JP7056699B2 - 無方向性電磁鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、無方向性電磁鋼板、特に製造性と磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板とその製造方法に関するものである。
ハイブリッド電気自動車や掃除機用モータは、小型化、高効率化の観点より、高周波域での駆動が行われている。そのため、このようなモータのコア材として使用される無方向性電磁鋼板には、高周波域で低鉄損を有する材料が要求されている。
高周波域では、渦電流損が支配的であるため、高周波鉄損低減を図るための手段としては、渦電流損の低減に有利な素材の高合金化による固有抵抗の増加が用いられる。ここで、素材の固有抵抗を効率的に上げるため、合金元素としてＳｉや、Ａｌ、Ｍｎなどが用いられる。しかしながら、これらの合金元素を添加すると、固溶強化が生じて素材が脆化し、製造が困難になるという課題がある。
この課題に対し、特許文献１では、高Ｓｉ材の上下面および左右面を炭素鋼で覆い、圧延することを特徴とする電磁鋼板の製造方法が開示されている。また、特許文献２では、鋳ぐるみ法を用いて高合金材の周囲を低合金素材でくるみ、圧延する手法が開示されている。
しかしながら、前記特許文献１に記載の製造方法では、製品板の鉄損を低減するため、上下面、左右面を覆った炭素鋼を除去する工程が必要となって、コストが増加するという課題がある。また、前記特許文献２に記載の鋳ぐるみ法では、高合金材に対する低合金材の割合が高く、４００Ｈｚのような高周波域では十分に鉄損が低減しないといった課題がある。
本発明は上記問題に鑑み、例えば周波数：４００Ｈｚの高周波域であっても低鉄損を有し、かつ製造性に優れた無方向性電磁鋼板を提供しようとするものである。
本発明者らは、上記課題を解決する方法について鋭意検討した。その結果、低鉄損を有する無方向性電磁鋼板を安定して製造するためには、母層の両表面に延性に優れた低合金材を溶接して鋼板の表層とすることが効果的であることを知見した。併せて、かかる母層と表層の板厚比を制御し、さらに表層を溶接する際の溶接条件を減圧雰囲気（真空）とすることが重要であることを見出した。
本発明は前記知見に基づいてなされたものであり、その要旨構成は以下のとおりである。
１．母層と、該母層の両表面に表層とを備え、
上記母層は、質量％で、Ｃ：０．００７０％以下、Ｓｉ：２．５～５．５％、Ａｌ：０．１～３．０％、Ｍｎ：０．１～３．０％およびＰ：０．０１～０．１０％を含み、かつＳｉ、ＡｌおよびＭｎの合計が３．０～６．５％であり、残部がＦｅおよび不可避不純物の成分組成を有し、
上記表層は、質量％で、Ｃ：０．００７０％以下、Ｓｉ：２．０％以下、Ａｌ：２．０％以下、Ｍｎ：１．０％以下およびＰ：０．１０％以下を含み、残部がＦｅおよび不可避不純物の成分組成を有し、
上記母層および上記両表面の表層を合わせた鋼板の全板厚：ｔ０［ｍｍ］と、該両表面の表層の合計板厚：ｔ１［ｍｍ］との板厚比：ｔ1／ｔ０が０．０４０以下（０を除く）であることを特徴とする無方向性電磁鋼板。
１．母層と、該母層の両表面に表層とを備え、
上記母層は、質量％で、Ｃ：０．００７０％以下、Ｓｉ：２．５～５．５％、Ａｌ：０．１～３．０％、Ｍｎ：０．１～３．０％およびＰ：０．０１～０．１０％を含み、かつＳｉ、ＡｌおよびＭｎの合計が３．０～６．５％であり、残部がＦｅおよび不可避不純物の成分組成を有し、
上記表層は、質量％で、Ｃ：０．００７０％以下、Ｓｉ：２．０％以下、Ａｌ：２．０％以下、Ｍｎ：１．０％以下およびＰ：０．１０％以下を含み、残部がＦｅおよび不可避不純物の成分組成を有し、
上記母層および上記両表面の表層を合わせた鋼板の全板厚：ｔ０［ｍｍ］と、該両表面の表層の合計板厚：ｔ１［ｍｍ］との板厚比：ｔ1／ｔ０が０．０４０以下（０を除く）であることを特徴とする無方向性電磁鋼板。
２．母層と、該母層の両表面に表層とを備え、
上記母層は、質量％で、Ｃ：０．００７０％以下、Ｓｉ：２．５～５．５％、Ａｌ：０．１～３．０％、Ｍｎ：０．１～３．０％およびＰ：０．０１～０．１０％を含み、かつＳｉ、ＡｌおよびＭｎの合計が３．０～６．５％であり、残部がＦｅおよび不可避不純物の成分組成を有し、
上記表層は、質量％で、Ｃ：０．００７０％以下、Ｓｉ：２．０％以下、Ａｌ：２．０％以下、Ｍｎ：１．０％以下およびＰ：０．１０％以下を含み、残部がＦｅおよび不可避不純物の成分組成を有し、
上記母層および上記両表面の表層を合わせた鋼板の全板厚：ｔ０［ｍｍ］と、該両表面の表層の合計板厚：ｔ１［ｍｍ］との板厚比：ｔ1／ｔ０が０．０４０以下（０を除く）であって、
磁束密度：１．０Ｔ、周波数：４００Ｈｚにおける鉄損Ｗ１０／４００が以下の式（１）を満たすことを特徴とする無方向性電磁鋼板。
Ｗ１０／４００≦９．６８＋３１×ｔ０－１．１×［Ｓｉ］－０．８×［Ａｌ］－０．３×［Ｍｎ］ ・・・（１）
ここで、［Ｓｉ］、［Ａｌ］、［Ｍｎ］は上記母層および表層における各成分の平均質量％である。
上記母層は、質量％で、Ｃ：０．００７０％以下、Ｓｉ：２．５～５．５％、Ａｌ：０．１～３．０％、Ｍｎ：０．１～３．０％およびＰ：０．０１～０．１０％を含み、かつＳｉ、ＡｌおよびＭｎの合計が３．０～６．５％であり、残部がＦｅおよび不可避不純物の成分組成を有し、
上記表層は、質量％で、Ｃ：０．００７０％以下、Ｓｉ：２．０％以下、Ａｌ：２．０％以下、Ｍｎ：１．０％以下およびＰ：０．１０％以下を含み、残部がＦｅおよび不可避不純物の成分組成を有し、
上記母層および上記両表面の表層を合わせた鋼板の全板厚：ｔ０［ｍｍ］と、該両表面の表層の合計板厚：ｔ１［ｍｍ］との板厚比：ｔ1／ｔ０が０．０４０以下（０を除く）であって、
磁束密度：１．０Ｔ、周波数：４００Ｈｚにおける鉄損Ｗ１０／４００が以下の式（１）を満たすことを特徴とする無方向性電磁鋼板。
Ｗ１０／４００≦９．６８＋３１×ｔ０－１．１×［Ｓｉ］－０．８×［Ａｌ］－０．３×［Ｍｎ］ ・・・（１）
ここで、［Ｓｉ］、［Ａｌ］、［Ｍｎ］は上記母層および表層における各成分の平均質量％である。
３．母層と、該母層の両表面に表層とを備え、
上記母層は、質量％で、Ｃ：０．００７０％以下、Ｓｉ：２．５～６．０％、Ａｌ：０．１～３．０％、Ｍｎ：０．１～３．０％およびＰ：０．０１～０．１０％を含み、かつＳｉ、ＡｌおよびＭｎの合計が３．０～７．５％であり、残部がＦｅおよび不可避不純物の成分組成を有し、
上記表層は、質量％で、Ｃ：０．００７０％以下、Ｓｉ：２．０％以下、Ａｌ：２．０％以下、Ｍｎ：１．０％以下およびＰ：０．１０％以下を含み、さらにＴｉ：０．０１００％以下、Ｎｂ：０．０１００％以下およびＶ：０．０１００％以下の内（いずれも０を除く）から選んだ少なくとも１種を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物の成分組成を有し、
上記母層および上記両表面の表層を合わせた鋼板の全板厚：ｔ０［ｍｍ］と、該両表面の表層の合計板厚：ｔ１［ｍｍ］との板厚比：ｔ1／ｔ０が０．０４０以下（０を除く）であることを特徴とする無方向性電磁鋼板。
上記母層は、質量％で、Ｃ：０．００７０％以下、Ｓｉ：２．５～６．０％、Ａｌ：０．１～３．０％、Ｍｎ：０．１～３．０％およびＰ：０．０１～０．１０％を含み、かつＳｉ、ＡｌおよびＭｎの合計が３．０～７．５％であり、残部がＦｅおよび不可避不純物の成分組成を有し、
上記表層は、質量％で、Ｃ：０．００７０％以下、Ｓｉ：２．０％以下、Ａｌ：２．０％以下、Ｍｎ：１．０％以下およびＰ：０．１０％以下を含み、さらにＴｉ：０．０１００％以下、Ｎｂ：０．０１００％以下およびＶ：０．０１００％以下の内（いずれも０を除く）から選んだ少なくとも１種を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物の成分組成を有し、
上記母層および上記両表面の表層を合わせた鋼板の全板厚：ｔ０［ｍｍ］と、該両表面の表層の合計板厚：ｔ１［ｍｍ］との板厚比：ｔ1／ｔ０が０．０４０以下（０を除く）であることを特徴とする無方向性電磁鋼板。
４．母層と、該母層の両表面に表層とを備え、
上記母層は、質量％で、Ｃ：０．００７０％以下、Ｓｉ：２．５～６．０％、Ａｌ：０．１～３．０％、Ｍｎ：０．１～３．０％およびＰ：０．０１～０．１０％を含み、かつＳｉ、ＡｌおよびＭｎの合計が３．０～７．５％であり、残部がＦｅおよび不可避不純物の成分組成を有し、
