰囲気の露点は、より好ましくは、１０℃以下であり、更に好ましくは、０℃以下である。

上記のような各工程を経ることで、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板１０を製造することができる。

＜絶縁被膜形成工程＞
上記仕上焼鈍の後には、必要に応じて、絶縁被膜の形成工程が実施される（ステップＳ１１３）。ここで、絶縁被膜の形成工程については、特に限定されるものではなく、上記のような公知の絶縁被膜処理液を用いて、公知の方法により処理液の塗布及び乾燥を行えばよい。

なお、絶縁被膜が形成される地鉄の表面は、処理液を塗布する前に、アルカリなどによる脱脂処理や、塩酸、硫酸、リン酸などによる酸洗処理など、任意の前処理を施してもよいし、これら前処理を施さずに仕上焼鈍後のままの表面であってもよい。

以上、図３を参照しながら、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板の製造方法について、詳細に説明した。

以下では、実施例及び比較例を示しながら、本発明に係る無方向性電磁鋼板について、具体的に説明する。なお、以下に示す実施例は、あくまでも本発明に係る無方向性電磁鋼板の一例であって、本発明に係る無方向性電磁鋼板が下記の例に限定されるものではない。

（実験例１）
まず、以下の表１に示す組成を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる鋼スラブを製造した。ここで、製鋼工程において、試験番号１、８は、脱酸剤としてＡｌを使用し、脱酸後に合金を添加して組成を調整した。また、試験番号２、３、４、５、６、７、９、１０、１１、１２、１３、１４、及び、１５は、脱酸剤としてＳｉを使用し、脱酸後に合金を添加して組成の調整を行った。また、表１には、製鋼工程終了時におけるＯの含有量をあわせて示した。ここで、表１に示した各化学組成について、ＣとＳは、燃焼−赤外吸収法により測定したものであり、それ以外の元素は、スパーク放電発光分析法により測定したものである。

得られた鋼スラブを、１１５０℃に加熱後、熱間圧延にて１．９ｍｍ厚に圧延した。続いて、熱延板を１０００℃で５０秒の連続焼鈍式の熱延板焼鈍した後、冷間圧延で０．２５ｍｍ厚として、１０００℃で１５秒の仕上焼鈍を行い、更にリン酸金属塩を主体とし、アクリル樹脂のエマルジョンを含む溶液を鋼板両面に塗布及び焼き付けし、複合絶縁被膜を形成することで無方向性電磁鋼板を製造した。ここで、上記の仕上焼鈍は、全て、３０％Ｈ_２＋７０％Ｎ_２雰囲気とし、露点は−３０℃で実施した。

その後、製造したそれぞれの無方向性電磁鋼板について、Ｌ方向断面にて、日本ＦＥＩ社製のタングステン熱電子銃ＳＥＭと付帯したＥＤＳを用い、加速電圧２０ｋｅＶ、ワークディスタンス１７ｍｍの条件で介在物の直径及び組成を測定した。得られた測定結果から、それぞれの無方向性電磁鋼板について、直径１μｍ〜３μｍの介在物の個数、及び、複合介在物の個数割合を特定した。また、製造したそれぞれの無方向性電磁鋼板について、ＪＩＳ Ｃ２５５０に規定されたエプスタイン法により、磁束密度Ｂ５０及び鉄損Ｗ１０／４００を評価した。更に、製造したそれぞれの無方向性電磁鋼板の冷間圧延性について、以下のような検証を行った。具体的な検証方法及び評価基準は、以下の通りである。得られた結果を、以下の表１にまとめて示した。

なお、以下の表１において、「製鋼工程」の欄の「Ｏ含有量」という項目は、製鋼工程終了時における溶鋼中のＯの含有量を意味する。また、以下の表１における「介在物の個数」の項目は、１ｍｍ^２あたりの直径１μｍ〜３μｍの介在物の個数を意味する。

また、以下の表１に示した各鋼スラブについて、冷間圧延時に破断が生じたか否か（すなわち、冷間圧延を施すことができたか否か）に基づき、冷間圧延性を評価した。破断が生じることなく冷間圧延を施すことができたものは、冷間圧延性を合格と評価し、冷間圧延中に破断が生じたものは、冷間圧延性を不合格と評価した。以下の表１において、冷間圧延性が合格のものは「Ａ」と表記し、不合格のものは「Ｂ」と表記した。

鋼板の化学組成と、１ｍｍ^２あたりの直径１μｍ〜３μｍの介在物の個数と、ＳｉＯ_２とＭｎＳとが結合した複合介在物の個数割合と、が本発明の範囲内である試験番号２、３、４、７、１０、１１、１２及び１３は、鉄損と磁束密度が共に優れ、かつ、優れた冷間圧延性を有していることがわかった。

