JPH09302413A - 低磁場特性に優れた無方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 電磁鋼板を縦型焼鈍炉にて製造する場合にお
いて、低磁場特性を劣化させることなく無方向性電磁鋼
板を製造する方法を提供する。 【解決手段】 重量％で、Ｃ：０．０１％以下、Ｓｉ：
４％以下、Ｍｎ：０．１〜０．８％、Ａｌ：０．００４
％以下を含有し、Ｖ：０．０１％以下（０を含む）、
Ｓ：０．０２％以下（０を含む）、Ｎ：０．００５％以
下（０を含む）、Ｐ：０．２％以下（０を含む）である
冷間圧延鋼板を、鋼板張力が０．７kgf/mm²以上となる
縦型焼鈍炉にて仕上焼鈍を施すに際し、仕上焼鈍温度
を、Ｔ≧１３８０＋１２０×log 〔Ｖ（％）×Ｎ
（％）〕（℃）として仕上焼鈍を行った後、仕上焼鈍温
度から５００℃までの平均冷却速度を１０〜５０℃／ｓ
として冷却する。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は優れた低磁場特性を
有する無方向性電磁鋼板の製造方法に関し、特に、冷蔵
庫、エアコン用などの小型モータ、小型制御用モータ、
インバータ駆動モータの鉄心材料として好適な電磁鋼板
を製造する方法に関するものである。

【０００２】

【従来の技術】パワーエレクトロニクス技術が急速な進
歩をとげ、その代表例であるインバーターが産業用の大
型機器から家電製品まで幅広く採用されるようになって
きた。インバーターの採用により、電気機器の省電力、
高効率、高性能、小型化などが実現されている。従来、
こうした大型モーターやコンプレッサーモーターの鉄心
材料には高磁束密度（Ｂ₅₀で評価）、低鉄損（Ｗ１５／
５０）が要求されてきた。しかしながらインバーター駆
動による大型モーターやコンプレッサーモーターは、起
動時には１．２〜１．５Ｔ、安定状態では０．８〜１．
０Ｔ程度で励磁されることが多く、これまで以上に低磁
場での磁気特性が重要視されるようになってきた。さら
に小型モータ、特に交流モータ、インバータ駆動モー
タ、小型制御用モータなどは、応答性が重要視され、鉄
心材料として使用される電磁鋼板には、磁化曲線の立ち
上がりが鋭いこと、即ち、低磁場領域での磁束密度が高
いことが要求されている。

【０００３】ところで、電磁鋼板の焼鈍は、従来、鋼板
への歪みの導入が少ない横型炉で行われていた。しか
し、横型炉において能率を高めるためには炉長を長くす
る必要があり、このため炉の建設に長大なスペースが必
要となるという問題があった。これに対し、縦型炉にお
いては、炉長は十分に長くとれ、またそれに伴う設備ス
ペースの増大は生じない。このため、縦型炉においては
高能率で焼鈍を行うことが可能であり、また、炉の建設
費も安くなることからコスト的にも有利となる。

【０００４】しかし、縦型焼鈍炉にて電磁鋼板を製造し
た場合には、鋼板の自重等により、横型炉よりも大きな
張力が鋼板に付与されるため、一般に、横型炉で製造さ
れた電磁鋼板よりも低磁場特性が劣化していた。

【０００５】本発明は、このような事情に鑑みなされた
ものであり、電磁鋼板を縦型焼鈍炉にて製造する場合に
おいて、低磁場特性を劣化させることなく無方向性電磁
鋼板を製造する方法を提供することを目的としている。

【０００６】

【課題を解決するための手段】前記課題は、(1) 重量％
で、Ｃ：０．０１％以下、Ｓｉ：４％以下、Ｍｎ：０．
１〜０．８％、Ａｌ：０．００４％以下を含有し、Ｖ：
０．０１％以下（０を含む）、Ｓ：０．０２％以下（０
を含む）、Ｎ：０．００５％以下（０を含む）、Ｐ：
０．２％以下（０を含む）である珪素鋼スラブを熱間圧
延して熱延鋼板を製造する工程、(2) 前記熱延鋼板を一
回または二回以上の冷間圧延によって冷延鋼板を製造す
る工程、(3) 前記冷延鋼板を、鋼板張力が０．７kgf/mm
² 以上となる縦型焼鈍炉にて、仕上焼鈍温度Ｔを Ｔ≧１３８０＋１２０×log 〔Ｖ（％）×Ｎ（％）〕 （℃） として仕上焼鈍を行う工程、(4) 仕上焼鈍温度から５０
０℃までの平均冷却速度を１０〜５０℃／ｓとして冷却
する工程、を有することを特徴とする低磁場特性に優れ
た無方向性電磁鋼板の製造方法により解決される。

