JP6043808B2 - 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、無方向性電磁鋼板に関し、より詳しくは、Ｍｎ、Ｓ、Ａｌ、Ｐの含量を適正にして磁性を向上させた無方向性電磁鋼板に関する。
無方向性電磁鋼板は、モータ、発電機などの回転機器と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、電気機器のエネルギー効率の決定に重要な役割を果たす。
電磁鋼板の特性としては、代表的に鉄損と磁束密度が挙げられる。鉄損は小さく、磁束密度は高いほどよい。これは鉄心に電気を加えて磁場を誘導する時、鉄損が低いほど熱で損失されるエネルギーを低減させることができるためである。また、磁束密度が高いほど同一のエネルギーでより大きい磁場を誘導することができるためである。
したがって、エネルギーの節減、環境に優しい製品の需要増加に応えるためには、鉄損は低く、磁束密度は高い無方向性電磁鋼板の製造技術の開発が必要である。
無方向性電磁鋼板の磁気的性質のうち、鉄損を改善するための代表的な方法としては、厚さを大きく薄くする方法と、Ｓｉ、Ａｌなどの比抵抗が大きい元素を添加させる方法とがある。
しかし、厚さの場合、使用される製品の特性に応じて決定され、厚さが薄いほど生産性低下および原価増加という問題を抱えている。
一般的な素材の電気比抵抗の増加を通じた鉄損減少方法である、比抵抗が大きい合金元素Ｓｉ、Ａｌ、Ｍｎなどを添加する方法も、合金元素を添加するようになると鉄損は減少するが、飽和磁束密度の減少により磁束密度の減少も避けられないという矛盾を抱えている。
また、Ｓｉ添加量が４％以上になると、加工性が低下して冷間圧延が困難になって生産性が落ちるようになることがある。また、Ａｌ、Ｍｎなども多く添加されるほど圧延性が低下し、硬度が増加し、加工性も落ちるようになることがある。
一方、鋼中に必然的に添加される不純物元素であるＣ、Ｓ、Ｎ、Ｔｉなどは、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｔｉなどと結合して０．０５μｍ程度の微細な介在物を形成して結晶粒の成長を抑制させ、磁区の移動を妨害して磁気的性質を低下させる。
このような不純物は、通常の製造工程では極少量に管理することが困難であり、また、各製造工程により介在物が再溶解および析出過程を経るため、介在物自体を制御することも簡単ではない。
したがって、鉄損を低めながら磁束密度も向上させるために、微量合金元素の添加を通じて磁気的性質に有利な集合組織である｛１００｝集合組織を増加させ、有害な集合組織である｛１１１｝集合組織を減少させたり、不純物の量を極少量化させて清浄鋼を製造する技術などが使用されている。
しかし、このような技術は、共に製造原価の上昇を招き、大量生産の困難がともなうため、製造原価を大幅に上昇させることなく、磁性改善効果に優れた技術が非常に必要な実情である。
本発明は、このような問題点を解決するために案出されたものであって、鋼の合金元素のうち、Ｍｎ、Ｓ、Ａｌ、Ｐの成分を適正に管理してＭｎとＡｌの添加量を減少させながらも、微細な介在物の生成を抑制し、粗大な介在物の分布密度を高めることによって、結晶粒の成長と磁壁の移動性を向上させた無方向性電磁鋼板およびその製造方法を提供することにその目的がある。
上記目的を達成するための本発明の一側面による無方向性電磁鋼板は、重量％で、Ｃ：０．００５％以下、Ｓｉ：１．０〜４．０％、Ａｌ：０．１〜０．８％、Ｍｎ：０．０１〜０．１％、Ｐ：０．０２〜０．３％、Ｎ：０．００５％以下、Ｓ：０．００１〜０．００５％、Ｔｉ：０．００５％以下、ＳｎおよびＳｂのうち少なくとも一つが０．０１〜０．２％を含有し、残部はＦｅおよびその他不可避的不純物を含み、前記Ｍｎ、Ａｌ、Ｐ、Ｓは、下記式を満足することができる。