上記表層は、質量％で、Ｃ：０．００７０％以下、Ｓｉ：２．０％以下、Ａｌ：２．０％以下、Ｍｎ：１．０％以下およびＰ：０．１０％以下を含み、残部がＦｅおよび不可避不純物の成分組成を有し、
上記表層および母層のいずれか一方または両方の成分組成に、質量％で、Ｎｉ：１．０％以下（０を除く）をさらに含有し、
上記母層および上記両表面の表層を合わせた鋼板の全板厚：ｔ０［ｍｍ］と、該両表面の表層の合計板厚：ｔ１［ｍｍ］との板厚比：ｔ1／ｔ０が０．０４０以下（０を除く）であることを特徴とする無方向性電磁鋼板。
上記母層は、質量％で、Ｃ：０．００７０％以下、Ｓｉ：２．５～６．０％、Ａｌ：０．１～３．０％、Ｍｎ：０．１～３．０％およびＰ：０．０１～０．１０％を含み、かつＳｉ、ＡｌおよびＭｎの合計が３．０～７．５％であり、残部がＦｅおよび不可避不純物の成分組成を有し、
上記表層は、質量％で、Ｃ：０．００７０％以下、Ｓｉ：２．０％以下、Ａｌ：２．０％以下、Ｍｎ：１．０％以下およびＰ：０．１０％以下を含み、残部がＦｅおよび不可避不純物の成分組成を有し、
上記表層および母層のいずれか一方または両方の成分組成に、質量％で、Ｎｉ：１．０％以下（０を除く）をさらに含有し、
上記母層および上記両表面の表層を合わせた鋼板の全板厚：ｔ０［ｍｍ］と、該両表面の表層の合計板厚：ｔ１［ｍｍ］との板厚比：ｔ1／ｔ０が０．０４０以下（０を除く）であることを特徴とする無方向性電磁鋼板。
５．母層と、該母層の両表面に表層とを備え、
上記母層は、質量％で、Ｃ：０．００７０％以下、Ｓｉ：２．５～６．０％、Ａｌ：０．１～３．０％、Ｍｎ：０．１～３．０％およびＰ：０．０１～０．１０％を含み、かつＳｉ、ＡｌおよびＭｎの合計が３．０～７．５％であり、残部がＦｅおよび不可避不純物の成分組成を有し、
上記表層は、質量％で、Ｃ：０．００７０％以下、Ｓｉ：２．０％以下、Ａｌ：２．０％以下、Ｍｎ：１．０％以下およびＰ：０．１０％以下を含み、さらにＴｉ：０．０１００％以下、Ｎｂ：０．０１００％以下およびＶ：０．０１００％以下の内（いずれも０を除く）から選んだ少なくとも１種を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物の成分組成を有し、
上記表層および母層のいずれか一方または両方の成分組成に、質量％で、Ｎｉ：１．０％以下（０を除く）をさらに含有し、
上記母層および上記両表面の表層を合わせた鋼板の全板厚：ｔ０［ｍｍ］と、該両表面の表層の合計板厚：ｔ１［ｍｍ］との板厚比：ｔ1／ｔ０が０．０４０以下（０を除く）であることを特徴とする無方向性電磁鋼板。
上記母層は、質量％で、Ｃ：０．００７０％以下、Ｓｉ：２．５～６．０％、Ａｌ：０．１～３．０％、Ｍｎ：０．１～３．０％およびＰ：０．０１～０．１０％を含み、かつＳｉ、ＡｌおよびＭｎの合計が３．０～７．５％であり、残部がＦｅおよび不可避不純物の成分組成を有し、
上記表層は、質量％で、Ｃ：０．００７０％以下、Ｓｉ：２．０％以下、Ａｌ：２．０％以下、Ｍｎ：１．０％以下およびＰ：０．１０％以下を含み、さらにＴｉ：０．０１００％以下、Ｎｂ：０．０１００％以下およびＶ：０．０１００％以下の内（いずれも０を除く）から選んだ少なくとも１種を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物の成分組成を有し、
上記表層および母層のいずれか一方または両方の成分組成に、質量％で、Ｎｉ：１．０％以下（０を除く）をさらに含有し、
上記母層および上記両表面の表層を合わせた鋼板の全板厚：ｔ０［ｍｍ］と、該両表面の表層の合計板厚：ｔ１［ｍｍ］との板厚比：ｔ1／ｔ０が０．０４０以下（０を除く）であることを特徴とする無方向性電磁鋼板。
６．前記鋼板が、磁束密度：１．０Ｔ、周波数：４００Ｈｚにおける鉄損Ｗ１０／４００が以下の式（１）を満たすことを特徴とする前記３～５の何れか１項に記載の無方向性電磁鋼板。
Ｗ１０／４００≦９．６８＋３１×ｔ０－１．１×［Ｓｉ］－０．８×［Ａｌ］－０．３×［Ｍｎ］ ・・・（１）
ここで、［Ｓｉ］、［Ａｌ］、［Ｍｎ］は前記母層および表層における各成分の平均質量％である。
Ｗ１０／４００≦９．６８＋３１×ｔ０－１．１×［Ｓｉ］－０．８×［Ａｌ］－０．３×［Ｍｎ］ ・・・（１）
ここで、［Ｓｉ］、［Ａｌ］、［Ｍｎ］は前記母層および表層における各成分の平均質量％である。
７．前記母層の成分組成は、質量％で、Ｓｎ：０．１５％以下およびＳｂ：０．１５％以下の内から選んだ少なくとも１種をさらに含有することを特徴とする前記１～４の何れか１に記載の無方向性電磁鋼板。
８．前記母層の成分組成は、質量％で、Ｃｒ：５．０％以下をさらに含有することを特徴とする前記１～５の何れか１に記載の無方向性電磁鋼板。
９. 前記母層の成分組成は、質量％で、Ｃａ：０．００５％以下をさらに含有することを特徴とする前記１～６の何れか１に記載の無方向性電磁鋼板。
１０．前記表層および母層のいずれか一方または両方の成分組成に、質量％で、Ｃｕ：１．０％以下（０を除く）をさらに含有することを特徴とする前記１～９の何れか１項に記載の無方向性電磁鋼板。
１１. 前記１～１０の何れか１に記載の無方向性電磁鋼板を製造する方法であって、 前記１～５および１０の何れか１に記載の表層の成分組成を有するスラブを、前記１～１０の何れか１に記載の母層の成分組成を有するスラブの両面に、真空度２．５Ｐａ以下で溶接してクラッドスラブとしたのち、該クラッドスラブを熱間圧延する工程を有することを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法。
本発明によれば、周波数：４００Ｈｚの高周波域であっても低鉄損を有する無方向性電磁鋼板を安定的に製造することができる。
本発明の無方向性電磁鋼板（以下、単に「鋼板」という場合がある）は、内層となる母層と、母層の粗圧延面である両表面に設けられた延性に優れた低Ｓｉ材の層である表層とを備え、かかる表層は母層よりも、脆化元素であるＳｉが少ない。また、Ｓｉほどではないが脆化元素である、ＡｌおよびＭｎの含有量も一定量以下としている。また、無方向性電磁鋼板の一方の面に設けられた第１の表層と対向する他方の面に設けられた第２の表層の両者（以下、両表層ともいう）のいずれもが、以下に述べる表層の条件を満たすことが必要である。ただし、かかる第１の表層の成分組成や厚みと第２の表層の成分組成や厚みは同じ方が好ましいが、必ずしも同じ成分組成や厚みである必要はない。
［成分組成］
まず、本発明における鋼板の、母層と表層の成分組成についてそれぞれ説明する。なお、以下の説明において、各元素の含有量を表す「％」は、特に断らない限り「質量％」を表すものとする。
まず、母層の成分組成について説明する。
まず、本発明における鋼板の、母層と表層の成分組成についてそれぞれ説明する。なお、以下の説明において、各元素の含有量を表す「％」は、特に断らない限り「質量％」を表すものとする。
まず、母層の成分組成について説明する。
母層のＣ含有量 Ｃ：０．００７０％以下
Ｃは、０．００７０％を超えると磁気時効の原因となるため、０．００７０％以下とする。なお、下限は特に制限されず０％でも良いが、工業的には、０．０００５％程度が好ましい。
Ｃは、０．００７０％を超えると磁気時効の原因となるため、０．００７０％以下とする。なお、下限は特に制限されず０％でも良いが、工業的には、０．０００５％程度が好ましい。
母層のＳｉ含有量 Ｓｉ：２．５～５．５％
Ｓｉは、鋼板の電気抵抗を高め、渦電流損を低減する作用を有する元素である。母層のＳｉ含有量が２．５％未満であると、効果的に渦電流損を低減することができない。そのため、母層のＳｉ含有量は２．５％以上、好ましくは３．０％以上、より好ましくは３．５％超とする。一方、母層のＳｉ含有量が５．５％を超えると、製造性が低下する。そのため、母層のＳｉ量は５．５％以下とする。
Ｓｉは、鋼板の電気抵抗を高め、渦電流損を低減する作用を有する元素である。母層のＳｉ含有量が２．５％未満であると、効果的に渦電流損を低減することができない。そのため、母層のＳｉ含有量は２．５％以上、好ましくは３．０％以上、より好ましくは３．５％超とする。一方、母層のＳｉ含有量が５．５％を超えると、製造性が低下する。そのため、母層のＳｉ量は５．５％以下とする。