【０００７】なお、Ｃの含有量を０．００５％以下に規
定すれば、さらに低磁場特性に優れた無方向性電磁鋼板
を製造することができる。

【０００８】（発明に至る経緯）本発明者らが、縦型焼
鈍炉にて製造したtr. Al系の電磁鋼板の低磁場特性の向
上を妨げている原因に関し鋭意調査したところ、縦型焼
鈍炉においては鋼板の自重および張力により必然的に
０．７kgf/mm² 以上の応力が鋼板に付与され、特に、ロ
ールにより曲げ変形が加わる部分においては２〜５kgf/
mm² 程度の応力が加わっており、それに伴い、ＶＮの微
細析出が促進されること、さらに、微細析出したＶＮが
磁壁の移動を妨げ、低磁場特性を悪化させることが判明
した。

【０００９】よって、低磁場特性の優れたものとするた
めには、ＶＮの析出を防止することが必要となる。ＶＮ
の析出を防止するためには、鋼中へのＶの混入を防止す
ればよいが、Ｖは鉱石より不可避的に混入するため不可
能である。そこで本発明者らは、仕上焼鈍時にＶＮを鋼
中に完全に固溶させ、焼鈍後の冷却速度を制御すること
により、1.0kg/mm² 程度の張力下においてもＶＮの再析
出を防止することが可能となること、また、これにより
磁壁移動が容易になり、低磁場特性が非常に良好になる
ことを知見し、この知見に基づいて本発明を完成させ
た。以下、これらの経緯と各要素の限定理由について、
更に詳しく説明する。

【００１０】本発明者らは低磁場特性をより向上させる
ため、磁壁の移動を妨げる因子について調査を行った。

【００１１】まず始めに、化学組成がＳｉ：０．７５
％，Ｍｎ：０．２１％，Ｐ：０．１００％，Ｓ：０．０
０４％，tr. Ａｌの鋼を5 チャージ溶製し、その後鋳造
してスラブとした。このスラブを熱間圧延、冷間圧延に
より板厚0.5mm とし、引き続き縦型炉にて８５０℃×２
分間の仕上焼鈍を施し、5 ℃／ｓの冷却速度で室温まで
冷却した。縦型炉の焼鈍時および冷却時の鋼板張力は
０．８kgf/mm² であった。仕上焼鈍後の鋼板より、外径
４５mm、内径３３mmのリングサンプルを歪みの入らない
放電加工により切り出し、一次１００turn、二次１００
turn巻き線後、低磁場特性を測定した。

【００１２】その結果、同一成分の鋼であっても、１０
０Ａ／ｍに磁化した場合の磁束密度Ｂ₁ が０．５〜１．
０Ｔと大きくばらつくことが判明した。

【００１３】次に、これらのサンプルの介在物および析
出物の観察を行なった。観察は走査型電子顕微鏡（以下
ＳＥＭと呼ぶ）および透過型電子顕微鏡（以下ＴＥＭと
呼ぶ）を用いて行ない、ＳＥＭ観察は鋼板断面を直接観
察し、ＴＥＭ観察は抽出レプリカ観察とした。ＳＥＭ観
察の結果、いずれのサンプルにおいても、1 〜5 μｍ程
度のＳｉＯ₂ および０．１〜０．５μｍ程度のＭｎＳが
観察され、低磁場特性によらず大きさ、量はほぼ同程度
であった。さらにＴＥＭ観察を行なったところ、低磁場
特性の低い材料においては、数十ｎｍ程度の極めて微細
な析出物が認められ、それらがＶＮであることが確認さ
れた。

【００１４】このことより、低磁場領域の磁壁移動には
数十ｎｍのＶＮが大きく影響を及ぼしていることを知見
した。即ち、鋼板の中のＶＮを極力低減することが、磁
壁の移動を容易にして低磁場特性を高め、逆にＶＮが多
くなると磁壁移動の障害となって低磁場特性を悪化させ
ることが判明した。

