JP7842784B2 - 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

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Description

本発明は、無方向性電磁鋼板およびその製造方法に係り、より詳しくは、微細組織を均一化して鉄損に優れた無方向性電磁鋼板およびその製造方法に関する。
最近、環境保存およびエネルギー節約に対する規制が強化されるにつれて電気的エネルギーを機械的エネルギーにまたは機械的エネルギーを電気的エネルギーに変換させるエネルギー変換機器であるモータや発電機の効率向上に対する要求が増大している。無方向性電磁鋼板はこのようなモータ、発電機などの回転機器および小型変圧器などの静止機器で鉄心用材料として使用される素材であるので、モータや発電機の効率向上に対する要求は無方向性電磁鋼板に対する特性向上要求につながっている。
無方向性電磁鋼板の代表的な磁気的特性は鉄損と磁束密度であり、無方向性電磁鋼板は鉄損が低いほど鉄心が磁化される過程で損失される鉄損が減少して効率が向上し、磁束密度が高いほど同じエネルギーでさらに大きい磁場を誘導することができ、同じ磁束密度を得るためには少ない電流を印加してもよいためエネルギー効率を向上させることができる。したがって、エネルギー効率向上のためには低鉄損でありながら高磁束密度である磁性に優れた無方向性電磁鋼板開発技術が必須であると言える。
無方向性電磁鋼板の特性についてより詳しく説明すれば、無方向性電磁鋼板の鉄損を低めるための効率的な方法としては、比抵抗が大きい元素であるＳｉ、Ａｌ、Ｍｎの添加量を増加させるか鋼板の厚さを薄くする方法がある。しかし、厚さが薄い鋼板は生産性および加工性が劣って加工費が増加するという短所があり、Ｓｉ、Ａｌ、Ｍｎ添加量増加は鋼の比抵抗を増加させて無方向性電磁鋼板の鉄損のうちの渦流損を減少させることによって鉄損を低減する効果があるが、添加量が増加するほど鉄損が添加量に比例して無条件的に減少するのではなく、また、逆に合金元素添加量の増加は磁束密度を劣位させるようになるので、優れた鉄損と磁束密度を確保するためには適正添加量およびＳｉ、Ａｌ、Ｍｎ添加量の間の添加比を適切に制御しなければならない。Ｓｉ、Ａｌ、Ｍｎ以外の不可避的に含有される不純物はその含有量をより厳格に制御しなければならない。大部分の不純物はＣ、Ｎ、Ｓなどと析出物を形成して結晶粒の成長を抑制するか磁区壁の移動を阻害することによって磁性を劣位させるので、その含有量の制御が非常に重要であると言える。
無方向性電磁鋼板の鉄損は低めながらも磁束密度も向上させるためにＲＥＭなど特殊添加元素を活用して集合組織を改善して磁気的性質を向上させるか温間圧延、２回圧延２回焼鈍など追加的な製造工程を導入する技術なども試みられている。しかし、このような技術は全て製造原価の上昇を引き起こすか大量生産の難しさが伴うため、磁性に優れながらも商業的に生産が容易な技術開発が必要であると言える。また、不純物の添加量を極力抑制しＣａなどの元素を添加することによって介在物の形成を抑制し制御するための技術も開発されているが、これもまた製造原価の上昇を引き起こしその効果を明確に確保するのが容易でない状況である。
このような問題点を解決するための持続的な努力があり多くの技術が開発された。無方向性電磁鋼板に関する従来の技術のうち、特許文献１は無方向性電磁鋼板の最終焼鈍時加熱速度を５０℃／ｓ以上に制御することによって集合組織を向上させて優れた磁性を確保することができる方法を提示したが、急速加熱を実施することによって集合組織が向上する結果とは別に、微細組織が不均一になることにより磁性が劣位になることのある部分は考慮されていない。
既存の技術は成分のうちの不純物であるＳ、Ａｓ、Ｎｂ、Ｔｉなどを極力抑制し熱延板焼鈍条件を制御することによって介在物制御、集合組織改善などを通じて磁性を改善することができる技術を提示しているが、不純物の極力抑制のための製造原価の増加および長時間の熱延板焼鈍時間などによって商業的に適用されにくい技術と見ることができる。
また、従来の技術は鋼に含まれる特定不純物元素を非常に低いレベルまで減少させスキンパス工程を追加することにより、応力除去焼鈍前には高強度の鋼板、焼鈍時には結晶粒成長の容易性によって低鉄損の鋼板を得ることができる方法を提示したが、不純物の極低管理のための原価上昇が引き起こされる短所がある。
また、ＣａやＭｇおよびＲＥＭなど希土類元素を添加することによってＭｎＳの析出を抑制して応力除去前には結晶粒が小さいが、応力除去焼鈍時結晶粒が成長して優れた鉄損を有することができる技術が提示された。しかしこれも、追加元素の添加および制御のための製造原価の上昇が伴われ、応力除去焼鈍を実施しない場合、その効果を確保することが難しい。
特開２０１６－１９９７８７号公報
本発明の目的は、鋼の成分を最適に制御し、製造方法を最適化することによって微細組織の均一な制御を通じて磁性に優れた無方向性電磁鋼板を提供することである。
本発明の無方向性電磁鋼板は、重量％で、Ｓｉ：２．５～４％、Ｍｎ：０．１～１．０％、Ｓ：０．００１～０．００５％、Ｃｕ：０．００２～０．０１％を含み、残部がＦｅおよび不可避不純物からなることを特徴とする。
無方向性電磁鋼板は、ＦＧＳ（全体結晶粒のうちの粒径基準で下位１０％以下である結晶粒の平均粒径）≧１５μｍである。
無方向性電磁鋼板は、重量％でＣ：０．００５％以下、Ａｌ：０．５～１．５％、Ｎ：０．００５％以下、Ｐ：０．２％以下、Ｓｎ：０．２％以下、およびＴｉ：０．００５％以下のうちの１種以上をさらに含む。