母層のＡｌ含有量 Ａｌ：０．１～３．０％
Ａｌは、Ｓｉと同様に鋼板の電気抵抗を高め、渦電流損を低減する作用を有する元素である。よって、本発明では、高周波域の鉄損を低減するため、母層のＡｌ含有量は０．１％以上とする。一方、母層のＡｌ含有量が３．０％を超えると、製造性が低下するだけでなく、磁歪が増加するため、ヒステリシス損が増加し、鉄損を効率的に低減することができない。そのため、母層のＡｌ量は３．０％以下とする。
Ａｌは、Ｓｉと同様に鋼板の電気抵抗を高め、渦電流損を低減する作用を有する元素である。よって、本発明では、高周波域の鉄損を低減するため、母層のＡｌ含有量は０．１％以上とする。一方、母層のＡｌ含有量が３．０％を超えると、製造性が低下するだけでなく、磁歪が増加するため、ヒステリシス損が増加し、鉄損を効率的に低減することができない。そのため、母層のＡｌ量は３．０％以下とする。
母層のＭｎ含有量 Ｍｎ：０．１～３．０％
Ｍｎは、Ｓｉ、Ａｌと同様に鋼板の電気抵抗を高め、渦電流損を低減する作用を有する元素であり、高周波域の鉄損を低減する。そのため、母層のＭｎ含有量は０．１％以上とする。一方、母層のＭｎ含有量が３．０％を超えると、磁歪が増加するため、ヒステリシス損が増加し、鉄損を効率的に低減することができない。そのため、母層のＭｎ量は３．０％以下とする。
Ｍｎは、Ｓｉ、Ａｌと同様に鋼板の電気抵抗を高め、渦電流損を低減する作用を有する元素であり、高周波域の鉄損を低減する。そのため、母層のＭｎ含有量は０．１％以上とする。一方、母層のＭｎ含有量が３．０％を超えると、磁歪が増加するため、ヒステリシス損が増加し、鉄損を効率的に低減することができない。そのため、母層のＭｎ量は３．０％以下とする。
母層のＰ含有量 Ｐ：０．０１～０．１０％
Ｐを添加することにより、集合組織が大きく改善し、磁束密度が向上するとともにヒステリシス損を低下させることができる。本発明では、前記効果を得るために母層のＰ含有量を０．０１％以上とする。一方、母層のＰ含有量が０．１０％を超えると効果が飽和することに加えて、製造性の低下を招く。そのため、母層のＰ含有量は０．１０％以下とする。
Ｐを添加することにより、集合組織が大きく改善し、磁束密度が向上するとともにヒステリシス損を低下させることができる。本発明では、前記効果を得るために母層のＰ含有量を０．０１％以上とする。一方、母層のＰ含有量が０．１０％を超えると効果が飽和することに加えて、製造性の低下を招く。そのため、母層のＰ含有量は０．１０％以下とする。
母層のＳｉ、ＡｌおよびＭｎの合計が３．０～６．５％
本発明では、Ｓｉ、ＡｌおよびＭｎの合計は、３．０～６．５％の範囲とする。
Ｓｉ、ＡｌおよびＭｎの合計が３．０％に満たないと、固有抵抗が低いため、渦電流損が劣り、鋼板の鉄損が効果的に低減しない。一方、Ｓｉ、ＡｌおよびＭｎの合計が６．５％を超えると、脆化するため、ルーパー通過時に破断しやすくなる。
本発明では、Ｓｉ、ＡｌおよびＭｎの合計は、３．０～６．５％の範囲とする。
Ｓｉ、ＡｌおよびＭｎの合計が３．０％に満たないと、固有抵抗が低いため、渦電流損が劣り、鋼板の鉄損が効果的に低減しない。一方、Ｓｉ、ＡｌおよびＭｎの合計が６．５％を超えると、脆化するため、ルーパー通過時に破断しやすくなる。
母層のＳｎ含有量 Ｓｎ：０．１５％以下
Ｐと同様に、Ｓｎを添加することにより、集合組織が大きく改善し、磁束密度が向上するとともにヒステリシス損を低下させることができる。一方、母層のＳｎ含有量が０．１５％を超えると効果が飽和することに加えて、製造性の低下を招く。そのため、母層のＳｎ含有量は０．１５％以下とする。母層にＳｎを添加する場合、添加効果を得るためにはＳｎ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。
Ｐと同様に、Ｓｎを添加することにより、集合組織が大きく改善し、磁束密度が向上するとともにヒステリシス損を低下させることができる。一方、母層のＳｎ含有量が０．１５％を超えると効果が飽和することに加えて、製造性の低下を招く。そのため、母層のＳｎ含有量は０．１５％以下とする。母層にＳｎを添加する場合、添加効果を得るためにはＳｎ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。
母層のＳｂ含有量 Ｓｂ：０．１５％以下
Ｐ、Ｓｎと同様に、Ｓｂを添加することにより、集合組織が大きく改善し、磁束密度が向上するとともにヒステリシス損を低下させることができる。一方、母層のＳｂ含有量が０．１５％を超えると効果が飽和することに加えて、製造性の低下を招く。そのため、母層のＳｂ含有量は０．１５％以下とする。母層にＳｂを添加する場合、添加効果を得るためにはＳｂ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。
Ｐ、Ｓｎと同様に、Ｓｂを添加することにより、集合組織が大きく改善し、磁束密度が向上するとともにヒステリシス損を低下させることができる。一方、母層のＳｂ含有量が０．１５％を超えると効果が飽和することに加えて、製造性の低下を招く。そのため、母層のＳｂ含有量は０．１５％以下とする。母層にＳｂを添加する場合、添加効果を得るためにはＳｂ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。
母層のＣｒ含有量 Ｃｒ：５．０％以下
Ｃｒは、鋼板の電気抵抗を高めるものの固溶強化が小さいため、母層に添加することで、製造性を大きく低下させることなく、さらに鉄損を低減することが可能である。一方、５．０％を超えると脆化により製造性が低下するだけでなく、ヒステリシス損が増加し、鉄損を効率的に低減することができない。そのため、母層のＣｒ含有量は５．０％以下とする。母層にＣｒを添加する場合、添加効果を得るためにはＣｒ含有量を０．１０％以上とすることが好ましい。
Ｃｒは、鋼板の電気抵抗を高めるものの固溶強化が小さいため、母層に添加することで、製造性を大きく低下させることなく、さらに鉄損を低減することが可能である。一方、５．０％を超えると脆化により製造性が低下するだけでなく、ヒステリシス損が増加し、鉄損を効率的に低減することができない。そのため、母層のＣｒ含有量は５．０％以下とする。母層にＣｒを添加する場合、添加効果を得るためにはＣｒ含有量を０．１０％以上とすることが好ましい。
母層のＣａ含有量 Ｃａ：０．００５％以下
微量のＣａ添加は、不可避不純物の一つであるＳと反応し、ＣａＳとなって粗大な析出物を形成し、ＭｎＳ等の微細な硫化物の析出を抑制する。そのため、粒成長を改善し、鉄損を低減する効果がある。一方、母層のＣａ含有量が０．００５％を超えるとＣａＳやＣａＯの量が増加し、却って粒成長を阻害して鉄損特性が劣化する。そのため、Ｃａ添加の上限は０．００５％とする。母層にＣａを添加する場合、添加効果を得るためにはＣａ含有量を０．０００５％以上とすることが好ましい。
微量のＣａ添加は、不可避不純物の一つであるＳと反応し、ＣａＳとなって粗大な析出物を形成し、ＭｎＳ等の微細な硫化物の析出を抑制する。そのため、粒成長を改善し、鉄損を低減する効果がある。一方、母層のＣａ含有量が０．００５％を超えるとＣａＳやＣａＯの量が増加し、却って粒成長を阻害して鉄損特性が劣化する。そのため、Ｃａ添加の上限は０．００５％とする。母層にＣａを添加する場合、添加効果を得るためにはＣａ含有量を０．０００５％以上とすることが好ましい。
なお、母層において、上記した成分以外の残部は、Feおよび不可避不純物である。
次に、表層の成分組成について説明する。
表層のＣ含有量 Ｃ：０．００７０％以下
Ｃは、０．００７０％を超えると延性が低下するだけでなく、磁気時効の原因となるため、表層のＣ含有量は０．００７０％以下とする。なお、下限は特に制限されず０％でも良いが、工業的には、０．０００５％程度が好ましい。
表層のＣ含有量 Ｃ：０．００７０％以下
Ｃは、０．００７０％を超えると延性が低下するだけでなく、磁気時効の原因となるため、表層のＣ含有量は０．００７０％以下とする。なお、下限は特に制限されず０％でも良いが、工業的には、０．０００５％程度が好ましい。
表層のＳｉ含有量 Ｓｉ：２．０％以下
Ｓｉを添加することにより、延性が低下するため、表層のＳｉ含有量は２．０％以下とする。なお、下限は特に制限されず０％でも良い。