【００１５】そこで、こうした微細なＶＮの生成を防止
する手法について検討を行なった。ＶＮの析出を防止す
るためには、鋼中のＶをtr. とすればよいが、Ｖは鉱石
より不可避的に混入するため不可能である。そこで本発
明者らは仕上焼鈍時にＶＮを鋼中に完全に固溶させ、焼
鈍後の冷却速度を制御することにより、１．０kgf/mm ²
程度の張力下においてもＶＮの再析出を防止する技術に
ついて検討した。以下にその検討内容を詳細に説明す
る。

【００１６】（１）仕上焼鈍温度 まず、仕上焼鈍前のＶＮの状態についてＴＥＭ観察を行
なったところ、数十ｎｍのＶＮが観察された。このた
め、ＶＮの析出を抑さえるためには、仕上焼鈍時に再固
溶させる必要があると判断した。

【００１７】そこで、まず、ＶＮが固溶する仕上焼鈍温
度について検討した。本検討に用いたサンプルはＣ：
０．００２５％、Ｓｉ：１．０５％、Ｍｎ：０．２１
％、Ｐ：０．０８％、tr. Ａｌ、Ｓ：０．００４％、
Ｖ：０．００１〜０．０１５％、Ｎ：０．００１０〜
０．００６０％の範囲で調整したもので、残部はＦｅ及
び不可避不純物である。これらを冷間圧延により板厚
０．５mmとし、仕上焼鈍温度を６５０℃×２分間から９
００℃×２分間の範囲で変化させた。その後、平均冷速
１００℃／ｓで室温まで急冷し、サンプルを得た。

【００１８】このようにして得られたサンプルのＴＥＭ
観察結果を図１に示す。これより、仕上焼鈍温度Ｔが Ｔ≧１３８０＋１２０×log 〔Ｖ（％）×Ｎ（％）〕 （℃） であればＶＮは完全に固溶することがわかる。

【００１９】（２）冷却パターン このように再固溶したＶＮは、仕上焼鈍後の冷却速度が
遅い場合には再析出してくるものと考えられる。そこ
で、仕上焼鈍後の冷却速度について検討した。

【００２０】本検討に用いたサンプルはＣ：０．００２
５％、Ｓｉ：１．０５％、Ｍｎ：０．２１％、Ｐ：０．
０８％、tr. Ａｌ、Ｓ：０．００４％、Ｖ：０．００７
％、Ｎ：０．００２０％、残部はＦｅ及び不可避不純物
である。これらを冷間圧延により板厚０．５mmとし、Ｖ
Ｎが完全に固溶する８５０℃×２分間の仕上焼鈍を施し
た。その後、2 〜１５℃／ｓの冷却速度で室温まで急冷
し、サンプルを得た。なお、この際の鋼板張力は０．１
〜１．５kgf/mm² の範囲で調整した。

【００２１】このようにして得られたサンプルのＴＥＭ
観察を行った結果を図２に示す。図２より、横型焼鈍炉
において鋼板に付与される張力である０．５kgf/mm² 程
度においては、横型焼鈍炉における仕上焼鈍後の平均的
な冷却速度である５℃／ｓ程度の冷却速度でもＶＮは観
察されないことがわかる。

【００２２】しかし、縦型焼鈍炉においては鋼板張力は
0.7kgf/mm²以上となり、特にロール部においては２〜５
kgf/mm² となる。このような場合には図２より明らかな
ように、ＶＮの再析出を抑制するためには１０℃／ｓ以
上の急冷を行う必要がある。

【００２３】以上のことより、縦型焼鈍炉においてVNの
再析出を抑制するためには、仕上焼鈍後の冷却速度を１
０℃/s以上とする必要があることが明らかとなった。

【００２４】（３）急冷終了温度 次に、急冷終了温度について検討した。本検討に用いた
鋼板の成分は、Ｃ：０．００２２％、Ｓｉ：０．３０
％、Ｍｎ：０．４４％、Ｐ：０．１１２％、Ａｌ：tr.
、Ｎ：０．００２５％、Ｓ：０．００４％、Ｖ：０．
００４％残部はＦｅ及び不可避不純物である。これらを
冷間圧延により板厚０．５mmとし、鋼板に張力１．０kg
f/mm² を付与した条件下で、ＶＮが完全に固溶する８５
０℃×２分間の仕上焼鈍を施し、焼鈍後速やかに３０℃
／ｓの急冷を開始し、急冷終了温度を７５０℃から３０
０℃まで変化させた。なお、急冷終了後は５℃／ｓの一
定冷却速度で室温まで冷却を行った。