無方向性電磁鋼板は、重量％でＳｂ：０．２％以下、Ｎｉ：０．０５％以下、Ｃｒ：０．０５％以下、Ｚｒ：０．０１％以下、Ｍｏ：０．０１％以下、およびＶ：０．０１％以下のうちの１種以上をさらに含む。
無方向性電磁鋼板は、ＦＧＳ（全体結晶粒のうちの粒径基準で下位１０％以下である結晶粒の平均粒径）／ＧＳ（全体結晶粒の平均粒径）≧０．１５である。
無方向性電磁鋼板は、ＦＧＡ（全体結晶粒のうちの粒径基準で下位１０％以下である結晶粒の平均面積）／ＴＧＡ（全体結晶粒の平均面積）≧０．００５である。
無方向性電磁鋼板の組成が下記式１を満足する。
［式１］
０．４≦（［Ｍｎ］＋１０×［Ｃｕ］）×１０００×［Ｓ］≦１．５
（ここで、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、および［Ｓ］はそれぞれ、Ｍｎ、ＣｕおよびＳの添加量（重量％）である）
本発明の無方向性電磁鋼板の製造方法は、重量％で、Ｓｉ：２．５～４％、Ｍｎ：０．１～１．０％、Ｓ：０．００１～０．００５％、Ｃｕ：０．００２～０．０１％を含み、残部がＦｅおよび不可避不純物からなるスラブを熱間圧延して熱延板を製造する段階、前記熱延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冷延板焼鈍する段階を含み、冷延板焼鈍する段階で、６００℃から均熱温度の間の平均加熱速度は１５～５０℃／ｓであり、均熱温度から６００℃の間の平均冷却速度は１０～４０℃／ｓである。
加熱速度と冷却速度は下記［式２］を満足する。
［式２］
２００≦（［加熱速度］×［冷却速度］）≦５００
（ここで、［加熱速度］、［冷却速度］はそれぞれ、冷延板焼鈍時６００℃と均熱温度の間の平均加熱速度と平均冷却速度であり、単位は℃／ｓである）
スラブは、重量％でＣ：０．００５％以下、Ａｌ：０．５～１．５％、Ｎ：０．００５％以下、Ｐ：０．１％以下、Ｓｎ：０．１％以下、およびＴｉ：０．００５％以下のうちの１種以上をさらに含む。
スラブの組成は下記式１を満足する。
［式１］
０．４≦（［Ｍｎ］＋１０×［Ｃｕ］）×１０００×［Ｓ］≦１．５
（ここで、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、および［Ｓ］はそれぞれ、スラブ内のＭｎ、Ｃｕ、およびＳの添加量（重量％）である）
冷延板焼鈍する段階で均熱温度は９００～１１００℃である。
前記無方向性電磁鋼板の製造方法は、冷延板焼鈍された冷延板に絶縁被膜をコーティングする段階をさらに含む。
本発明によれば、成分系が最適に制御された無方向性電磁鋼板を提供することができる。
また、本発明によれば、無方向性電磁鋼板の製造条件を最適化することができる。
また、本発明によれば、冷延板焼鈍後の微細組織がより均一に制御された無方向性電磁鋼板を提供することができる。
さらに、本発明によれば、鉄損に優れた無方向性電磁鋼板を提供することができる。
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、以下で叙述する第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できる。
ここで使用される専門用語は単に特定実施形態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句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のではない。
ある部分が他の部分“の上に”または“上に”あると言及する場合、これは直ぐ他の部分の上にまたは上にあるか、その間に他の部分が伴われることがある。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。
本発明で追加元素をさらに含むことの意味は、追加元素の追加量だけ残部の鉄（Ｆｅ）を代替して含むことを意味する。
異なって定義してはいないが、ここに使用される技術用語および科学用語を含む全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一の意味を有する。通常使用される辞典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であるか非常に公式的な意味に解釈されない。
以下、本発明の実施形態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することができるように詳しく説明する。しかし、本発明は様々の異なる形態に実現でき、ここで説明する実施形態に限定されない。
無方向性電磁鋼板で鉄損を下げるための最も効率的な方法は、ケイ素（Ｓｉ）、アルミニウム（Ａｌ）、マンガン（Ｍｎ）を添加することによって鋼の比抵抗を増加させることである。しかし、ＦｅにＳｉ、Ａｌ、Ｍｎなどが添加されれば鉄損は減少するが飽和磁束密度の減少を避けることができず、Ｓｉ、Ａｌ、Ｍｎ添加量が多い高合金系では素材の脆性増加による冷間圧延性が劣位するようになって生産性確保が難しい。したがって、低鉄損でありながらも高磁束密度の特性を有し生産性を確保するためにはＳｉ、Ａｌ、Ｍｎ添加量および添加比の適切な組み合わせが必要である。
銅（Ｃｕ）と硫黄（Ｓ）は、その目的によって微量添加するか添加量を極低に管理しなければならない元素である。無方向性電磁鋼板では、析出物および介在物が結晶粒成長を抑制し磁区壁の移動を妨害することによって磁性を劣位させるようになる。よって、ＣｕとＳの場合は、Ｍｎと共に硫化物を形成して結晶粒の分布を不均一にするだけでなく、微細な硫化物自体で磁性を劣位させることがあるので、その添加量を適切に制御しなければならない。