Ｓｉを添加することにより、延性が低下するため、表層のＳｉ含有量は２．０％以下とする。なお、下限は特に制限されず０％でも良い。
表層のＡｌ含有量 Ａｌ：２．０％以下
Ａｌを添加することにより、延性が低下するため、表層のＡｌ含有量は２．０％以下とする。なお、下限は特に制限されず０％でも良い。
Ａｌを添加することにより、延性が低下するため、表層のＡｌ含有量は２．０％以下とする。なお、下限は特に制限されず０％でも良い。
表層のＭｎ含有量 Ｍｎ：１．０％以下
Ｍｎを添加することにより、延性が低下するため、表層のＭｎ含有量は１．０％以下とする。なお、下限は特に制限されず０％でも良い。
Ｍｎを添加することにより、延性が低下するため、表層のＭｎ含有量は１．０％以下とする。なお、下限は特に制限されず０％でも良い。
表層のＰ含有量 Ｐ：０．１０％以下
Ｐを添加することにより、延性が低下するため、表層のＰ含有量は０．１０％以下とする。なお、下限は特に制限されないが、工業的には０．００５％程度が好ましい。
Ｐを添加することにより、延性が低下するため、表層のＰ含有量は０．１０％以下とする。なお、下限は特に制限されないが、工業的には０．００５％程度が好ましい。
表層において、上記した成分以外の残部は、Feおよび不可避不純物である。なお、表層において、上記した成分以外を添加する必要はないが、製造性や磁気特性の許容範囲内で、不可避不純物を含んでいてもかまわない。
以上に説明した無方向性電磁鋼板において、上記した表層に、さらにＴｉ：０．０１００％以下、Ｎｂ：０．０１００％以下、Ｖ：０．０１００％以下およびＮｉ：１．０％以下並びに、上記した母層に、さらにＮｉ：１．０％以下、の内（何れも０を含まず）から選んだ少なくとも１種を含有することができる。以下に、各成分の添加理由を詳述する。
表層のＴｉ含有量 Ｔｉ：０．０１００％以下
ＴｉはＣと反応し、炭化物を形成するため、粒成長を抑制し、靭性を向上する。ただし、母層に添加すると、ヒステリシス損が増加し、鉄損が劣化する傾向にあるため、添加する場合は、表層に添加する。なお、上記効果を得るために、本発明では、表層に、Ｔｉを０．００２０％以上添加することができる。一方で、表層にＴｉを多量に添加すると、ヒステリシス損が増加し、鉄損が著しく劣化するため、表層のＴｉ量は０．０１００％以下とする。
なお、母層のＴｉ量は、０．００２５％程度までは許容される。
ＴｉはＣと反応し、炭化物を形成するため、粒成長を抑制し、靭性を向上する。ただし、母層に添加すると、ヒステリシス損が増加し、鉄損が劣化する傾向にあるため、添加する場合は、表層に添加する。なお、上記効果を得るために、本発明では、表層に、Ｔｉを０．００２０％以上添加することができる。一方で、表層にＴｉを多量に添加すると、ヒステリシス損が増加し、鉄損が著しく劣化するため、表層のＴｉ量は０．０１００％以下とする。
なお、母層のＴｉ量は、０．００２５％程度までは許容される。
表層のＮｂ含有量 Ｎｂ：０．０１００％以下
ＮｂはＣと反応し、炭化物を形成するため、粒成長を抑制し、靭性を向上する。ただし、母層に添加すると、ヒステリシス損が増加し、鉄損が劣化する傾向にあるため、添加する場合は、表層に添加する。なお、上記効果を得るために、本発明では、表層に、Ｎｂを０．００２０％以上添加することができる。一方で、表層にＮｂを多量に添加すると、ヒステリシス損が増加し、鉄損が著しく劣化するため、表層のＮｂ量は０．０１００％以下とする。
なお、母層のＮｂ量は、０．００２５％程度までは許容される。
ＮｂはＣと反応し、炭化物を形成するため、粒成長を抑制し、靭性を向上する。ただし、母層に添加すると、ヒステリシス損が増加し、鉄損が劣化する傾向にあるため、添加する場合は、表層に添加する。なお、上記効果を得るために、本発明では、表層に、Ｎｂを０．００２０％以上添加することができる。一方で、表層にＮｂを多量に添加すると、ヒステリシス損が増加し、鉄損が著しく劣化するため、表層のＮｂ量は０．０１００％以下とする。
なお、母層のＮｂ量は、０．００２５％程度までは許容される。
表層のＶ含有量 Ｖ：０．０１００％以下
ＶはＣと反応し、炭化物を形成するため、粒成長を抑制し、靭性を向上する。ただし、母層に添加すると、ヒステリシス損が増加し、鉄損が劣化する傾向にあるため、添加する場合は、表層に添加する。なお、上記効果を得るために、本発明では、表層にＶを０．００２０％以上添加することができる。一方で、表層にＶを多量に添加すると、ヒステリシス損が増加し、鉄損が著しく劣化するため、表層のＶ量は０．０１００％以下とする。
なお、母層のＶ量は、０．００２５％程度までは許容される。
ＶはＣと反応し、炭化物を形成するため、粒成長を抑制し、靭性を向上する。ただし、母層に添加すると、ヒステリシス損が増加し、鉄損が劣化する傾向にあるため、添加する場合は、表層に添加する。なお、上記効果を得るために、本発明では、表層にＶを０．００２０％以上添加することができる。一方で、表層にＶを多量に添加すると、ヒステリシス損が増加し、鉄損が著しく劣化するため、表層のＶ量は０．０１００％以下とする。
なお、母層のＶ量は、０．００２５％程度までは許容される。
表層のＮｉ含有量 Ｎｉ：１．０％以下
Ｎｉは、Ｓｉ含有鋼の積層欠陥エネルギーを低下させ、材料の靭性を向上させる元素である。この効果を得るためには、表層にＮｉを０．０１％以上添加する。一方で、Ｎｉを過剰に添加すると、Ｎｉ添加による靭性向上効果は飽和し、コスト増加の原因となることから、Ｎｉ量は、表層で１．０％以下とする。
Ｎｉは、Ｓｉ含有鋼の積層欠陥エネルギーを低下させ、材料の靭性を向上させる元素である。この効果を得るためには、表層にＮｉを０．０１％以上添加する。一方で、Ｎｉを過剰に添加すると、Ｎｉ添加による靭性向上効果は飽和し、コスト増加の原因となることから、Ｎｉ量は、表層で１．０％以下とする。
母層のＮｉ含有量 Ｎｉ：１．０％以下
ＮｉはＳｉ含有鋼の積層欠陥エネルギーを低下させ、材料の靭性を向上させる元素である。この効果を得るために、母層にＮｉを０．０１０％以上添加することができる。一方で、Ｎｉを過剰に添加すると、Ｎｉ添加による靭性向上効果は飽和し、コスト増加の原因となることから、Ｎｉ量は、母層に添加する場合、１．０％以下とする。
なお、Ｎｉは、母層だけでなく、表層に添加してもよいが、Ｓｉ量が２．０％以上の場合に、特に靭性向上効果が高くなるため、母層に添加することが好ましい。
すなわち、本発明において、Ｎｉを添加する場合、表層および母層のいずれか一方または両方で１．０％以下（０を含まず）添加することができる。
ＮｉはＳｉ含有鋼の積層欠陥エネルギーを低下させ、材料の靭性を向上させる元素である。この効果を得るために、母層にＮｉを０．０１０％以上添加することができる。一方で、Ｎｉを過剰に添加すると、Ｎｉ添加による靭性向上効果は飽和し、コスト増加の原因となることから、Ｎｉ量は、母層に添加する場合、１．０％以下とする。
なお、Ｎｉは、母層だけでなく、表層に添加してもよいが、Ｓｉ量が２．０％以上の場合に、特に靭性向上効果が高くなるため、母層に添加することが好ましい。
すなわち、本発明において、Ｎｉを添加する場合、表層および母層のいずれか一方または両方で１．０％以下（０を含まず）添加することができる。
かように、上記した母層にＮｉ：１．０％以下、並びに、上記した表層に、Ｔｉ：０．０１００％以下、Ｎｂ：０．０１００％以下、Ｖ：０．０１００％以下およびＮｉ：１．０％以下、の内（何れも０を含まず）から選んだ少なくとも１種を含有する、鋼板においては、上記のとおり靭性がさらに向上することから、上述したＳｉ量を６．０％まで、およびＳｉ、ＡｌおよびＭｎの合計量を７．５％まで増加することができる。
すなわち、具体的には以下のとおりである。
すなわち、具体的には以下のとおりである。
母層のＳｉ含有量 Ｓｉ：２．５～６．０％
母層にＮｉ並びに表層にＴｉ，Ｎｂ，ＶおよびＮｉのいずれかを添加することで鋼板の靭性を改善できるため、母層に添加するＳｉ量を６．０％まで高めることができる。好ましくは５．５％以下である。一方、Ｓｉ含有量が２．５％未満であると、効果的に渦電流損を低減することができない。そのため、母層のＳｉ含有量は２．５％以上、好ましくは３．０％以上、より好ましくは３．５％超とする。