０．８≦｛［Ｍｎ］／（１００×［Ｓ］）＋［Ａｌ］｝／［Ｐ］≦４０（ここで、［Ｍｎ］、［Ａｌ］、［Ｐ］、［Ｓ］は、それぞれＭｎ、Ａｌ、Ｐ、Ｓの重量％を意味する。）
０．８≦｛［Ｍｎ］／（１００×［Ｓ］）＋［Ａｌ］｝／［Ｐ］≦４０（ここで、［Ｍｎ］、［Ａｌ］、［Ｐ］、［Ｓ］は、それぞれＭｎ、Ａｌ、Ｐ、Ｓの重量％を意味する。）
前記無方向性電磁鋼板は、重量％で、Ｍｎ：０．０１〜０．０５％でありうる。
前記無方向性電磁鋼板は、重量％で、Ａｌ：０．３〜０．８％を含み、［Ｍｎ］＜［Ｐ］を満足することができる（ここで、［Ｍｎ］、［Ｐ］は、それぞれＭｎ、Ｐの重量％を意味する。）。
前記不可避的不純物は、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｍｏ、Ｖのうち一つ以上を含み、前記Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒの含量は、それぞれ０．０５重量％以下で添加され、前記Ｚｒ、Ｍｏ、Ｖの含量は、それぞれ０．０１重量％以下で添加され得る。
前記無方向性電磁鋼板は、０．０１〜１μｍ以下の大きさを有する全体介在物の個数（ＮＴｏｔ）に対する、０．１μｍ以上のＭｎＳ、ＣｕＳおよび（Ｍｎ、Ｃｕ）Ｓ複合硫化物の個数（ＮＳ≧０．１μｍ）の比率（ＮＳ≧０．１μｍ／ＮＴｏｔ）は、０．５以上でありうる。
前記無方向性電磁鋼板は、鋼板内において０．０１〜１μｍの大きさを有し、硫化物を含む全体介在物の平均大きさは、０．１１μｍ以上でありうる。
前記電磁鋼板の微細組織内の結晶粒の大きさは、５０〜１８０μｍでありうる。
本発明の他の側面による無方向性電磁鋼板の製造方法は、重量％で、Ｃ：０．００５％以下、Ｓｉ：１．０〜４．０％、Ａｌ：０．１〜０．８％、Ｍｎ：０．０１〜０．１％、Ｐ：０．０２〜０．３％、Ｎ：０．００５％以下、Ｓ：０．００１〜０．００５％、Ｔｉ：０．００５％以下、ＳｎおよびＳｂのうち少なくとも一つが０．０１〜０．２％を含有し、残部はＦｅおよびその他不可避的不純物を含み、前記Ｍｎ、Ａｌ、Ｐ、Ｓは、下記式を満足するスラブを提供する段階と、
０．８≦｛［Ｍｎ］／（１００×［Ｓ］）＋［Ａｌ］｝／［Ｐ］≦４０（ここで、［Ｍｎ］、［Ａｌ］、［Ｐ］、［Ｓ］は、それぞれＭｎ、Ａｌ、Ｐ、Ｓの重量％を意味する。）
前記スラブを１，２００℃以下に加熱した後、圧延して熱延鋼板を製造する段階と、前記熱延鋼板を酸洗した後、０．１０〜０．７０ｍｍに圧延して冷延鋼板を製造する段階と、前記冷延鋼板を８５０〜１，１００℃で仕上げ焼鈍する段階と、を含むことができる。
０．８≦｛［Ｍｎ］／（１００×［Ｓ］）＋［Ａｌ］｝／［Ｐ］≦４０（ここで、［Ｍｎ］、［Ａｌ］、［Ｐ］、［Ｓ］は、それぞれＭｎ、Ａｌ、Ｐ、Ｓの重量％を意味する。）
前記スラブを１，２００℃以下に加熱した後、圧延して熱延鋼板を製造する段階と、前記熱延鋼板を酸洗した後、０．１０〜０．７０ｍｍに圧延して冷延鋼板を製造する段階と、前記冷延鋼板を８５０〜１，１００℃で仕上げ焼鈍する段階と、を含むことができる。
前記無方向性電磁鋼板の製造方法において、前記スラブは、重量％で、Ｍｎ：０．０１〜０．０５％でありうる。
前記無方向性電磁鋼板の製造方法において、前記スラブは、重量％で、Ａｌ：０．３〜０．８％を含み、［Ｍｎ］＜［Ｐ］を満足することができる（ここで、［Ｍｎ］、［Ｐ］は、それぞれＭｎ、Ｐの重量％を意味する。）。
本発明によれば、鋼の合金元素のうち、Ｍｎ、Ｓ、Ａｌ、Ｐの成分を適正に管理してＭｎとＡｌの添加量を減少させながらも、微細な介在物の生成を抑制し、粗大な介在物の分布密度を高めることによって、結晶粒の成長と磁壁の移動性を向上させて、磁性に優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、Ｍｎは、鋼中のＳなどと結合して微細な介在物を形成して磁性を低下させ、微細な介在物の生成が抑制されて結晶粒の成長と磁区壁の移動が円滑になって、無方向性電磁鋼板の磁性を向上させることができる。