本発明の無方向性電磁鋼板は、重量％で、Ｓｉ：２．５～４％、Ｍｎ：０．１～１．０％、Ｓ：０．００１～０．００５％、Ｃｕ：０．００２～０．０１％を含み、残部がＦｅおよびその他不可避不純物からなる。
本発明一実施形態の無方向性電磁鋼板は、重量％でＣ：０．００５％以下、Ａｌ：０．５～１．５％、Ｎ：０．００５％以下、Ｐ：０．２％以下、Ｓｎ：０．２％以下、およびＴｉ：０．００５％以下のうちの１種以上をさらに含むことができる。
本発明の無方向性電磁鋼板は、重量％でＳｂ：０．２％以下、Ｎｉ：０．０５％以下、Ｃｒ：０．０５％以下、Ｚｒ：０．０１％以下、Ｍｏ：０．０１％以下、およびＶ：０．０１％以下のうちの１種以上をさらに含むことができる。
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：２．５～４．０重量％
ケイ素（Ｓｉ）は材料の比抵抗を高めて鉄損を低める役割を果たし、過度に少なく添加される場合、鉄損改善効果が不足することがある。したがって、Ｓｉの含量を２．５重量％以上を添加することが低鉄損無方向性電磁鋼板の開発に有利である。逆に、ケイ素が過度に多く添加される場合、材料の脆性が増加して巻取りおよび冷間圧延中に板破断が発生して圧延生産性が急激に低下することがある。したがって、前述の範囲でＳｉを添加することができる。さらに具体的には、Ｓｉは２．６～３．７重量％で含まれてもよい。
Ｍｎ：０．１０～１．００重量％
マンガン（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すが、過度に少なく添加されれば硫化物が微細に析出されて磁性を低下させることがある。逆に、過度に多く添加されれば磁性に不利な｛１１１｝集合組織の形成を助長して磁束密度が減少することがある。したがって、前述の範囲でＭｎを添加することができる。さらに具体的に、Ｍｎを０．２０～０．６０重量％含むことができる。
Ａｌ：０．５～１．５重量％
アルミニウム（Ａｌ）は、材料の比抵抗を高めて鉄損を低める役割を果たし、圧延性を改善するかあるいは冷間圧延時作業性を良くする効果があり、磁気異方性を減少させて圧延方向と圧延垂直方向の磁性偏差を減少させることができる。しかし、過度に少なく添加されれば高周波鉄損低減に効果がなくＡｌＮの析出温度が低まって窒化物が微細に形成されて磁性を低下させることがある。逆に、過度に多く添加されれば窒化物が過多に形成されて磁性を劣化させ、製鋼と連続鋳造などの全ての工程上に問題を発生させて生産性を大きく低下させることがある。したがって、前述の範囲でＡｌを添加することができる。さらに具体的に、Ａｌを０．７～１．０重量％含むことができる。
Ｃ：０．００５０重量％以下、
炭素（Ｃ）は、焼鈍時フェライト結晶粒成長を抑制して加工時磁性の劣化程度が大きくなり、Ｔｉ、Ｎｂなどと結合して炭化物を形成して磁性を劣位させることがあり、最終製品で電気製品に加工後使用時磁気時効によって鉄損が高まって電気機器の効率を減少させるため０．００４０重量％以下であってもよい。
Ｓ：０．００１０～０．００５０重量％
硫黄（Ｓ）は、母材内部に磁気的特性に有害なＭｎＳ、ＣｕＳおよび（Ｃｕ、Ｍｎ）Ｓなどの微細な硫化物を形成して結晶粒成長を抑制して鉄損を弱化させるので低く添加することが好ましい。しかし、０．００１０重量％未満で添加される場合、むしろ集合組織形成に不利であり、微細な硫化物形成が促進されて磁性が低下するため０．００１％以上含有することが良い。また、含量が０．００５０重量％を超過する場合には硫化物生成増加によって結晶粒成長を抑制するか加工後磁性の劣化程度を大きくすることができるので、前述の範囲でＳを添加することができる。さらに具体的に、Ｓを０．００１３～０．００４０重量％含むことができる。
Ｎ：０．００４０重量％以下
窒素（Ｎ）は、Ａｌ、Ｔｉ、Ｎｂなどと強く結合して母材内部に窒化物を形成して結晶粒成長を抑制するなど鉄損を悪化させるので少なく含有することが好ましくて、本発明では０．００４０重量％以下に制限する。さらに具体的に、０．０００５～０．００３５重量％含む。
Ｔｉ：０．００５０重量％以下
チタン（Ｔｉ）は、鋼内析出物形成傾向が非常に強い元素であって、Ｃ、Ｎと結合して母材内部に微細な炭化物または窒化物を形成して結晶粒成長を抑制するので、多く添加されるほど炭化物と窒化物が多く形成されて集合組織が劣位するようになり鉄損を悪化させるなど磁性を劣位するようにするので０．００５０重量％以下に制限する。さらに具体的に、０．００１０～０．００４０重量％含む。
Ｃｕ：０．００２０～０．０１００％
銅（Ｃｕ）は、ＭｎおよびＳと結合して微細な硫化物を形成することができる。しかし、０．００２％未満で添加される場合、むしろ微細な硫化物形成を促進させて磁性が低下するため、０．００２％以上含有する。また、０．０１％超過して添加される場合、硫化物が増加するので、Ｃｕの含量は０．００２０～０．０１００重量％であってもよい。さらに具体的に、０．００５０～０．００８０重量％含む。
前記元素以外に、一般に集合組織を改善する元素と知られたＰ、Ｓｎ、Ｓｂは追加的な磁性改善のために添加されてもよい。しかし、添加量が過度に多い場合、結晶粒成長性を抑制させ生産性を低下させる問題があるので、その添加量はそれぞれ０．２％以下であってもよい。製鋼工程で不可避的に添加される元素であるＮｉ、Ｃｒの場合、不純物元素と反応して微細な硫化物、炭化物、および窒化物を形成して磁性に有害な影響を及ぼすので、これら含有量はそれぞれ０．０５重量％以下に制限する。また、Ｚｒ、Ｍｏ、Ｖなども強力な炭窒化物形成元素であるためできれば添加されないことが好ましく、それぞれ０．０１重量％以下に制限する。