母層にＮｉ並びに表層にＴｉ，Ｎｂ，ＶおよびＮｉのいずれかを添加することで鋼板の靭性を改善できるため、母層に添加するＳｉ量を６．０％まで高めることができる。好ましくは５．５％以下である。一方、Ｓｉ含有量が２．５％未満であると、効果的に渦電流損を低減することができない。そのため、母層のＳｉ含有量は２．５％以上、好ましくは３．０％以上、より好ましくは３．５％超とする。
母層のＳｉ、ＡｌおよびＭｎの合計が３．０～７．５％
本発明では、母層にＮｉ並びに表層にＴｉ，Ｎｂ，ＶおよびＮｉのいずれか一つまたは二つ以上を添加した場合、Ｓｉ、ＡｌおよびＭｎの合計は３．０～７．５％の範囲とする。
Ｓｉ、ＡｌおよびＭｎの合計が３．０％に満たないと、固有抵抗が低いため、渦電流損が劣り、鋼板の鉄損が効果的に低減しない。一方、母層にＮｉ並びに表層にＴｉ，Ｎｂ，ＶおよびＮｉのいずれか一つまたは二つ以上を添加すると鋼板の靭性を改善でき、特にＳｉ、ＡｌおよびＭｎの合計が６．５～７．５％の場合は、その効果が顕著になる。よって、Ｓｉ、ＡｌおよびＭｎの合計は７．５％まで添加することができる。
本発明では、母層にＮｉ並びに表層にＴｉ，Ｎｂ，ＶおよびＮｉのいずれか一つまたは二つ以上を添加した場合、Ｓｉ、ＡｌおよびＭｎの合計は３．０～７．５％の範囲とする。
Ｓｉ、ＡｌおよびＭｎの合計が３．０％に満たないと、固有抵抗が低いため、渦電流損が劣り、鋼板の鉄損が効果的に低減しない。一方、母層にＮｉ並びに表層にＴｉ，Ｎｂ，ＶおよびＮｉのいずれか一つまたは二つ以上を添加すると鋼板の靭性を改善でき、特にＳｉ、ＡｌおよびＭｎの合計が６．５～７．５％の場合は、その効果が顕著になる。よって、Ｓｉ、ＡｌおよびＭｎの合計は７．５％まで添加することができる。
なお、本発明では、適宜、Ｃｕを、表層および母層の何れかまたは両方に添加することができる。具体的には以下のとおりである。
表層のＣｕ含有量 Ｃｕ：１．０％以下
Ｃｕは、含有させることで各製造工程における鋼板表面の酸化を抑制することができる。かかる効果を得るためには、表層に０．０１％以上含有することが好ましい。一方で、Ｃｕ量が１．０％を超えると赤熱脆化により、熱間圧延の歩留まりが低下する。したがって、Ｃｕ量の上限は、表層に添加する場合、１．０％とすることが好ましい。
Ｃｕは、含有させることで各製造工程における鋼板表面の酸化を抑制することができる。かかる効果を得るためには、表層に０．０１％以上含有することが好ましい。一方で、Ｃｕ量が１．０％を超えると赤熱脆化により、熱間圧延の歩留まりが低下する。したがって、Ｃｕ量の上限は、表層に添加する場合、１．０％とすることが好ましい。
母層のＣｕ含有量 Ｃｕ：１．０％以下
Ｃｕは、含有させることで各製造工程における鋼板表面の酸化を抑制することができるため、０．０１％以上含有することが好ましい。一方で、Ｃｕ量が１．０％を超えると赤熱脆化により、熱間圧延の歩留まりが低下する。したがって、Ｃｕ量は、母層に添加する場合、１．０％以下とすることが好ましい。
すなわち、本発明において、Ｃｕを添加する場合、表層、母層それぞれで１．０％以下とすることができる。
Ｃｕは、含有させることで各製造工程における鋼板表面の酸化を抑制することができるため、０．０１％以上含有することが好ましい。一方で、Ｃｕ量が１．０％を超えると赤熱脆化により、熱間圧延の歩留まりが低下する。したがって、Ｃｕ量は、母層に添加する場合、１．０％以下とすることが好ましい。
すなわち、本発明において、Ｃｕを添加する場合、表層、母層それぞれで１．０％以下とすることができる。
［板厚比］
本発明者らは、高周波域で低鉄損を示す無方向性電磁鋼板の開発として、母層の高Ｓｉ化を検討し、さらに安定的に製造するために、母層の粗圧延面である両表面に圧延性に優れた低Ｓｉ材を溶接し表層とすることで、磁気特性と製造性に優れた無方向性電磁鋼板の開発を検討した。しかしながら、ただ単に、母層の両表面に固有抵抗の低い低Ｓｉ材を溶接しただけでは、表皮効果によって渦電流損が増加し、却って鉄損が増加してしまう場合がある。そこで、鉄損増加の抑制が可能な、母層と両表面の表層とをあわせた鋼板の全板厚に対する両表面の表層の合計の板厚比（以下、表層の板厚比、または単に板厚比と記載）の検討を行った。
具体的には、スケールを除去した母層用スラブの両表面に、冷間圧延後の表層の板厚比が０～０．０５となるよう厚みを加工した表層用低Ｓｉ材を、２Ｐａの真空度とした雰囲気下で、溶接してクラッドスラブを得た。
本発明者らは、高周波域で低鉄損を示す無方向性電磁鋼板の開発として、母層の高Ｓｉ化を検討し、さらに安定的に製造するために、母層の粗圧延面である両表面に圧延性に優れた低Ｓｉ材を溶接し表層とすることで、磁気特性と製造性に優れた無方向性電磁鋼板の開発を検討した。しかしながら、ただ単に、母層の両表面に固有抵抗の低い低Ｓｉ材を溶接しただけでは、表皮効果によって渦電流損が増加し、却って鉄損が増加してしまう場合がある。そこで、鉄損増加の抑制が可能な、母層と両表面の表層とをあわせた鋼板の全板厚に対する両表面の表層の合計の板厚比（以下、表層の板厚比、または単に板厚比と記載）の検討を行った。
具体的には、スケールを除去した母層用スラブの両表面に、冷間圧延後の表層の板厚比が０～０．０５となるよう厚みを加工した表層用低Ｓｉ材を、２Ｐａの真空度とした雰囲気下で、溶接してクラッドスラブを得た。
ここで、母層用スラブの成分は、Ｃ：０．００２５％、Ｓｉ：３．３％、Ａｌ：１．２％、Ｍｎ：０．４％およびＰ：０．０４％、残部がＦｅおよび不可避不純物であり、表層となる低Ｓｉ材の成分はＣ：０．００５％、Ｓｉ：０．０４％、Ａｌ：０．１％、Ｍｎ：０．１％およびＰ：０．０１％、残部がＦｅおよび不可避不純物である。なお、板厚比：０の試料は母層のみであり、表層となる低Ｓｉ材の溶接は施していない。また、両表面の表層（以下、両表層と記載）の成分および板厚は同じとした。すなわち、片面当たりの表層の板厚は、図に記載の板厚比の１／２である。これら母層のみのスラブおよびクラッドスラブを１１２０℃に再加熱し、最終圧延時の温度が８００～１０００℃になるよう熱間圧延を行い、板厚：２．０ｍｍとした。次いで、１００％Ｎ２雰囲気で９２０℃×３０ｓの条件の熱延板焼鈍を施し、ショット付与後、酸洗を実施し、表層のスケール層を除去した。
上記ショット付与条件として、ショット粒に直径：０．３ｍｍの鋼球を用い、投射密度を２０ｋｇ／ｍ２とした。
また、スケール除去後の熱延焼鈍板を、幅：３０ｍｍ、長さ：１００ｍｍに加工し、室温にて曲率半径：１５ｍｍ、曲げ角度：４５°の繰り返し曲げ試験を行い、破断するまでの回数で評価した。熱延焼鈍板の繰り返し曲げ評価結果と冷間圧延時の製造性はよく相関しており、熱延焼鈍板の繰り返し曲げ評価により冷間圧延での製造性を簡易的に評価することができる。繰り返し曲げ回数は、１０回以上であることが好ましく、２０回以上であることがさらに好ましい。
次に、スケール除去後の熱延焼鈍板に冷間圧延を施し、板厚：０．２５ｍｍとし、２０vol％Ｈ２－８０vol％Ｎ２雰囲気で１１００℃×１０ｓの保定条件の仕上焼鈍を施した。なお、母層のみの場合は、クラッドスラブと同様の条件で冷間圧延した場合、破断したが、鉄損レベルを確認するために、冷間圧延のかわりに、３００℃に加熱してから温間圧延を行い、板厚：０．２５ｍｍとした。以降は、クラッドスラブと同様の仕上焼鈍を行った。
この仕上焼鈍で作製した仕上焼鈍板から、幅：３０ｍｍ、長さ：１８０ｍｍのエプスタインサンプルを圧延方向および圧延直角方向より切り出し、ＪＩＳ Ｃ２５５０に記載のエプスタイン法にて磁束密度：１．０Ｔ、周波数：４００Ｈｚにおける鉄損Ｗ１０／４００測定を行った。
また、スケール除去後の熱延焼鈍板を、幅：３０ｍｍ、長さ：１００ｍｍに加工し、室温にて曲率半径：１５ｍｍ、曲げ角度：４５°の繰り返し曲げ試験を行い、破断するまでの回数で評価した。熱延焼鈍板の繰り返し曲げ評価結果と冷間圧延時の製造性はよく相関しており、熱延焼鈍板の繰り返し曲げ評価により冷間圧延での製造性を簡易的に評価することができる。繰り返し曲げ回数は、１０回以上であることが好ましく、２０回以上であることがさらに好ましい。
次に、スケール除去後の熱延焼鈍板に冷間圧延を施し、板厚：０．２５ｍｍとし、２０vol％Ｈ２－８０vol％Ｎ２雰囲気で１１００℃×１０ｓの保定条件の仕上焼鈍を施した。なお、母層のみの場合は、クラッドスラブと同様の条件で冷間圧延した場合、破断したが、鉄損レベルを確認するために、冷間圧延のかわりに、３００℃に加熱してから温間圧延を行い、板厚：０．２５ｍｍとした。以降は、クラッドスラブと同様の仕上焼鈍を行った。