また、試験番号１及び試験番号２の結果を比較すると、鋼板の化学組成はほぼ同じで本発明の範囲にあることがわかる。しかしながら、ＳｉＯ_２とＭｎＳとが結合した複合介在物の個数割合が本発明の範囲から低めに外れた試験番号１は、鉄損、磁束密度ともに劣っていることがわかった。同様に、鋼板の化学組成がほぼ同じ試験番号７及び試験番号８の結果を比較すると、ＳｉＯ_２とＭｎＳとが結合した複合介在物の個数割合が本発明範囲から低めに外れた試験番号８は、試験番号７に比べて鉄損が劣っていることがわかった。

Ｐの含有量が本発明の範囲から高めに外れた試験番号５、６と、Ｓｉの含有量が本発明の範囲から高めに外れた試験番号１５は、冷間圧延時に破断したために、磁気特性と、介在物に関する各種測定を実施できなかった。

ｓｏｌ．Ａｌの含有量が高めに外れた試験番号９は、ｓｏｌ．Ａｌ以外の化学組成がほぼ同じで本発明の範囲内の化学組成を有しており、かつ、ＳｉＯ_２とＭｎＳとが結合した複合介在物の個数割合が本発明の範囲内である試験番号７と比較して、鉄損が劣っていることがわかった。

また、Ｓｉ−０．５×Ｍｎの含有量が本発明の範囲から低めに外れた試験番号１４は、鉄損と磁束密度とが劣っていることがわかった。

（実験例２）
まず、以下の表２に示す組成を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる鋼スラブを製造した。ここで、製鋼工程において、試験番号１６、１７は、脱酸剤としてＳｉを使用し、脱酸後に合金を添加して組成の調整を行った。また、表２には、製鋼工程終了時におけるＯの含有量をあわせて示した。ここで、表２に示した各化学組成について、ＣとＳは、燃焼−赤外吸収法により測定したものであり、それ以外の元素は、スパーク放電発光分析法により測定したものである。

得られた鋼スラブを、１１３０℃に加熱後、熱間圧延にて２．０ｍｍ厚に圧延した。続いて、熱延板を１０５０℃で３０秒の連続焼鈍式の熱延板焼鈍した後、冷間圧延で０．２５ｍｍ厚として、８００℃で１５秒の仕上焼鈍を行い、更にリン酸金属塩を主体とし、アクリル樹脂のエマルジョンを含む溶液を鋼板両面に塗布及び焼き付けし、複合絶縁被膜を形成することで無方向性電磁鋼板を製造した。ここで、上記の仕上焼鈍は、全て、２０％Ｈ_２＋８０％Ｎ_２雰囲気とし、露点は−２０℃で実施した。続いて、ＪＩＳ Ｃ２５５０に規定された磁気測定用試験片をせん断加工にて作成し、８００℃で２ｈｒの歪取焼鈍を行った。

歪取焼鈍後の磁気特性測定用試験片について、ＪＩＳ Ｃ２５５０に規定されたエプスタイン法により、磁束密度Ｂ５０及び鉄損Ｗ１０／４００を評価した。また、製造した無方向性電磁鋼板のＬ方向断面にて、日本ＦＥＩ社製のタングステン熱電子銃ＳＥＭと付帯したＥＤＳを用い、加速電圧２０ｋｅＶ、ワークディスタンス１７ｍｍの条件で介在物の直径と組成を測定した。得られた測定結果から、それぞれの無方向性電磁鋼板について、直径１μｍ〜３μｍの介在物の個数、及び、複合介在物の個数割合を特定した。更に、製造したそれぞれの無方向性電磁鋼板の冷間圧延性について、上記実験例１と同様にして評価を行った。得られた結果を、以下の表２にまとめて示した。

なお、以下の表２において、「製鋼工程」の欄の「Ｏ含有量」という項目は、製鋼工程終了時における溶鋼中のＯ含有量を意味する。また、以下の表２における「介在物の個数」の項目は、１ｍｍ^２あたりの直径１μｍ〜３μｍの介在物の個数を意味する。

まず、歪取り焼鈍を実施した実験例２の磁気特性は、歪取り焼鈍を実施していない実験例１の磁気特性と比較して、全般的に優れていることがわかる。また、鋼板の化学組成と、ＳｉＯ_２とＭｎＳとが結合した複合介在物の個数割合が本発明の範囲である試験番号１６、１７は、鉄損と磁束密度がともに優れていることがわかった。