前記元素以外の残りでＦｅおよびその他の不可避不純物が含まれてもよい。前述の元素以外に本発明の技術的な思想を害しない範囲で追加元素の追加も可能である。この場合、残部であるＦｅを代替して添加する。また、追加元素の追加が制限されることも可能である。追加元素の一例として、Ｓｂ：０．２％以下、Ｎｉ：０．０５％以下、Ｃｒ：０．０５％以下、Ｚｒ：０．０１％以下、Ｍｏ：０．０１％以下、およびＶ：０．０１％以下のうちの１種以上をさらに含むことができる。
即ち、本発明の無方向性電磁鋼板は、Ｓｉ：２．５～４％、Ｍｎ：０．１～１．０％、Ｓ：０．００１～０．００５％、Ｃｕ：０．００２～０．０１％を含み、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる。
また、本発明の無方向性電磁鋼板は、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｓが下記式１を満足する。
［式１］
０．４０≦（［Ｍｎ］＋１０×［Ｃｕ］）×１０００×［Ｓ］≦１．５
（ここで、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、および［Ｓ］はそれぞれ、Ｍｎ、Ｃｕ、およびＳの添加量（重量％）である）
本発明で、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｓが前記［式１］を満足するように制御される理由は次の通りである。一般に、無方向性電磁鋼板でＭｎはＳｉ、Ａｌと共に比抵抗を増加させるために添加される元素であり、硫化物とは主にＭｎＳと知られている。しかし、Ｃｕも硫化物を形成する元素であってＣｕＳ単独またはＭｎＳと複合で硫化物を形成することができる。このような硫化物は微細に析出して結晶粒成長を抑制して微細組織を分均一にし、磁化時磁区壁の移動を妨害することによって磁性を劣位させるようになる。粗大な硫化物よりは微細な硫化物の効果がさらに磁性を劣位させるようになる。また、一般にＣｕはＭｎに比べてその添加量が少ないが、添加量が少ないほど析出温度が低くて微細に析出するようになるので既存のＭｎ、Ｓ添加量の制御と共にＣｕの添加量も厳密に制御されなければならないので、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｓの含量が前記［式１］を満足するように制御された無方向性電磁鋼板は微細組織が均一化できる。さらに具体的に、式１の値が０．７０～１．５０であってもよい。
無方向性電磁鋼板は、ＦＧＳ（全体結晶粒のうちの粒径基準で下位１０％以下である結晶粒の平均粒径）≧１５μｍであってもよい。具体的にＦＧＳは１５～３０μｍ、より具体的に２０～２５μｍであってもよい。
さらに具体的に、ＦＧＳとは、測定対象になる鋼板面積に含まれる全体結晶粒の中で結晶粒粒径基準で粒径が小さい１０％以下の結晶粒がある時、その結晶粒の平均結晶粒粒径を意味する。例えば、測定対象になる結晶粒の個数が１００個と仮定する時、一番小さい結晶粒から１０番目に小さい結晶粒からなる結晶粒集団（即ち、１番目～１０番目の結晶粒集団）の平均結晶粒粒径を意味する。ここで、平均結晶粒粒径は数平均結晶粒粒径を意味する。ＦＧＳが大きいほど、発生される鉄損のうちの履歴損失が減少して鉄損が向上する。測定対象になる結晶粒は、粒径が５μｍ以上であってもよい。
結晶粒粒径測定面基準は特に限定されず、圧延面（ＮＤ面）と平行な面であってもよい。結晶粒粒径は板厚さ方向に実質的に偏差が存在しないが、１／５ｔ～１／２ｔの間の厚さで測定することができる。結晶粒粒径は、結晶粒と同一な面積を有する仮想の面を仮定して、その円の直径で測定する。
小さい面積で測定する時、偏差が大きいことがあるので、少なくとも５ｍｍ×５ｍｍ面積を有する試片からＦＧＳを測定することとする。
さらに具体的に、ＦＧＳは、微細組織を直接撮影してイメージ分析器を活用することもでき、ＥＢＳＤプログラムを用いて測定することもできる。
前記無方向性電磁鋼板は、ＦＧＳ（全体結晶粒のうちの粒径基準で下位１０％以下である結晶粒の平均粒径）／ＧＳ（全体結晶粒の平均粒径）≧０．１５であってもよい。具体的にＦＧＳ／ＧＳは０．１５～０．２５、より具体的に０．１５～０．２であってもよい。
前記無方向性電磁鋼板は、ＦＧＡ（全体結晶粒のうちの粒径基準で下位１０％以下である結晶粒の平均面積）／ＴＧＡ（全体結晶粒の平均面積）≧０．００５であってもよい。具体的に、ＦＧＡ／ＴＧＡは０．００５～０．０２、より具体的に０．００５～０．００１５であってもよい。
また、前記無方向性電磁鋼板は、５０Ｈｚ周波数で１．５Ｔ磁束密度が誘起された時、圧延方向と圧延方向の垂直方向の平均損失である鉄損Ｗ１５／５０は２．０Ｗ／ｋｇ以下であってもよい。具体的に、Ｗ１５／５０は１．５～２．０Ｗ／ｋｇ、より具体的に１．８～２．０Ｗ／ｋｇであってもよい。
前記無方向性電磁鋼板は、４００Ｈｚ周波数で１．０Ｔ磁束密度が誘起された時、圧延方向と圧延方向の垂直方向の平均損失である鉄損Ｗ１０／４００は１６．５Ｗ／ｋｇ以下であってもよい。具体的にＷ１０／４００は１０．０～１６．５Ｗ／ｋｇ、より具体的に１５．０～１６．５Ｗ／ｋｇであってもよい。
本発明の無方向性電磁鋼板の製造方法は、スラブを熱間圧延する段階；熱延板を冷間圧延する段階および冷延板焼鈍段階を含む。熱延板焼鈍は必要な場合に追加することができ、また、追加的な磁性向上のために中間焼鈍を含む複数の冷間圧延を含むことができる。下記製造方法の例示は実施例に過ぎず、必ずしもこれに当該されなければならないわけではない。
一例として、本発明の無方向性電磁鋼板の製造方法は、重量％で、Ｃ：０．００５％以下、Ｓｉ：２．０～４．０％、Ｍｎ：０．１～１．０％、Ｓ：０．００１～０．００５％、Ａｌ：０．５～１．５％、Ｎ：０．００５％以下、Ｔｉ：０．００５％以下、Ｃｕ：０．００２～０．０１％を含み、残部がＦｅおよびその他の不可避不純物からなるスラブを加熱する段階、前記スラブを熱間圧延して熱延板を形成する段階、前記熱延板を冷間圧延して冷延板を形成する段階；前記冷延板を冷延板焼鈍する段階を含む。