この仕上焼鈍で作製した仕上焼鈍板から、幅：３０ｍｍ、長さ：１８０ｍｍのエプスタインサンプルを圧延方向および圧延直角方向より切り出し、ＪＩＳ Ｃ２５５０に記載のエプスタイン法にて磁束密度：１．０Ｔ、周波数：４００Ｈｚにおける鉄損Ｗ１０／４００測定を行った。
図１に熱延焼鈍板の繰り返し曲げ回数と表層の板厚比の関係を示す。同図から、表層の板厚比に関わらず、低Ｓｉ材の表層の存在により、繰り返し曲げ回数の大幅な向上、すなわち、冷間圧延での製造性の大幅な向上が認められる。
また、図２に鉄損と表層の板厚比の関係を示す。なお、板厚比０．０００は、母層のみの試料であり、冷間圧延では割れが発生したため、上述したとおり温間圧延して試料を得た。同図から、表層の板厚比が０．０４０を超えると鉄損の大幅な増加が認められる。
したがって、本発明では、磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板を安定的に製造するために、上記母層と上記両表層とを合わせた鋼板の全板厚：ｔ０に対する低Ｓｉ材の上記両表層の厚みの合計：ｔ１の板厚比：ｔ1／ｔ０を０．０４０以下（０を除く）とする。一方、冷間圧延後に母層に低Ｓｉ材の表層が存在すれば、かかる表層の板厚比の下限に制限はないが、工業的な観点からの下限としては、片面当たりの表層の板厚比は、０．００２程度、すなわち、両表層合計では０．００４程度とするのが好ましい。
また、図２に鉄損と表層の板厚比の関係を示す。なお、板厚比０．０００は、母層のみの試料であり、冷間圧延では割れが発生したため、上述したとおり温間圧延して試料を得た。同図から、表層の板厚比が０．０４０を超えると鉄損の大幅な増加が認められる。
したがって、本発明では、磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板を安定的に製造するために、上記母層と上記両表層とを合わせた鋼板の全板厚：ｔ０に対する低Ｓｉ材の上記両表層の厚みの合計：ｔ１の板厚比：ｔ1／ｔ０を０．０４０以下（０を除く）とする。一方、冷間圧延後に母層に低Ｓｉ材の表層が存在すれば、かかる表層の板厚比の下限に制限はないが、工業的な観点からの下限としては、片面当たりの表層の板厚比は、０．００２程度、すなわち、両表層合計では０．００４程度とするのが好ましい。
以上のように低Ｓｉ材の表層を存在させることにより、脆化効果が大きいＳｉ、Ａｌ、Ｍｎ量が高い母層を用いた場合でも、高製造性と低鉄損を両立することが可能となる。なお、鉄損はＳｉ、Ａｌ、Ｍｎ量や板厚により、レベルがかわるが、磁束密度：１．０Ｔ、周波数：４００Ｈｚにおける鉄損Ｗ１０／４００が以下の式（１）を満たす場合を好適な低鉄損範囲とした。この関係式（１）は、Ｓｉ、Ａｌ、Ｍｎおよび板厚を変更した材料の鉄損を調査し、各要因の鉄損への寄与率を算出し、成分および板厚から期待される好適な低鉄損の範囲を決定した式である。
Ｗ１０／４００≦９．６８＋３１×ｔ０－１．１×［Ｓｉ］－０．８×［Ａｌ］－０．３×［Ｍｎ］ ・・・（１）
ここで、［Ｓｉ］、［Ａｌ］、［Ｍｎ］は上記母層および表層（すなわち鋼板全体）における各成分の平均質量％である。
Ｗ１０／４００≦９．６８＋３１×ｔ０－１．１×［Ｓｉ］－０．８×［Ａｌ］－０．３×［Ｍｎ］ ・・・（１）
ここで、［Ｓｉ］、［Ａｌ］、［Ｍｎ］は上記母層および表層（すなわち鋼板全体）における各成分の平均質量％である。
［製造方法］
母層の両表面に所期した表層が形成されていれば、製造方法は特に限定するものではないが、スケールを除去した母層スラブの両表面に、冷間圧延後に所望の板厚比になるように厚みを調整した低Ｓｉ材を溶接してクラッドスラブを作製する方法が好適な方法としてあげられる。ただし、大気中で溶接した場合、鉄損や製造性にばらつきが発生することがわかった。鉄損や製造性が劣っている試験材の母層と表層の界面近傍を観察したところ、介在物が生じていることが確認された。このような場合には、ヒステリシス損が増加し、効率的に鉄損を低減することができない。また、介在物が起点となったクラックが発生した場合は圧延時やルーパー通過時に破断しやすくなり、製造性が低下する。
このような問題を回避し、鉄損や製造性のばらつきを低減する溶接方法を検討し、以下の結果を得た。
すなわち、接合面を研磨し、界面のスケール等を除去した後、速やかに溶接することが好ましい。なお、この時の研磨方法は、機械的な研磨もしくは化学的な研磨のどちらか一方で良いが、その両方を併せて実施しても良い。また、界面のスケール等の除去後、溶接までの時間は、０～４８時間以内が好ましい。
母層の両表面に所期した表層が形成されていれば、製造方法は特に限定するものではないが、スケールを除去した母層スラブの両表面に、冷間圧延後に所望の板厚比になるように厚みを調整した低Ｓｉ材を溶接してクラッドスラブを作製する方法が好適な方法としてあげられる。ただし、大気中で溶接した場合、鉄損や製造性にばらつきが発生することがわかった。鉄損や製造性が劣っている試験材の母層と表層の界面近傍を観察したところ、介在物が生じていることが確認された。このような場合には、ヒステリシス損が増加し、効率的に鉄損を低減することができない。また、介在物が起点となったクラックが発生した場合は圧延時やルーパー通過時に破断しやすくなり、製造性が低下する。
このような問題を回避し、鉄損や製造性のばらつきを低減する溶接方法を検討し、以下の結果を得た。
すなわち、接合面を研磨し、界面のスケール等を除去した後、速やかに溶接することが好ましい。なお、この時の研磨方法は、機械的な研磨もしくは化学的な研磨のどちらか一方で良いが、その両方を併せて実施しても良い。また、界面のスケール等の除去後、溶接までの時間は、０～４８時間以内が好ましい。
また、溶接時の接合面から介在物増加の原因となるＯ２やＮ２を減少させることでさらなる低鉄損化が図れると考え、本発明者らは、溶接する際に減圧環境で行う好適条件を見出した。この好適条件を見出した実験について以下に記載する。
具体的には、スケールを除去した母層用スラブの両表面に、冷間圧延後の表層の板厚比が０．０３６となるよう厚みを加工した表層用低Ｓｉ材を、真空度：０．０１～２０Ｐａの範囲および大気中の各条件でスケールの除去後１０時間以内に溶接し、クラッドスラブを作製した。
ここで、母層用スラブの成分は、Ｃ：０．００３４％、Ｓｉ：３．５％、Ａｌ：１．２％、Ｍｎ：０．８％およびＰ：０．０２％、残部がＦｅおよび不可避不純物であり、表層となる低Ｓｉ材の成分はＣ：０．００３２％、Ｓｉ：０．０２％、Ａｌ：０．０１％、Ｍｎ：０．０５％およびＰ：０．０１％、残部がＦｅおよび不可避不純物である。
なお、母層のみの試料は、表層となる低Ｓｉ材の溶接は施していない。また、表層の成分および板厚は両表層で同じとした。これら母層のみのスラブおよびクラッドスラブを、１１５０℃に再加熱し、最終圧延時の温度が９００～１１００℃の範囲になるよう熱間圧延を行い、板厚：２．０ｍｍの熱延板とした。次いで、かかる熱延板に、１００vol％Ｎ２雰囲気で９８０℃×３０ｓの均熱条件の熱延板焼鈍を施し、ショット付与後、酸洗を実施し、表層の表面スケール層を除去した。
具体的には、スケールを除去した母層用スラブの両表面に、冷間圧延後の表層の板厚比が０．０３６となるよう厚みを加工した表層用低Ｓｉ材を、真空度：０．０１～２０Ｐａの範囲および大気中の各条件でスケールの除去後１０時間以内に溶接し、クラッドスラブを作製した。
ここで、母層用スラブの成分は、Ｃ：０．００３４％、Ｓｉ：３．５％、Ａｌ：１．２％、Ｍｎ：０．８％およびＰ：０．０２％、残部がＦｅおよび不可避不純物であり、表層となる低Ｓｉ材の成分はＣ：０．００３２％、Ｓｉ：０．０２％、Ａｌ：０．０１％、Ｍｎ：０．０５％およびＰ：０．０１％、残部がＦｅおよび不可避不純物である。
なお、母層のみの試料は、表層となる低Ｓｉ材の溶接は施していない。また、表層の成分および板厚は両表層で同じとした。これら母層のみのスラブおよびクラッドスラブを、１１５０℃に再加熱し、最終圧延時の温度が９００～１１００℃の範囲になるよう熱間圧延を行い、板厚：２．０ｍｍの熱延板とした。次いで、かかる熱延板に、１００vol％Ｎ２雰囲気で９８０℃×３０ｓの均熱条件の熱延板焼鈍を施し、ショット付与後、酸洗を実施し、表層の表面スケール層を除去した。