また、Ｍｎ、Ａｌなど添加元素の含量が減少することによって、飽和磁束密度が増加して、高い磁束密度を示す高周波磁性に優れた無方向性電磁鋼板を提供することができる。
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形態を参照すれば明確になる。しかし、本発明は、以下で開示される実施形態に限定されるものではなく、互いに異なる多様な形態に実現することができ、本実施形態は単に本発明の開示が完全になるようにし、本発明が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せるものであり、本発明は請求項の範疇のみにより定義される。
以下、本発明の好適な実施形態による無方向性電磁鋼板について説明する。
本発明の好適な実施形態による無方向性電磁鋼板は、重量％で、Ｃ：０．００５％以下、Ｓｉ：１．０〜４．０％、Ａｌ：０．１〜０．８％、Ｍｎ：０．０１〜０．１％、Ｐ：０．０２〜０．３％、Ｎ：０．００５％以下、Ｓ：０．００１〜０．００５％、Ｔｉ：０．００５％以下、ＳｎおよびＳｂのうち少なくとも一つが０．０１〜０．２％を含有し、残部はＦｅおよびその他不可避的不純物を含み、
上記Ｍｎ、Ａｌ、Ｐ、Ｓは、下記の組成式を満足する。
＜組成式＞
０．８≦｛［Ｍｎ］／（１００×［Ｓ］）＋［Ａｌ］｝／［Ｐ］≦４０
（ここで、［Ｍｎ］、［Ａｌ］、［Ｐ］、［Ｓ］は、それぞれＭｎ、Ａｌ、Ｐ、Ｓの重量％を意味する。）
上記Ｍｎ、Ａｌ、Ｐ、Ｓは、下記の組成式を満足する。
＜組成式＞
０．８≦｛［Ｍｎ］／（１００×［Ｓ］）＋［Ａｌ］｝／［Ｐ］≦４０
（ここで、［Ｍｎ］、［Ａｌ］、［Ｐ］、［Ｓ］は、それぞれＭｎ、Ａｌ、Ｐ、Ｓの重量％を意味する。）
一般にＭｎは、Ａｌ、Ｓｉと共に鋼の比抵抗を増加させて鉄損を減少させるため、無方向性電磁鋼板の製造において少なくとも０．１％以上添加される。
しかし、Ｍｎは、Ｓと結合してＭｎＳの析出物を形成する。また、不純物元素であるＳは、Ｃｕと結合してＣｕＳまたはＣｕ２Ｓを形成する。つまり、Ｓは、Ｍｎ、Ｃｕと結合して硫化物を形成し、このような硫化物はＭｎＳまたはＣｕＳの単独、または（Ｍｎ、Ｃｕ）Ｓの複合介在物として形成されるようになる。
無方向性電磁鋼板の介在物は、一般にその大きさが０．０５μｍ程度と微細であり、結晶粒の成長を抑制し、磁区壁の移動を妨害することによって、磁性に大きい影響を与えるようになる。そのため、磁性の劣化が最小化するように粗大な介在物の形成頻度を高める必要性がある。
比抵抗元素として添加されるＡｌも、微細な窒化物を形成して磁性を劣位にする原因となる。従来の技術では、ＭｎとＡｌはその添加量が減少すれば介在物が微細になると知られている。
本発明によれば、Ｍｎ、Ａｌ、Ｐ、Ｓが０．８≦｛［Ｍｎ］／（１００×［Ｓ］）＋［Ａｌ］｝／［Ｐ］≦４０の組成式（ここで、［Ｍｎ］、［Ｓ］、［Ａｌ］、［Ｐ］は、それぞれＭｎ、Ｓ、Ａｌ、Ｐの重量％）を満足するように成分含量を制御する時、Ｍｎ、Ａｌ添加量が減少すれば介在物が微細になるという既存の予想とは異なり、０．０１μｍ以上１μｍ以下の介在物の平均大きさが粗大になる。
また、０．０１μｍ以上１μｍ以下の全体介在物の個数（ＮＴｏｔ）に対する、０．１μｍ以上のＭｎＳ、Ｃｕｓ単独または複合硫化物（（Ｍｎ、Ｃｕ）Ｓなど）の個数（ＮＳ≧０．１μｍ）の比率（ＮＳ≧０．１μｍ／ＮＴｏｔ）は、０．５以上と大きくなる。
つまり、鋼板内の介在物の分布密度を調整することによって合金元素を最小量で添加させるにもかかわらず、鉄損が低く、磁束密度が高い磁性に優れた無方向性電磁鋼板を得ることができる。