スラブの組成中、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｓは下記［式１］を満足する。
［式１］
０．４≦（［Ｍｎ］＋１０×［Ｃｕ］）×１０００×［Ｓ］≦１．５
（ここで、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、および［Ｓ］はそれぞれ、Ｍｎ、ＣｕおよびＳの添加量（重量％）である）
その後、無方向性電磁鋼板の製造過程で鋼組成に実質的な変動はないので、スラブの組成と前述の無方向性電磁鋼板の組成は実質的に同一である。スラブの組成について、重複する説明は省略する。
熱延板を製造する段階以前にスラブを加熱する段階をさらに含むことができる。スラブを加熱する段階は、１２００℃以下で加熱する段階であってもよい。具体的に、９５０～１２００℃、より具体的に１０００～１２００℃で加熱する段階であってもよい。スラブの再加熱温度が１２００℃超過である場合にはスラブ内に存在する窒化物、炭化物、硫化物などの析出物が再固溶され、その後、熱間圧延および焼鈍時、微細析出されて結晶粒成長を抑制し磁性を低下させることがあるので、スラブ加熱温度は１２００℃以下に制御する。
スラブを熱間圧延して熱延板を形成する段階は、形成された熱延板の厚さが２．０～３．０ｍｍであってもよい。具体的に、熱延板の厚さは２．３～２．５ｍｍであってもよい。
前記形成された熱延板は７００℃以下で巻き取られ空気中で冷却される。
前記巻取られた熱延板は、熱延板焼鈍段階が省略されるか熱延板焼鈍段階を実施する。前記熱延板焼鈍段階は９５０～１１５０℃で行う。具体的に、前記熱延板焼鈍段階は９７５～１０２５℃で行う。前記熱延板焼鈍段階で温度が９５０℃未満である場合には、結晶粒成長が不充分であって、冷間圧延後焼鈍時、磁性に有利な集合組織を得ることが難しく、温度が１１５０℃を超過する場合には、結晶粒が過度に成長し板の表面欠陥が過多になることがある。
前記無方向性電磁鋼板の製造方法は、前記熱延板焼鈍段階以後に焼鈍された熱延板を酸洗する段階をさらに含む。前記焼鈍された熱延板を酸洗する段階は通常の酸洗方法であってもよい。
前記熱延板を冷間圧延する段階は、１回または中間焼鈍を含む２回以上の冷間圧延を行う段階であってもよい。前記形成された冷延板の厚さは０．１０～０．５０ｍｍ、具体的に０．３０～０．４０ｍｍであってもよい。
冷間圧延する段階で、圧下率は５０～９５％であってもよい。
前記冷延板を冷延板焼鈍する段階で、焼鈍温度は通常の無方向性電磁鋼板冷延板焼鈍に適用される温度であれば大きく制限はない。しかし、冷延板焼鈍工程は無方向性電磁鋼板の微細組織および集合組織に大きい影響を与えて磁性を左右する重要な要素であるので、その条件はより綿密に制御されなければならない。
無方向性電磁鋼板の鉄損は、結晶粒大きさと密接に関連されている。無方向性電磁鋼板の鉄損は履歴損失と渦流損失に区分することができ、履歴損失は結晶粒大きさが大きいほど減少し、逆に渦流損失は結晶粒大きさが大きいほど増加するようになって、履歴損失と渦流損失の合計が最小になる適正結晶粒大きさが存在する。したがって、巨視的な観点では最適結晶粒大きさを確保することができる冷延板焼鈍温度を導出し適用することが重要であり、冷延板焼鈍時均熱温度は９００～１１００℃であれば適当である。冷延板焼鈍時均熱温度が９００℃未満である場合、結晶粒が過度に微細で履歴損失が増加し、１１００℃を超過する場合は結晶粒が過度に粗大で渦流損が増加して鉄損が劣位するようになるので、９００～１１００℃に制御する。
しかし、微視的な観点から見れば、同一な結晶粒大きさであっても微細組織の均一性が優れるほどより鉄損が低減されることになる。平均結晶粒大きさは類似していても平均結晶粒に対比して非常に微細な結晶粒と非常に粗大な結晶粒が多いほど鉄損は劣位するようになるので、微細組織の均一性を確保するほど磁性を向上させることができる。
前記冷延板を冷延板焼鈍する段階で、６００℃から冷延板焼鈍時の均熱焼鈍温度までの平均加熱速度は１５～５０℃／ｓであり、冷延板焼鈍時の均熱温度から６００℃までの平均冷却速度は１０～４０℃／ｓであってもよい。具体的に、前記加熱速度は２０～４０℃／ｓであり、冷却速度は１０～３０℃／ｓであってもよい。加熱速度が１５℃／ｓ未満である場合には磁性に不利な集合組織の分率が増加して磁性が劣位になる問題があることがあり、５０℃／ｓ超過である場合には結晶粒が不均一になって磁性が劣位になる問題があることがある。冷却速度が１０℃／ｓ未満である場合には同様に磁性に不利な集合組織分率が増加する問題があることがあり、４０℃／ｓ超過である場合には焼鈍後板内に存在する残留応力が増加して磁性が劣位になる問題があることがある。
また、前記冷延板を冷延板焼鈍する段階で、加熱速度と冷却速度は下記式２を満足する。
［式２］
２００≦（［加熱速度］×［冷却速度］）≦５００
（ここで、［加熱速度］、［冷却速度］はそれぞれ、冷延板焼鈍時６００℃と均熱温度の間の平均加熱速度と平均冷却速度であり、単位は℃／ｓである）
前記無方向性電磁鋼板の製造方法は、冷延板焼鈍された冷延板に絶縁被膜をコーティングする段階をさらに含む。
前記絶縁被膜は有機質、無機質、および有機無機複合被膜であってもよく、その他の絶縁が可能な被膜剤であってもよい。