【００２５】このように急冷を行った場合のVNの析出状
態を調査するため、仕上焼鈍板を４％ＭＳ系（４％サリ
チル酸メチル−１％サリチル酸−１％塩化テトラメチル
アンモニウム−メタノール）電解液で１ｇ定電位電解
し、得られた残渣をアルカリ融解して金属元素を定量す
ることにより、ＶＮとしてのＶ量を求めた。得られた結
果を表１に示す。表１から明らかなように、５００℃以
下で急冷を終了したサンプルにおいてはＶＮは全く認め
られなかった。これに対し、５００℃超で急冷を終了し
たサンプルにおいてはＶＮが認められ、ＶＮの量は、急
冷終了温度が５００℃までは、急冷終了温度の上昇に伴
い多くなることが判明した。

【００２６】また、急冷終了温度が５００℃以下におい
ては、急冷を中止したとしてもＶＮは析出しないことも
明らかとなった。このことは、ＶＮの析出は５００℃以
上で終了していることを示しており、５００℃以下で急
冷する必要は無いことを示している。

【００２７】以上のことより、仕上焼鈍後の急冷は５０
０℃まで行えばよく、５００℃以下の冷却速度について
は特に規定する必要はない。

【００２８】

【表１】

【００２９】（４）急冷速度の上限 以上の検討によりＶＮを析出させない急冷条件が明らか
となったが、冷却速度が速くなると、それに伴い、鋼板
へ導入される冷却歪みも大きくなるものと考えられる。
そこで、次に、急冷速度の上限について検討を行った。
本検討に用いた鋼板の成分は、Ｃ：０．００２２％、Ｓ
ｉ：０．７５％、Ｍｎ：０．４５％、Ｐ：０．１１０
％、Ａｌ：tr. 、Ｎ：０．００２２％、Ｓ：０．００３
％、Ｖ：０．００５％残部はＦｅ及び不可避不純物であ
る。

【００３０】これらを冷間圧延により板厚０．５mmと
し、鋼板に張力１．０kgf/mm² を付与した条件下で、Ｖ
Ｎが完全に固溶する８５０℃×２分間の仕上焼鈍を施
し、焼鈍後速やかに５００℃まで５〜７０℃／ｓの冷却
を行い、５００℃から３００℃まで５℃／ｓの徐冷を行
った。図３にこのようにして得られた鋼板の８３０℃か
ら５００℃までの平均冷却速度ＶＱとＢ₁ の関係を示
す。図３より冷却速度ＶＱが１０〜５０℃／ｓの範囲に
おいてはＢ₁ が１．０Ｔ以上の良好な値を示している。
これに対し、１０℃／ｓ未満および５０℃／ｓ超におい
てはＢ₁ は大きく低下している。この１０℃／ｓ未満に
おける低磁場特性の低下は、前述したようにＶＮが析出
するためである。１０℃／ｓ超においては鋼板中へ冷却
歪みが導入されるようになるものの、一方でＶＮの析出
が抑制されるため低磁場特性は良好となる。しかし、冷
却速度が５０℃／ｓを超えた場合には、鋼板中へ導入さ
れる冷却歪みが非常に大きくなるため低磁場特性が著し
く劣化する。以上のことより、急冷速度は１０〜５０℃
／ｓとする。

【００３１】また、図３から明らかなように、急冷速度
のより好ましい範囲は、１０〜３０℃／ｓである。

【００３２】（５）ＶとＮの許容範囲 次に本発明が適用できるＶとＮの上限について検討し
た。

【００３３】図４は鋼板中のＶ量およびＮ量と仕上焼鈍
後の磁束密度Ｂ₁ の関係を示している。図４において、
鋼板中の成分は、Ｃ：０．００２１％、Ｓｉ：２．０５
％、Ｍｎ：０．４５％、Ｐ：０．１００％、Ａｌ：ｔ
ｒ、Ｓ：０．００２０％、Ｖ：０．００１〜０．０１５
％、Ｎ：０．００１０〜０．００７０％であり、残部は
Ｆｅ及び不可避不純物である。これらを冷間圧延により
板厚０．５mmとし、鋼板に張力１．０kgf/mm² を付与し
た条件下で、９２０℃×２分間の仕上焼鈍を施し、８０
０℃から５００℃までの平均冷却速度を２５℃／ｓと
し、５００℃から３００℃までの平均冷速を５℃／ｓ一
定としサンプルを得た。