より具体的には、本発明において、Ｍｎ、Ａｌ、Ｐ、Ｓの添加量を上記式のように限定した理由は、Ｍｎ／Ｓの比率は、介在物、特に硫化物の分布と大きさの決定に重要であり、Ａｌも微細な介在物、特に窒化物を形成する元素としてその添加量が重要であり、Ｐも結晶粒系に偏析する元素であるため、介在物の形成に影響を与えるＭｎ、Ａｌ、Ｓの添加量の比率とＰ含量の適正な比率は、介在物の粗大化を通じた結晶粒成長抑制力の除去および磁性向上に非常に重要な影響を与えられるためである。
つまり、上記組成式の値が０．８よりも小さいか、または４０よりも大きい場合は、介在物が粗大化せず、微細な介在物の分布密度が増加して結晶粒の成長を抑制し、磁区移動を妨害するなど磁性を劣位にするようになる。
また、０．０１〜１μｍ以下の大きさを有する全体介在物の個数（ＮＴｏｔ）に対する、０．１μｍ以上のＭｎＳ、ＣｕＳおよび（Ｍｎ、Ｃｕ）Ｓ複合硫化物の個数（ＮＳ≧０．１μｍ）の比率（ＮＳ≧０．１μｍ／ＮＴｏｔ）は、０．５以上であることが好ましい。
また、上記電磁鋼板内に０．０１〜１μｍの大きさを有し、硫化物を含む全体介在物の平均大きさは、０．１１μｍ以上であることが好ましい。
また、上記電磁鋼板の微細組織内にフェライト結晶粒の大きさは、５０〜１８０μｍであることが好ましい。フェライト結晶粒の大きさが増加する場合、鉄損中の履歴損失が減少するため有利であるが、鉄損中の渦流損失は増加するため、このような鉄損を最小とするのに適した結晶粒の大きさは上記のように制限される。
本発明による無方向性電磁鋼板の成分の含量を制限した理由は次のとおりである。
Ｓｉ：１．０〜４．０重量％。
上記Ｓｉは、鋼の比抵抗を増加させて鉄損中の渦流損失を低める成分であることから添加される主要元素であって、１．０％以下では低鉄損の特性を獲得し難く、４．０％を超えて添加されると冷間圧延の時に板材の破断が起こるため、１．０〜４．０重量％と制限することが好ましい。
上記Ｓｉは、鋼の比抵抗を増加させて鉄損中の渦流損失を低める成分であることから添加される主要元素であって、１．０％以下では低鉄損の特性を獲得し難く、４．０％を超えて添加されると冷間圧延の時に板材の破断が起こるため、１．０〜４．０重量％と制限することが好ましい。
Ｍｎ：０．０１〜０．１重量％。
上記Ｍｎは、Ｓｉ、Ａｌなどと共に鋼の比抵抗を増加させて鉄損を低める効果があるため、従来の無方向性電磁鋼板では、Ｍｎを少なくとも０．１％以上添加することによって鉄損を改善しようとする目的で添加されている。
上記Ｍｎは、Ｓｉ、Ａｌなどと共に鋼の比抵抗を増加させて鉄損を低める効果があるため、従来の無方向性電磁鋼板では、Ｍｎを少なくとも０．１％以上添加することによって鉄損を改善しようとする目的で添加されている。
しかし、Ｍｎ添加量が増加するほど飽和磁束密度が減少するため、磁束密度が減少し、またＳと結合して微細なＭｎＳ介在物を形成して結晶粒の成長を抑制し、磁壁移動を妨害して鉄損のうち、特に履歴損失を増加させる短所がある。
したがって、磁束密度の向上および介在物による鉄損の増加防止のために、Ｍｎ添加量を０．０１〜０．１％に制限する。
一方、本発明の好適な実施形態では、Ｍｎの含量を０．０１％以上、最大限０．０５％に維持させることができる。
Ａｌ：０．１〜０．８重量％。
上記Ａｌは、製鋼工程で鋼の脱酸のために不可避的に添加される元素であって、比抵抗を増加させる主要元素であることから、鉄損を低めるために多く添加されるが、添加時に飽和磁束密度を減少させる役割も果たす。
上記Ａｌは、製鋼工程で鋼の脱酸のために不可避的に添加される元素であって、比抵抗を増加させる主要元素であることから、鉄損を低めるために多く添加されるが、添加時に飽和磁束密度を減少させる役割も果たす。