前記無方向性電磁鋼板の製造方法によって製造された無方向性電磁鋼板は、ＦＧＳ（全体結晶粒のうちの粒径基準で下位１０％以下である結晶粒の平均粒径）≧１５μｍであってもよく、ＦＧＳ（全体結晶粒のうちの粒径基準で下位１０％以下である結晶粒の平均粒径）／ＧＳ（全体結晶粒の平均粒径）≧０．１５であってもよく、ＦＧＡ（全体結晶粒のうちの粒径基準で下位１０％以下である結晶粒の平均面積）／ＴＧＡ（全体結晶粒の平均面積）≧０．００５であってもよい。
また、前記無方向性電磁鋼板の製造方法によって製造された無方向性電磁鋼板は、鉄損Ｗ１５／５０が２．０Ｗ／ｋｇ以下であってもよく、鉄損Ｗ１０／４００が１６．５Ｗ／ｋｇ以下であってもよい。
以下では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、本発明がここに限定されるのではない。
〔実施例〕
実施例１－Ｍｎ、Ｃｕ、Ｓ含量による比較
真空溶解を通じて下記表１のように組成される鋼塊を製造してＭｎ、Ｓ、Ｃｕの量を変化させてＭｎ、Ｓ、Ｃｕの添加量および下記［式１］が微細組織の均一性（微細な結晶粒の大きさおよび分率、面積）と磁性に与える影響を確認しようとした。
［式１］
０．４≦（［Ｍｎ］＋１０×［Ｃｕ］）×１０００×［Ｓ］≦１．５
（ここで、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、および［Ｓ］はそれぞれ、Ｍｎ、Ｃｕ、およびＳの添加量（重量％）である）
各鋼塊は１１６０℃で加熱し、２．４ｍｍの厚さで熱間圧延した後、巻き取った。空気中で巻き取って冷却した熱延鋼板を１０００℃で熱延板焼鈍および酸洗した後、０．３５ｍｍ厚さで冷間圧延し、最終的に冷延板焼鈍を実施した。この時、冷延板焼鈍均熱温度は９５０～１１００℃の間で実施し、焼鈍時加熱速度は２３℃／ｓ、冷却速度は１３℃／ｓにして下記［式２］を満足するように制御した。
［式２］
２００≦（［加熱速度］×［冷却速度］）≦５００
（ここで、［加熱速度］、［冷却速度］はそれぞれ、冷延板焼鈍時６００℃と冷延板焼鈍均熱温度の間の平均加熱速度と冷却速度であり、単位は℃／ｓである）
それぞれの試片に対して微細組織を観察して結晶粒大きさを分析し、エプスタイン試料加工を通じて５０Ｈｚ周波数で１．５Ｔの磁束密度が誘起された時の圧延方向と圧延方向垂直方向の平均損失である鉄損Ｗ１５／５０と、４００Ｈｚ周波数で１．０Ｔの磁束密度が誘起された時の圧延方向と圧延方向垂直方向の平均損失であるＷ１０／４００を測定して、その結果を下記表２に示した。
上記表２中、ＦＧＳは全体結晶粒のうちの粒径基準で下位１０％以下である結晶粒の平均粒径であり、ＧＳは全体結晶粒の平均粒径であり、ＦＧＡは全体結晶粒のうちの粒径基準で下位１０％以下である結晶粒の平均面積であり、ＴＧＡは全体結晶粒の平均面積である。
前記表２に示すとおり、本発明のＳｉ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｓ、Ｃｕがそれぞれの成分添加量範囲および［式１］を全て満足したＡ２、Ａ５、Ａ７、Ａ８、Ａ９はＦＧＳ（全体結晶粒のうちの粒径基準で下位１０％以下である結晶粒の平均粒径）≧１５μｍ、ＦＧＳ（全体結晶粒のうちの粒径基準で下位１０％以下である結晶粒の平均粒径）／ＧＳ（全体結晶粒の平均粒径）≧０．１５、ＦＧＡ（全体結晶粒のうちの粒径基準で下位１０％以下である結晶粒の平均面積）／ＴＧＡ（全体結晶粒の平均面積）≧０．００５の関係式を全て満足し、その結果、鉄損Ｗ１５／５０とＷ１０／４００が非常に優れることを示している。
反面、Ａ１は、ＳとＣｕがそれぞれの制御される含量範囲を満足せず、［式１］も満足せず、よってＦＧＳ（全体結晶粒のうちの粒径基準で下位１０％以下である結晶粒の平均粒径）≧１５μｍ、ＦＧＳ（全体結晶粒のうちの粒径基準で下位１０％以下である結晶粒の平均粒径）／ＧＳ（全体結晶粒の平均粒径）≧０．１５、ＦＧＡ（全体結晶粒のうちの粒径基準で下位１０％以下である結晶粒の平均面積）／ＴＧＡ（全体結晶粒の平均面積）≧０．００５の関係式も満足せず、その結果、鉄損Ｗ１５／５０とＷ１０／４００が劣位すると示している。
Ａ３とＡ１０は、Ｍｎが制御された含量範囲を満足せず、［式１］も満足せず、よってＦＧＳ（全体結晶粒のうちの粒径基準で下位１０％以下である結晶粒の平均粒径）≧１５μｍ、ＦＧＳ（全体結晶粒のうちの粒径基準で下位１０％以下である結晶粒の平均粒径）／ＧＳ（全体結晶粒の平均粒径）≧０．１５、ＦＧＡ（全体結晶粒のうちの粒径基準で下位１０％以下である結晶粒の平均面積）／ＴＧＡ（全体結晶粒の平均面積）≧０．００５の関係式も満足しておらず、その結果、鉄損Ｗ１５／５０とＷ１０／４００が劣位することを示している。
Ａ４は、［式１］は満足したが、ＳとＣｕが制御される含量範囲を満足せず、よってＦＧＳ（全体結晶粒のうちの粒径基準で下位１０％以下である結晶粒の平均粒径）≧１５μｍ、ＦＧＳ（全体結晶粒のうちの粒径基準で下位１０％以下である結晶粒の平均粒径）／ＧＳ（全体結晶粒の平均粒径）≧０．１５、ＦＧＡ（全体結晶粒のうちの粒径基準で下位１０％以下である結晶粒の平均面積）／ＴＧＡ（全体結晶粒の平均面積）≧０．００５の関係式も満足しておらず、その結果、鉄損Ｗ１５／５０とＷ１０／４００が劣位することを示している。
一方、Ａ６、Ａ１１は、Ｍｎ、ＳおよびＣｕはそれぞれの制御される含量範囲を満足したが、［式１］を満足せず、ＦＧＳ（全体結晶粒のうちの粒径基準で下位１０％以下である結晶粒の平均粒径）≧１５μｍ、ＦＧＳ（全体結晶粒のうちの粒径基準で下位１０％以下である結晶粒の平均粒径）／ＧＳ（全体結晶粒の平均粒径）≧０．１５、ＦＧＡ（全体結晶粒のうちの粒径基準で下位１０％以下である結晶粒の平均面積）／ＴＧＡ（全体結晶粒の平均面積）≧０．００５の関係式も満足せず、その結果、鉄損Ｗ１５／５０とＷ１０／４００が劣位することを示している。
実施例２－冷延板焼鈍加熱および冷却速度制御