ここで、ショット粒としては直径：０．３ｍｍの鋼球を用い、投射密度を３０ｋｇ／ｍ２で投射した。このスケール除去後の熱延焼鈍板を幅：３０ｍｍ、長さ：１００ｍｍに加工し、室温にて曲率半径：１５ｍｍ、曲げ角度：４５°の条件の繰り返し曲げ試験を行い、破断するまでの回数を調査した。
また、前記スケール除去後の熱延焼鈍板に冷間圧延を施し、板厚：０．２５ｍｍとし、２０vol％Ｈ２－８０vol％Ｎ２雰囲気で１０５０℃×１０ｓの保定条件の仕上焼鈍を施した。なお母層のみの場合は、クラッドスラブと同様の冷間圧延を行った際に破断してしまったため、試料を３００℃に加熱して温間圧延を行い、板厚：０．２５ｍｍとした。以降は、クラッドスラブと同様の処理を行った。
この仕上焼鈍後の仕上焼鈍板から、幅：３０ｍｍ、長さ：１８０ｍｍのエプスタインサンプルを圧延方向および圧延直角方向より切り出し、エプスタイン法にて鉄損を測定した磁気測定を行った。
また、前記スケール除去後の熱延焼鈍板に冷間圧延を施し、板厚：０．２５ｍｍとし、２０vol％Ｈ２－８０vol％Ｎ２雰囲気で１０５０℃×１０ｓの保定条件の仕上焼鈍を施した。なお母層のみの場合は、クラッドスラブと同様の冷間圧延を行った際に破断してしまったため、試料を３００℃に加熱して温間圧延を行い、板厚：０．２５ｍｍとした。以降は、クラッドスラブと同様の処理を行った。
この仕上焼鈍後の仕上焼鈍板から、幅：３０ｍｍ、長さ：１８０ｍｍのエプスタインサンプルを圧延方向および圧延直角方向より切り出し、エプスタイン法にて鉄損を測定した磁気測定を行った。
図３に、母層のみで溶接なし、低Ｓｉ材を大気溶接、低Ｓｉ材を真空度１．０Ｐａで溶接の場合の熱延焼鈍板の繰り返し曲げ試験の結果を示す。同図より、母層のみの試料の曲げ回数が３回であるのに対し、低Ｓｉ材を大気中で溶接した試料の曲げ回数は１２回となっていて、大幅な曲げ回数の増加が認められる。また、低Ｓｉ材を真空度１．０Ｐａで溶接した試料の曲げ回数は３１回と、大気中で溶接した試料と比較して、一段と曲げ回数が増加している。これは、大気中に比べ、真空中で溶接することで、接合面の酸化物や窒化物の発生が効果的に抑制され、曲げ試験時のクラックの発生等が低減されたためであると考えられる。
上記熱延焼鈍板の繰り返し曲げ試験時の曲げ回数は、１０回以上が好ましく、２０回以上がさらに好ましい。回数が少ないほど冷間圧延の難易度が高まり、鋼板の圧延時やルーパー通過時に破断してしまう場合があるからである。
図４に溶接時の真空度と鉄損の関係を示すが、大気中で溶接した試料の鉄損と比較して、真空中、特に２．５Ｐａ以下で溶接した試料の鉄損が低いことがわかる。これは真空度が高い場合に、溶接面の酸化物、窒化物の発生が抑制されたためであると考えられる。したがって、鉄損増加を抑制するため、溶接時の真空度は２．５Ｐａ以下とすることが好ましい。なお、真空度の下限に特に制限はないが、真空ポンプの性能等工業的な面から０．００１Ｐａ程度が好ましい。
前記表層の成分を有するスラブを、前記母層の成分を有するスラブの両面に溶接するに際し、該母層の成分を有するスラブに該表層の成分を有するスラブの４周囲を溶接することが好ましい。スラブの表面状態によっては、不純物ガス(Ｎ２やＯ２など)が接合面に残留し、溶接後の接合面に酸化物、窒化物が析出して製造性や、鉄損を劣化する場合があり、これを防止するためである。
本発明の無方向性電磁鋼板に対し、上述した条件の他は、適宜、公知の製造方法および製造条件を用いることができる。また、無方向性電磁鋼板に通常施される処理、例えば、各種絶縁被膜処理を施すことができる。
［実施例１］
表面の酸化スケールを除去した表１に示す成分を有する母層スラブに、同表に示した冷間圧延後の板厚比になるよう粗圧延を施したのち、同表に示した成分を有し表面のスケールを除去した低Ｓｉ材を表層として母層の両面にそれぞれ、スケールの除去後５時間以内に４周囲を溶接し、クラッドスラブを作製した。ここで、溶接時の真空度は表１に示した条件で実施した。なお、比較のために作製した表層を形成しない母層のみの場合は、溶接は行わなかった。
上記クラッドスラブを、１１００℃に再加熱し、最終圧延時の温度が８００～１０００℃の範囲になるよう板温を調節して熱間圧延を行い、板厚：２．０ｍｍとした。次いで１００％Ｎ２雰囲気で９２０℃×３０ｓの条件の熱延板焼鈍を施し、ショット付与後、酸洗を実施し、表層のスケール層を除去した。ここで、ショット粒は直径：０．３ｍｍの鋼球を用い、投射密度を３０ｋｇ／ｍ２で投射した。
スケール除去後の熱延焼鈍板を、幅：３０ｍｍ、長さ：１００ｍｍに加工し、室温にて曲率半径：１５ｍｍ、曲げ角度：４５°の繰り返し曲げ試験を行い、破断するまでの回数で評価した。
スケール除去後の熱延焼鈍板に冷間圧延を施し、板厚：０．２５ｍｍとし、２０％Ｈ２－８０％Ｎ２雰囲気で表１に示した条件の仕上焼鈍を施した。
かくして得られた仕上焼鈍板から、幅：３０ｍｍ、長さ：１８０ｍｍのエプスタインサンプルを圧延方向および圧延直角方向から切り出し、エプスタイン法にて鉄損測定を行った。
表面の酸化スケールを除去した表１に示す成分を有する母層スラブに、同表に示した冷間圧延後の板厚比になるよう粗圧延を施したのち、同表に示した成分を有し表面のスケールを除去した低Ｓｉ材を表層として母層の両面にそれぞれ、スケールの除去後５時間以内に４周囲を溶接し、クラッドスラブを作製した。ここで、溶接時の真空度は表１に示した条件で実施した。なお、比較のために作製した表層を形成しない母層のみの場合は、溶接は行わなかった。
上記クラッドスラブを、１１００℃に再加熱し、最終圧延時の温度が８００～１０００℃の範囲になるよう板温を調節して熱間圧延を行い、板厚：２．０ｍｍとした。次いで１００％Ｎ２雰囲気で９２０℃×３０ｓの条件の熱延板焼鈍を施し、ショット付与後、酸洗を実施し、表層のスケール層を除去した。ここで、ショット粒は直径：０．３ｍｍの鋼球を用い、投射密度を３０ｋｇ／ｍ２で投射した。
スケール除去後の熱延焼鈍板を、幅：３０ｍｍ、長さ：１００ｍｍに加工し、室温にて曲率半径：１５ｍｍ、曲げ角度：４５°の繰り返し曲げ試験を行い、破断するまでの回数で評価した。
スケール除去後の熱延焼鈍板に冷間圧延を施し、板厚：０．２５ｍｍとし、２０％Ｈ２－８０％Ｎ２雰囲気で表１に示した条件の仕上焼鈍を施した。
かくして得られた仕上焼鈍板から、幅：３０ｍｍ、長さ：１８０ｍｍのエプスタインサンプルを圧延方向および圧延直角方向から切り出し、エプスタイン法にて鉄損測定を行った。
表１に示した結果から分かるように、本発明の条件を満足している場合は、いずれも優れた特性を示す無方向性電磁鋼板が得られた。なお、実施例１２、１５、１６、２３、２４、３０、３２および３９は、熱延焼鈍板時の繰り返し曲げ試験結果が２０回未満であり、冷延時、もしくはルーパー通過時に、評価サンプルが破断したため、その後の鉄損評価が行えなかった。
［実施例２］
表２に示す成分を有する母層スラブと表層スラブに、板厚比が０．０３０となるよう粗圧延を施し、それぞれスケールを除去した後、スケール除去後５時間以内に４周囲を表２に記載の真空度で溶接し、クラッドスラブを作製した。
上記クラッドスラブを１１００℃に再加熱し、最終圧延時の温度が８００～１０００℃の範囲になるよう板温を調節して熱間圧延を行い、板厚：２．０ｍｍとした。次いで、１００％Ｎ２の雰囲気で９２０℃×３０ｓの条件の熱延板焼鈍を施し、ショット付与後、酸洗を実施し、表層スケール層を除去した。ここで、ショット粒は直径：０．３ｍｍの鋼球を用い、投射密度を３０ｋｇ／ｍ２で投射した。
スケール除去後の熱延焼鈍板を、幅：３０ｍｍ、長さ：１００ｍｍに加工し、室温にて曲率半径：１５ｍｍ、曲げ角度：４５°の繰り返し曲げ試験を行い、破断するまでの回数で評価した。
スケール除去後の熱延焼鈍板に冷間圧延を施し、板厚：０．２５ｍｍとして、２０％Ｈ２－８０％Ｎ２雰囲気で表２に記載の仕上焼鈍を施した。
かくして得られた仕上焼鈍板から幅：３０ｍｍ、長さ：１８０ｍｍのエプスタインサンプルを圧延方向および圧延直角方向から切り出し、エプスタイン方にて鉄損測定を行った。
表２に示す成分を有する母層スラブと表層スラブに、板厚比が０．０３０となるよう粗圧延を施し、それぞれスケールを除去した後、スケール除去後５時間以内に４周囲を表２に記載の真空度で溶接し、クラッドスラブを作製した。