また、Ａｌ添加量が０．１％以下と過度に少くなると、微細なＡｌＮを形成させて結晶粒の成長を抑制して磁性を低下させ、０．８％以上を超えて添加されると磁束密度が減少する原因になるため、その添加量を０．１〜０．８％に制限することが好ましい。
一方、本発明の他の実施形態では、Ａｌの含量を０．３％以上、最大限０．８％に増加させ、［Ｍｎ］＜［Ｐ］の数式を満足するように、Ｐ含量を少なくともＭｎ含量よりも多く含有させると、Ｍｎ含量が増加しても微細な析出物の形成は抑制されながら磁性を向上することができる。
Ｐ：０．０２〜０．３重量％。
上記Ｐは、比抵抗を増加させて鉄損を低めながら結晶粒系に偏析することによって磁性に有害な｛１１１｝集合組織の形成を抑制し、有利な集合組織である｛１００｝を形成することから添加され、０．３％以上添加されると圧延性を低下および磁性向上の効果が減少するため、０．０２〜０．３重量％添加することが好ましい。
上記Ｐは、比抵抗を増加させて鉄損を低めながら結晶粒系に偏析することによって磁性に有害な｛１１１｝集合組織の形成を抑制し、有利な集合組織である｛１００｝を形成することから添加され、０．３％以上添加されると圧延性を低下および磁性向上の効果が減少するため、０．０２〜０．３重量％添加することが好ましい。
また、Ｍｎがフェライト形成を抑制する元素である反面、Ｐは、フェライト相を拡張する元素であるが、［Ｍｎ］＜［Ｐ］の数式を満足するようにＭｎ含量よりもＰ含量を多く含有させることによって、熱間圧延および焼鈍の時に安定したフェライト相で作業が可能であるため、磁性に好ましい集合組織を向上させて高周波磁性を向上させるようにする。
Ｃ：０．００５重量％以下。
Ｃは、多く添加される場合、オーステナイト領域を拡大し、相変態区間を増加させ、焼鈍の時にフェライトの結晶粒の成長を抑制して鉄損を高める効果を奏し、またＴｉなどと結合して炭化物を形成して磁性を劣位にし、最終製品から電気製品へ加工後の使用時、磁気時効により鉄損を高めるため、０．００５％以下に制限する。
Ｃは、多く添加される場合、オーステナイト領域を拡大し、相変態区間を増加させ、焼鈍の時にフェライトの結晶粒の成長を抑制して鉄損を高める効果を奏し、またＴｉなどと結合して炭化物を形成して磁性を劣位にし、最終製品から電気製品へ加工後の使用時、磁気時効により鉄損を高めるため、０．００５％以下に制限する。
Ｓ：０．００１〜０．００５重量％以下。
Ｓは、磁気的特性に有害なＭｎＳ、ＣｕＳおよび（Ｃｕ、Ｍｎ）Ｓなどの硫化物を形成する元素であるため、できる限り低く添加することが好ましい。しかし、０．００１％以下で添加される場合、むしろ集合組織の形成に不利で磁性が低下するため、０．００１％以上含有するようにし、また０．００５％以上添加される場合は、微細な硫化物の増加により磁性が劣位になるため、０．００１〜０．００５％で含有するように制限する。
Ｓは、磁気的特性に有害なＭｎＳ、ＣｕＳおよび（Ｃｕ、Ｍｎ）Ｓなどの硫化物を形成する元素であるため、できる限り低く添加することが好ましい。しかし、０．００１％以下で添加される場合、むしろ集合組織の形成に不利で磁性が低下するため、０．００１％以上含有するようにし、また０．００５％以上添加される場合は、微細な硫化物の増加により磁性が劣位になるため、０．００１〜０．００５％で含有するように制限する。
Ｎ：０．００５重量％以下。
Ｎは、Ａｌ、Ｔｉなどと強く結合することによって窒化物を形成して結晶粒の成長を抑制するなど磁性に有害な元素であるため、少なく含有させることが好ましく、本発明では０．００５重量％以下に制限する。
Ｎは、Ａｌ、Ｔｉなどと強く結合することによって窒化物を形成して結晶粒の成長を抑制するなど磁性に有害な元素であるため、少なく含有させることが好ましく、本発明では０．００５重量％以下に制限する。