真空溶解を通じて下記表３のように組成される鋼塊を製造してＭｎ、Ｓ、Ｃｕの量を変化させてＭｎ、Ｓ、Ｃｕの添加量および下記［式１］と冷延板焼鈍時加熱速度および冷却速度条件が微細組織の均一性（微細な結晶粒の大きさおよび分率、面積）と磁性に与える影響を確認しようとした。
［式１］
０．４≦（［Ｍｎ］＋１０×［Ｃｕ］）×１０００×［Ｓ］≦１．５
（ここで、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、および［Ｓ］はそれぞれＭｎ、ＣｕおよびＳの添加量（重量％）である）
各鋼塊は１１９０℃で加熱し、２．３ｍｍの厚さで熱間圧延した後、巻き取った。空気中で巻き取って冷却した熱延鋼板を１０５０℃で熱延板焼鈍および酸洗した後、０．３５ｍｍ厚さで冷間圧延し、最終的に冷延板焼鈍を実施した。この時、冷延板焼鈍目標温度は９５０～１１００℃の間で実施し、焼鈍時加熱速度と冷却速度を異なるように変化させて下記［式２］によるその影響を確認した。
［式２］
２００≦（［加熱速度］×［冷却速度］）≦５００
（ここで、［加熱速度］、［冷却速度］はそれぞれ、冷延板焼鈍時６００℃と最高温度の間の平均加熱速度と冷却速度であり、単位は℃／ｓである）
それぞれの試片に対して微細組織を観察して結晶粒大きさを分析し、エプスタイン試料加工を通じて鉄損Ｗ１５／５０とＷ１０／４００を測定してその結果を下記表４に示した。
前記加熱速度、冷却速度はそれぞれ、冷延板焼鈍時６００℃と最高温度の間の平均加熱速度と冷却速度である。前記ＦＧＳ、ＧＳ、ＦＧＡ、ＴＧＡおよび鉄損Ｗ１５／５０、Ｗ１０／４００の説明は前記実施例１と同じである。
前記表４に示しているように、本発明のＳｉ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｓ、Ｃｕがそれぞれの成分添加量範囲および［式１］と冷延板焼鈍時加熱速度、冷却速度および［式２］の関係式を全て満足したＢ２、Ｂ３、Ｂ６、Ｂ７、Ｂ９、Ｂ１２は、ＦＧＳ（全体結晶粒のうちの粒径基準で下位１０％以下である結晶粒の平均粒径）≧１５μｍ、ＦＧＳ（全体結晶粒のうちの粒径基準で下位１０％以下である結晶粒の平均粒径）／ＧＳ（全体結晶粒の平均粒径）≧０．１５、ＦＧＡ（全体結晶粒のうちの粒径基準で下位１０％以下である結晶粒の平均粒径）／ＴＧＡ（全体結晶粒の平均面積）≧０．００５の関係式を全て満足し、その結果、鉄損Ｗ１５／５０とＷ１０／４００が非常に優れるように示している。
反面、Ｂ１は、Ｓｉ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｓ、Ｃｕがそれぞれの成分添加量範囲および［式１］を全て満足し、冷延板焼鈍時加熱速度と冷却速度範囲も満足したが、［式２］を満足せず、その結果、ＦＧＳ（全体結晶粒のうちの粒径基準で下位１０％以下である結晶粒の平均粒径）≧１５μｍ、ＦＧＳ（全体結晶粒のうちの粒径基準で下位１０％以下である結晶粒の平均粒径）／ＧＳ（全体結晶粒の平均粒径）≧０．１５、ＦＧＡ（全体結晶粒のうちの粒径基準で下位１０％以下である結晶粒の平均面積）／ＴＧＡ（全体結晶粒の平均面積）≧０．００５の関係式を満足しなくて鉄損Ｗ１５／５０とＷ１０／４００が劣位すると示している。
Ｂ４は、Ｓｉ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｓ、Ｃｕがそれぞれの成分添加量範囲および［式１］を全て満足したが、冷延板焼鈍時加熱速度が管理範囲を満足せず、［式２］も満足せず、その結果、ＦＧＳ（全体結晶粒のうちの粒径基準で下位１０％以下である結晶粒の平均粒径）≧１５μｍ、ＦＧＳ（全体結晶粒のうちの粒径基準で下位１０％以下である結晶粒の平均粒径）／ＧＳ（全体結晶粒の平均粒径）≧０．１５、ＦＧＡ（全体結晶粒のうちの粒径基準で下位１０％以下である結晶粒の平均面積）／ＴＧＡ（全体結晶粒の平均面積）≧０．００５の関係式を満足しなくて鉄損Ｗ１５／５０とＷ１０／４００が劣位すると示された。 Ｂ５は、Ｍｎが成分添加量範囲および［式１］を満足せず、冷延板焼鈍時［式２］も満足せず、その結果、ＦＧＳ（全体結晶粒のうちの粒径基準で下位１０％以下である結晶粒の平均粒径）≧１５μｍ、ＦＧＳ（全体結晶粒のうちの粒径基準で下位１０％以下である結晶粒の平均粒径）／ＧＳ（全体結晶粒の平均粒径）≧０．１５、ＦＧＡ（全体結晶粒のうちの粒径基準で下位１０％以下である結晶粒の平均面積）／ＴＧＡ（全体結晶粒の平均面積）≧０．００５の関係式を満足しなくて鉄損Ｗ１５／５０とＷ１０／４００が劣位すると示している。
Ｂ８は、Ｓｉ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｓ、Ｃｕがそれぞれの成分添加量範囲および［式１］を全て満足したが、冷延板焼鈍時冷却速度と［式２］を満足せず、その結果、ＦＧＳ（全体結晶粒のうちの粒径基準で下位１０％以下である結晶粒の平均粒径）≧１５μｍ、ＦＧＳ（全体結晶粒のうちの粒径基準で下位１０％以下である結晶粒の平均粒径）／ＧＳ（全体結晶粒平均粒径）≧０．１５、ＦＧＡ（全体結晶粒のうちの粒径基準で下位１０％以下である結晶粒の平均面積）／ＴＧＡ（全体結晶粒の平均面積）≧０．００５の関係式を満足しなくて鉄損Ｗ１５／５０とＷ１０／４００が劣位すること示している。
Ｂ１０は、Ｓｉ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｓ、Ｃｕがそれぞれの成分添加量範囲および［式１］を全て満足し、冷延板焼鈍時［式２］も満足したが、加熱速度と冷却速度がそれぞれの管理範囲を満足せず、その結果、ＦＧＳ（全体結晶粒のうちの粒径基準で下位１０％以下である結晶粒の平均粒径）≧１５μｍ、ＦＧＳ（全体結晶粒のうちの粒径基準で下位１０％以下である結晶粒の平均粒径）／ＧＳ（全体結晶粒の平均粒径）≧０．１５、ＦＧＡ（全体結晶粒のうちの粒径基準で下位１０％以下である結晶粒の平均面積）／ＴＧＡ（全体結晶粒の平均面積）≧０．００５の関係式を満足しなくて鉄損Ｗ１５／５０とＷ１０／４００が劣位すること示している。