【００３４】図４から、V を０．０１％以下、N を０．
００５％以下にすることで、磁束密度Ｂ₁ は１．００Ｔ
以上と高くなるが、Ｖが０．０１％超又はＮが０．００
５％超となった場合には本発明の仕上焼鈍条件及び冷却
速度条件においても低磁場特性は向上しないことがわか
る。

【００３５】この原因を調査するため、Ｖが０．０１２
％、Ｎが０．００２％の鋼板と、Ｖが０．００３％、Ｎ
が０．００６％の鋼板のＴＥＭ観察を行った。その結
果、いずれの鋼板においても微細なＶＮ多数観察され
た。すなわち、Ｖが０．０１％超又はＮが０．００５％
超となった場合には、本発明の冷却速度においてもＶＮ
が再析出し、冷却速度をさらに大きくする必要があるこ
とが明らかとなった。

【００３６】しかし前述したように冷却速度を５０℃／
ｓよりも大きくした場合には鋼板中に冷却歪みが導入さ
れるため低磁場特性は低下する。以上のことより、Ｖは
０．０１％以下、Ｎは０．００５％以下とする。

【００３７】（６）その他の成分の範囲 Ｃは鉄損を多くする有害な成分でかつ磁気時効の原因と
なるので０．０１％以下とするが、より好ましくは０．
００５％以下とする。

【００３８】Ｓｉは鋼板の固有抵抗を上げ鉄損を少なく
するのに有効な成分であるが、４％を超えると冷間圧延
が困難となるため上限を４％とする。

【００３９】Ｍｎは鋼板の固有抵抗を上げて鉄損を少な
くするのに有効な成分であるため０．１％以上とし、一
方、多すぎると磁束密度が低下するため０．８％以下と
する。

【００４０】Ａｌは微量に添加した場合には微細なＡＩ
Ｎを生じ、磁気特性を劣化させる。このため０．００４
％以下とする。

【００４１】Ｐは鋼板の打ち抜き性を改善するために有
効な成分であるのである程度含まれている方が好ましい
が、０．２％を超えて添加すると鋼板の加工性が低下す
るため０．２％以下とする。

【００４２】Ｓは磁気特性を劣化させるＭｎＳ等を形成
するため、上限を０．０２％とする。

【００４３】なお、本発明では、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｂを磁気
特性向上のために添加することは何らさしつかえない。

【００４４】残りの成分は実質的にＦｅと不可避不純物
からなる。ここに、「実質的に」というのは、本発明の
技術的思想を害さない範囲で、任意の微量成分が添加さ
れたものをも含む趣旨である。

【００４５】

【発明の実施の形態】本発明の鋼板の製造方法は以下の
とおりである。

【００４６】Ｖが所定の範囲内となった溶鋼を転炉また
は電気炉で溶製し、脱ガス処理して所定の成分に調整
し、造塊鋳造、連続鋳造あるいはストリップキャスタで
鋳造し、熱間加工を行う。熱間加工は、分塊圧延、粗圧
延、仕上熱延の内、仕上熱延は必須であるが、分塊圧
延、粗圧延は鋳造後の鋼塊、鋼片、鋳造板などの厚さ寸
法、リジング抑制の要求などにより選択する。

【００４７】熱間圧延後の熱延板焼鈍は行ってもよいが
必須ではない。その他、熱間圧延と冷間圧延の間に任意
の付加的な工程（酸洗等）を介在させてもよい。次い
で、一回の冷間圧延、もしくは中間焼鈍をはさんだ２回
以上の冷間圧延により所定の板厚とした後に、縦型炉に
て仕上焼鈍し所定の冷却速度で冷却する。冷間圧延と仕
上焼鈍の間にも、任意の付加的な工程（洗浄等）を介在
させてもよい。