（実験例３）
下の表３に示す組成を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる鋼スラブを製造した。ここで、製鋼工程において、試験番号２０は、脱酸剤としてＡｌを使用し、脱酸後に合金を添加して組成を調整した。また、試験番号１８、１９は、脱酸剤としてＳｉを使用し、脱酸後に合金を添加して組成の調整を行った。また、表３には、製鋼工程終了時におけるＯの含有量をあわせて示した。ここで、表３に示した各化学組成について、ＣとＳは、燃焼−赤外吸収法により測定したものであり、それ以外の元素は、スパーク放電発光分析法により測定したものである。

得られた鋼スラブを、１１００℃に加熱後、熱間圧延にて２．０ｍｍ厚に圧延した。続いて、熱延板を８００℃で１０時間の箱焼鈍式の熱延板焼鈍した後、冷間圧延で０．２５ｍｍ厚として、８２０℃で５秒の仕上焼鈍を行い、更にリン酸金属塩を主体とし、アクリル樹脂のエマルジョンを含む溶液を鋼板両面に塗布及び焼き付けし、複合絶縁被膜を形成することで無方向性電磁鋼板を製造した。ここで、上記の仕上焼鈍は、全て、４０％Ｈ_２＋６０％Ｎ_２雰囲気とし、露点は−４０℃で実施した。続いて、ＪＩＳ Ｃ２５５０に規定された磁気測定用試験片をせん断加工にて作成し、７８０℃で２ｈｒの歪取焼鈍を行った。

歪取焼鈍後の磁気特性測定用試験片について、ＪＩＳ Ｃ２５５０に規定されたエプスタイン法により、磁束密度Ｂ５０及び鉄損Ｗ１０／４００を評価した。また、製造した無方向性電磁鋼板のＬ方向断面にて、日本ＦＥＩ社製のタングステン熱電子銃ＳＥＭと付帯したＥＤＳを用い、加速電圧２０ｋｅＶ、ワークディスタンス１７ｍｍの条件で介在物の直径と組成を測定した。得られた測定結果から、それぞれの無方向性電磁鋼板について、直径１μｍ〜３μｍの介在物の個数、及び、複合介在物の個数割合を特定した。更に、製造したそれぞれの無方向性電磁鋼板の冷間圧延性について、上記実験例１と同様にして評価を行った。得られた結果を、以下の表３にまとめて示した。

なお、以下の表３において、「製鋼工程」の欄の「Ｏ含有量」という項目は、製鋼工程終了時における溶鋼中のＯ含有量を意味する。また、以下の表３における「介在物の個数」の項目は、１ｍｍ^２あたりの直径１μｍ〜３μｍの介在物の個数を意味する。

鋼板の化学組成と、ＳｉＯ_２とＭｎＳとが結合した複合介在物の個数割合が本発明の範囲内である試験番号１８、１９は、鉄損と磁束密度がともに優れていることがわかった。一方、鋼板の化学組成は試験番号１８、１９とほぼ同じで本発明の範囲にあるが、ＳｉＯ_２とＭｎＳとが結合した複合介在物の個数割合が本発明の範囲から低めに外れた試験番号２０は、鉄損及び磁束密度ともに劣っていることがわかった。

以上、添付図面を参照しながら本発明の好適な実施形態について詳細に説明したが、本発明はかかる例に限定されない。本発明の属する技術の分野における通常の知識を有する者であれば、特許請求の範囲に記載された技術的思想の範疇内において、各種の変更例または修正例に想到し得ることは明らかであり、これらについても、当然に本発明の技術的範囲に属するものと了解される。

１０ 無方向性電磁鋼板
１１ 地鉄
１３ 絶縁被膜

Claims (2)

1. 質量％で、
   Ｃ：０％超〜０．００５０％以下
   Ｓｉ：２．５％〜４．０％
   Ｍｎ：１．０％〜３．３％
   Ｐ：０％超〜０．０３０％以下
   Ｓ：０．００１０％〜０．０１００％以下
   Ｓｏｌ．Ａｌ：０％超〜０．００３０％以下
   Ｎ：０％超〜０．００４０％以下
   Ｔｉ：０．０００５％〜０．０１００％
   を含有し、
   Ｓｉ−０．５×Ｍｎ：２．０％以上
   であり、残部が、Ｆｅ及び不純物からなり、
   鋼中に、直径１μｍ〜３μｍの介在物が、１ｍｍ^２あたり１〜１００個存在し、
   前記直径１μｍ〜３μｍの介在物のうち、ＳｉＯ_２とＭｎＳとが結合した複合介在物の個数割合が、４０％以上である、無方向性電磁鋼板。
2. 残部のＦｅの一部に換えて、更に、
   Ｓｎ：０．００５％〜０．１０％
   Ｓｂ：０．００５％〜０．１０％
   の少なくとも１種を含有する、請求項１に記載の無方向性電磁鋼板。
   

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