Ｂ１１は、Ｃｕの管理範囲および［式１］を満足せず、冷延板焼鈍時加熱速度と［式２］を満足せず、その結果、ＦＧＳ（全体結晶粒のうちの粒径基準で下位１０％以下である結晶粒の平均粒径）≧１５μｍ、ＦＧＳ（全体結晶粒のうちの粒径基準で下位１０％以下である結晶粒の平均粒径）／ＧＳ（全体結晶粒の平均粒径）≧０．１５、ＦＧＡ（全体結晶粒のうちの粒径基準で下位１０％以下である結晶粒の平均面積）／ＴＧＡ（全体結晶粒の平均面積）≧０．００５の関係式を満足しなくて鉄損Ｗ１５／５０とＷ１０／４００が劣位であることを示している。
Ｂ１３は、Ｓの管理範囲および［式１］を満足せず、冷延板焼鈍時加熱速度と冷却速度および［式２］を全て満足せず、その結果、ＦＧＳ（全体結晶粒のうちの粒径基準で下位１０％以下である結晶粒の平均粒径）≧１５μｍ、ＦＧＳ（全体結晶粒のうちの粒径基準で下位１０％以下である結晶粒の平均粒径）／ＧＳ（全体結晶粒の平均粒径）≧０．１５、ＦＧＡ（全体結晶粒のうちの粒径基準で下位１０％以下である結晶粒の平均面積）／ＴＧＡ（全体結晶粒の平均面積）≧０．００５の関係式を満足せず鉄損Ｗ１５／５０とＷ１０／４００が劣位することを示している。

Claims (8)

  1. 無方向性電磁鋼板であって、
    重量％で、Ｓｉ：２．５～４％、Ｍｎ：０．１～１．０％、Ｓ：０．００１～０．００５％、Ｃｕ：０．００２～０．０１％を含み、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、
    ＦＧＳ（全体結晶粒のうちの粒径基準で下位１０％以下である結晶粒の平均粒径）≧１５μｍであり、
    前記無方向性電磁鋼板は、ＦＧＳ（全体結晶粒のうちの粒径基準で下位１０％以下である結晶粒の平均粒径）／ＧＳ（全体結晶粒の平均粒径）≧０．１５であり、
    前記無方向性電磁鋼板組成が下記式１を満足することを特徴とする無方向性電磁鋼板。
    ［式１］
    ０．４≦（［Ｍｎ］＋１０×［Ｃｕ］）×１０００×［Ｓ］≦１．５
    （ここで、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、および［Ｓ］はそれぞれ、Ｍｎ、ＣｕおよびＳの添加量（重量％）である）
  2. 前記無方向性電磁鋼板は、重量％でＣ：０．００５％以下、Ａｌ：０．５～１．５％、Ｎ：０．００５％以下、Ｐ：０．２％以下、Ｓｎ：０．２％以下、およびＴｉ：０．００５％以下のうちの１種以上を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. 前記無方向性電磁鋼板は、重量％でＳｂ：０．２％以下、Ｎｉ：０．０５％以下、Ｃｒ：０．０５％以下、Ｚｒ：０．０１％以下、Ｍｏ：０．０１％以下、およびＶ：０．０１％以下のうちの１種以上を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. 前記無方向性電磁鋼板は、ＦＧＡ（全体結晶粒のうちの粒径基準で下位１０％以下である結晶粒の平均面積）／ＴＧＡ（全体結晶粒の平均面積）≧０．００５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。
  5. 請求項１～４のいずれか１項に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法であって、
    重量％で、Ｓｉ：２．５～４％、Ｍｎ：０．１～１．０％、Ｓ：０．００１～０．００５％、Ｃｕ：０．００２～０．０１％を含み、残部がＦｅおよび不可避不純物からなるスラブを熱間圧延して熱延板を製造する段階、
    前記熱延板を冷間圧延して冷延板を製造する段階および
    前記冷延板を冷延板焼鈍する段階を含み、
    前記冷延板焼鈍する段階で、６００℃から均熱温度の間の平均加熱速度は１５～５０℃／ｓであり、均熱温度から６００℃の間の平均冷却速度は１０～４０℃／ｓであり、
    下記式２を満足することを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法。
    ［式２］
    ２００≦（［加熱速度］×［冷却速度］）≦５００
    （ここで、［加熱速度］、［冷却速度］はそれぞれ、冷延板焼鈍時６００℃と均熱温度の間の平均加熱速度と平均冷却速度であり、単位は℃／ｓである）
  6. 前記スラブは、重量％でＣ：０．００５％以下、Ａｌ：０．５～１．５％、Ｎ：０．００５％以下、Ｐ：０．１％以下、Ｓｎ：０．１％以下、およびＴｉ：０．００５％以下のうちの１種以上をさらに含むことを特徴とする請求項５に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
  7. 前記冷延板を冷延板焼鈍する段階で
    均熱温度は９００～１１００℃であることを特徴とする請求項５に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
  8. 前記無方向性電磁鋼板の製造方法は、冷延板焼鈍以後、焼鈍された冷延板に絶縁被膜をコーティングする段階をさらに含むことを特徴とする請求項５に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
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