【００４８】

【実施例】表２、表３に示す成分の珪素鋼を、転炉で吹
練した後に、脱ガス処理して所定の成分に調整後、鋳造
し、熱間圧延で板厚２mmの鋼板を得た。次いで、酸洗
し、板厚０．５mmまで冷間圧延し、縦型炉にて表２、表
３の条件の仕上焼鈍および冷却を行った。仕上焼鈍後の
鋼板より、外径４５mm、内径３３mmのリングサンプル
を、歪みの入らない放電加工により切り出し、一次１０
０turn、二次１００turn巻き線後、低磁場特性を測定し
た。

【００４９】表２、表３において、Ｔは、１３８０＋１
２０×log 〔Ｖ（％）×Ｎ（％）〕の値を示す。また、
張力は縦型炉における鋼板張力、ＴＦは急冷終了温度、
ＶＱは仕上焼鈍温度から急冷終了温度までの平均冷却速
度を示す。

【００５０】表２は、Ｓｉの範囲が１％以下（主として
約０．３％）の珪素鋼についてのデータであり、表３
は、Ｓｉの範囲が約２％以上の珪素鋼についてのデータ
である。

【００５１】表２において、鋼板番号１〜５のものは本
発明の実施例であり、６〜１２のものは比較例である。
Ｓｉの含有量が低いので、実施例の中にもＢ₁ が０．８
（Ｔ）と低いものもあるが、いずれの実施例も比較例に
比べて高い値を示している。また、実施例においては、
Ｗ10／50の値も比較例に比べて低い。

【００５２】表３においては、鋼板番号１３〜２０のも
のが本発明の実施例であり、２１〜３１のものが比較例
である。実施例においては、Ｂ₁ がいずれも約１（Ｔ）
以上となっており、比較例に比べて高い値を示してい
る。また、Ｗ10／50の値も、一部の例外を除いて比較例
に比べて低い。

【００５３】これらの例から明らかなように、同一のＳ
ｉのレベルで比較した場合、本発明の電磁鋼板は、比較
例に比して良好な低磁場特性を示している。

【００５４】

【表２】

【００５５】

【表３】

【００５６】

【発明の効果】以上説明した如く、本発明によれば、珪
素鋼板の成分値と仕上焼鈍温度、仕上焼鈍後の冷却速度
を規定することにより、鋼板張力が高い縦型焼鈍炉を使
用する場合でも、低磁場特性の優れた無方向性電磁鋼板
を得ることができる。

【図面の簡単な説明】

【図１】 Ｖ（％）×Ｎ（％）の値及び仕上げ焼鈍温度
と、ＶＮの有無の関係を示す図である。

【図２】 仕上焼鈍時の鋼板張力及び平均冷却速度ＶＱ
と、ＶＮの有無の関係を示す図である。

【図３】 平均冷却速度ＶＱとＢ₁ の関係を示す図であ
る。

【図４】 Ｖ（％）、Ｎ（％）とＢ₁ の関係を示す図で
ある。

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 (1) 重量％で、Ｃ：０．０１％以下、Ｓ
   ｉ：４％以下、Ｍｎ：０．１〜０．８％、Ａｌ：０．０
   ０４％以下を含有し、Ｖ：０．０１％以下（０を含
   む）、Ｓ：０．０２％以下（０を含む）、Ｎ：０．００
   ５％以下（０を含む）、Ｐ：０．２％以下（０を含む）
   である珪素鋼スラブを熱間圧延して熱延鋼板を製造する
   工程、(2) 前記熱延鋼板を一回または二回以上の冷間圧
   延によって冷延鋼板を製造する工程、(3) 前記冷延鋼板
   を、鋼板張力が０．７kgf/mm² 以上となる縦型焼鈍炉に
   て、仕上焼鈍温度Ｔを Ｔ≧１３８０＋１２０×log 〔Ｖ（％）×Ｎ（％）〕 （℃） として仕上焼鈍を行う工程、(4) 仕上焼鈍温度から５０
   ０℃までの平均冷却速度を１０〜５０℃／ｓとして冷却
   する工程、を有することを特徴とする低磁場特性に優れ
   た無方向性電磁鋼板の製造方法。
2. 【請求項２】 重量％で、Ｃの含有量が０．００５％以
   下である他は成分が請求項１に記載の範囲である珪素鋼
   スラブを使用する請求項１に記載の低磁場特性に優れた
   無方向性電磁鋼板の製造方法。