上記クラッドスラブを１１００℃に再加熱し、最終圧延時の温度が８００～１０００℃の範囲になるよう板温を調節して熱間圧延を行い、板厚：２．０ｍｍとした。次いで、１００％Ｎ２の雰囲気で９２０℃×３０ｓの条件の熱延板焼鈍を施し、ショット付与後、酸洗を実施し、表層スケール層を除去した。ここで、ショット粒は直径：０．３ｍｍの鋼球を用い、投射密度を３０ｋｇ／ｍ２で投射した。
スケール除去後の熱延焼鈍板を、幅：３０ｍｍ、長さ：１００ｍｍに加工し、室温にて曲率半径：１５ｍｍ、曲げ角度：４５°の繰り返し曲げ試験を行い、破断するまでの回数で評価した。
スケール除去後の熱延焼鈍板に冷間圧延を施し、板厚：０．２５ｍｍとして、２０％Ｈ２－８０％Ｎ２雰囲気で表２に記載の仕上焼鈍を施した。
かくして得られた仕上焼鈍板から幅：３０ｍｍ、長さ：１８０ｍｍのエプスタインサンプルを圧延方向および圧延直角方向から切り出し、エプスタイン方にて鉄損測定を行った。
表２に示したとおり、本発明の条件を満たすように、母層にＮｉ並びに表層にＴｉ，Ｎｂ，ＶおよびＮｉのうちから選んだ少なくとも１つの成分を、母層および／または表層に添加した場合は、母層成分のＳｉが５．５％以上の場合であっても、繰り返し曲げ回数が２０回以上であり、優れた加工特性を示す無方向性電磁鋼板が得られていることがわかる。
Claims (11)
- 母層と、該母層の両表面に表層とを備え、
上記母層は、質量％で、
Ｃ：０．００７０％以下、
Ｓｉ：２．５～５．５％、
Ａｌ：０．１～３．０％、
Ｍｎ：０．１～３．０％および
Ｐ：０．０１～０．１０％
を含み、かつＳｉ、ＡｌおよびＭｎの合計が３．０～６．５％であり、
残部がＦｅおよび不可避不純物の成分組成を有し、
上記表層は、質量％で、
Ｃ：０．００７０％以下、
Ｓｉ：２．０％以下、
Ａｌ：２．０％以下、
Ｍｎ：１．０％以下および
Ｐ：０．１０％以下
を含み、残部がＦｅおよび不可避不純物の成分組成を有し、
上記母層および上記両表面の表層を合わせた鋼板の全板厚：ｔ０［ｍｍ］と、該両表面の表層の合計板厚：ｔ１［ｍｍ］との板厚比：ｔ1／ｔ０が０．０４０以下（０を除く）であることを特徴とする無方向性電磁鋼板。 - 母層と、該母層の両表面に表層とを備え、
上記母層は、質量％で、
Ｃ：０．００７０％以下、
Ｓｉ：２．５～５．５％、
Ａｌ：０．１～３．０％、
Ｍｎ：０．１～３．０％および
Ｐ：０．０１～０．１０％
を含み、かつＳｉ、ＡｌおよびＭｎの合計が３．０～６．５％であり、
残部がＦｅおよび不可避不純物の成分組成を有し、
上記表層は、質量％で、
Ｃ：０．００７０％以下、
Ｓｉ：２．０％以下、
Ａｌ：２．０％以下、
Ｍｎ：１．０％以下および
Ｐ：０．１０％以下
を含み、残部がＦｅおよび不可避不純物の成分組成を有し、
上記母層および上記両表面の表層を合わせた鋼板の全板厚：ｔ０［ｍｍ］と、該両表面の表層の合計板厚：ｔ１［ｍｍ］との板厚比：ｔ1／ｔ０が０．０４０以下（０を除く）であって、
磁束密度：１．０Ｔ、周波数：４００Ｈｚにおける鉄損Ｗ１０／４００が以下の式（１）を満たすことを特徴とする無方向性電磁鋼板。
Ｗ１０／４００≦９．６８＋３１×ｔ０－１．１×［Ｓｉ］－０．８×［Ａｌ］－０．３×［Ｍｎ］ ・・・（１）
ここで、［Ｓｉ］、［Ａｌ］、［Ｍｎ］は上記母層および表層における各成分の平均質量％である。 - 母層と、該母層の両表面に表層とを備え、
上記母層は、質量％で、
Ｃ：０．００７０％以下、
Ｓｉ：２．５～６．０％、
Ａｌ：０．１～３．０％、
Ｍｎ：０．１～３．０％および
Ｐ：０．０１～０．１０％
を含み、かつＳｉ、ＡｌおよびＭｎの合計が３．０～７．５％であり、
残部がＦｅおよび不可避不純物の成分組成を有し、
上記表層は、質量％で、
Ｃ：０．００７０％以下、
Ｓｉ：２．０％以下、
Ａｌ：２．０％以下、
Ｍｎ：１．０％以下および
Ｐ：０．１０％以下
を含み、さらに
Ｔｉ：０．０１００％以下、
Ｎｂ：０．０１００％以下および
Ｖ：０．０１００％以下
の内（いずれも０を除く）から選んだ少なくとも１種を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物の成分組成を有し、
上記母層および上記両表面の表層を合わせた鋼板の全板厚：ｔ０［ｍｍ］と、該両表面の表層の合計板厚：ｔ１［ｍｍ］との板厚比：ｔ1／ｔ０が０．０４０以下（０を除く）であることを特徴とする無方向性電磁鋼板。 - 母層と、該母層の両表面に表層とを備え、
上記母層は、質量％で、
Ｃ：０．００７０％以下、
Ｓｉ：２．５～６．０％、
Ａｌ：０．１～３．０％、
Ｍｎ：０．１～３．０％および
Ｐ：０．０１～０．１０％
を含み、かつＳｉ、ＡｌおよびＭｎの合計が３．０～７．５％であり、
残部がＦｅおよび不可避不純物の成分組成を有し、
上記表層は、質量％で、
Ｃ：０．００７０％以下、
Ｓｉ：２．０％以下、
Ａｌ：２．０％以下、
Ｍｎ：１．０％以下および
Ｐ：０．１０％以下
を含み、残部がＦｅおよび不可避不純物の成分組成を有し、
上記表層および母層のいずれか一方または両方の成分組成に、質量％で、Ｎｉ：１．０％以下（０を除く）をさらに含有し、
上記母層および上記両表面の表層を合わせた鋼板の全板厚：ｔ０［ｍｍ］と、該両表面の表層の合計板厚：ｔ１［ｍｍ］との板厚比：ｔ1／ｔ０が０．０４０以下（０を除く）であることを特徴とする無方向性電磁鋼板。 - 母層と、該母層の両表面に表層とを備え、
上記母層は、質量％で、
Ｃ：０．００７０％以下、
Ｓｉ：２．５～６．０％、
Ａｌ：０．１～３．０％、
Ｍｎ：０．１～３．０％および
Ｐ：０．０１～０．１０％
を含み、かつＳｉ、ＡｌおよびＭｎの合計が３．０～７．５％であり、
残部がＦｅおよび不可避不純物の成分組成を有し、
上記表層は、質量％で、
Ｃ：０．００７０％以下、
Ｓｉ：２．０％以下、
Ａｌ：２．０％以下、
Ｍｎ：１．０％以下および
Ｐ：０．１０％以下
を含み、さらに
Ｔｉ：０．０１００％以下、
Ｎｂ：０．０１００％以下および
Ｖ：０．０１００％以下
の内（いずれも０を除く）から選んだ少なくとも１種を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物の成分組成を有し、
上記表層および母層のいずれか一方または両方の成分組成に、質量％で、Ｎｉ：１．０％以下（０を除く）をさらに含有し、
上記母層および上記両表面の表層を合わせた鋼板の全板厚：ｔ０［ｍｍ］と、該両表面の表層の合計板厚：ｔ１［ｍｍ］との板厚比：ｔ1／ｔ０が０．０４０以下（０を除く）であることを特徴とする無方向性電磁鋼板。 - 前記鋼板が、磁束密度：１．０Ｔ、周波数：４００Ｈｚにおける鉄損Ｗ１０／４００が以下の式（１）を満たすことを特徴とする請求項３～５の何れか１項に記載の無方向性電磁鋼板。
Ｗ１０／４００≦９．６８＋３１×ｔ０－１．１×［Ｓｉ］－０．８×［Ａｌ］－０．３×［Ｍｎ］ ・・・（１）
ここで、［Ｓｉ］、［Ａｌ］、［Ｍｎ］は前記母層および表層における各成分の平均質量％である。 - 前記母層の成分組成は、質量％で、
Ｓｎ：０．１５％以下および
Ｓｂ：０．１５％以下
の内から選んだ少なくとも１種をさらに含有することを特徴とする請求項１～６の何れか１項に記載の無方向性電磁鋼板。 - 前記母層の成分組成は、質量％で、
Ｃｒ：５．０％以下
をさらに含有することを特徴とする請求項１～７の何れか１項に記載の無方向性電磁鋼板。 - 前記母層の成分組成は、質量％で、
Ｃａ：０．００５％以下
をさらに含有することを特徴とする請求項１～８の何れか１項に記載の無方向性電磁鋼板。 - 前記表層および母層のいずれか一方または両方の成分組成に、質量％で、Ｃｕ：１．０％以下（０を除く）をさらに含有することを特徴とする請求項１～９の何れか１項に記載の無方向性電磁鋼板。
- 請求項１～１０の何れか１項に記載の無方向性電磁鋼板を製造する方法であって、
請求項１～５および１０の何れか１項に記載の表層の成分組成を有するスラブを、請求項１～１０の何れか１項に記載の母層の成分組成を有するスラブの両面に、真空度２．５Ｐａ以下で溶接してクラッドスラブとしたのち、該クラッドスラブを熱間圧延する工程を有することを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法。
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