Ｔｉ：０．００５重量％以下。
Ｔｉは、微細な炭化物と窒化物を形成して結晶粒の成長を抑制し、多く添加されるほど増加された炭化物と窒化物により集合組織も劣位になって磁性が悪化するため、本発明では０．００５％以下に制限する。
Ｔｉは、微細な炭化物と窒化物を形成して結晶粒の成長を抑制し、多く添加されるほど増加された炭化物と窒化物により集合組織も劣位になって磁性が悪化するため、本発明では０．００５％以下に制限する。
ＳｎまたはＳｂ：０．０１〜０．２重量％。
上記ＳｎとＳｂは、結晶粒系に偏析する元素（ｓｅｇｒｅｇａｔｅｓ）であって、結晶粒系を通じた窒素の拡散を抑制し、磁性に有害な｛１１１｝集合組織を抑制し、有利な｛１００｝集合組織を増加させて磁気的特性を向上させるために添加する。
上記ＳｎとＳｂは、結晶粒系に偏析する元素（ｓｅｇｒｅｇａｔｅｓ）であって、結晶粒系を通じた窒素の拡散を抑制し、磁性に有害な｛１１１｝集合組織を抑制し、有利な｛１００｝集合組織を増加させて磁気的特性を向上させるために添加する。
上記ＳｎとＳｂの単独またはその合計を０．２％超過添加すると結晶粒の成長を抑制して磁性を落とし、圧延性状が悪化するため、Ｓｎ、Ｓｂの単独またはその合計を０．０１〜０．２％に添加する。
上記不可避的不純物は、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｍｏ、Ｖを含み、上記Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒの含量は、それぞれ０．０５重量％以下で添加され、上記Ｚｒ、Ｍｏ、Ｖの含量は、それぞれ０．０１重量％以下で添加される。
上記不純物は、製鋼工程などで不可避的に添加され得、Ｃｕ、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与えるため、これら含量をそれぞれ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、できる限り添加しないことが好ましく、それぞれ０．０１重量％以下で含有されるようにする。
上記組成以外の残りは、Ｆｅおよび製鋼工程で添加され得るその他不可避的不純物を含む。
次に、本発明の他の実施形態による無方向性電磁鋼板の製造方法について説明する。
重量％で、Ｃ：０．００５％以下、Ｓｉ：１．０〜４．０％、Ａｌ：０．１〜０．８％、Ｍｎ：０．０１〜０．１％、Ｐ：０．０２〜０．３％、Ｎ：０．００５％以下、Ｓ：０．００１〜０．００５％、Ｔｉ：０．００５％以下、ＳｎおよびＳｂのうち少なくとも一つが０．０１〜０．２％を含有し、残部はＦｅおよびその他不可避的不純物を含み、
上記Ｍｎ、Ａｌ、Ｐ、Ｓは、下記式を満足するスラブを１，２００℃以下に加熱した後、圧延して熱延鋼板を製造する。
１０．８≦｛［Ｍｎ］／（１００×［Ｓ］）＋［Ａｌ］｝／［Ｐ］≦４０
（ここで、［Ｍｎ］、［Ａｌ］、［Ｐ］、［Ｓ］は、それぞれＭｎ、Ａｌ、Ｐ、Ｓの重量％を意味する。）
上記Ｍｎ、Ａｌ、Ｐ、Ｓは、下記式を満足するスラブを１，２００℃以下に加熱した後、圧延して熱延鋼板を製造する。
１０．８≦｛［Ｍｎ］／（１００×［Ｓ］）＋［Ａｌ］｝／［Ｐ］≦４０
（ここで、［Ｍｎ］、［Ａｌ］、［Ｐ］、［Ｓ］は、それぞれＭｎ、Ａｌ、Ｐ、Ｓの重量％を意味する。）
上記加熱温度が１，２００℃超過である場合、スラブ内に存在するＡｌＮ、ＭｎＳなどの析出物が再固溶された後、熱間圧延の時に微細析出されて結晶粒の成長を抑制し、磁性を低下させるため、再加熱温度は１，２００℃以下に制限する。
熱間圧延時の仕上げ圧延は、フェライト相で終了し、板状矯正のために最終圧下率は２０％以下で施す。
上記のように製造された熱延鋼板を７００℃下で巻取りし、空気中で冷却する。巻取り冷却された熱延鋼板は、必要時に熱延板焼鈍し、酸洗し、冷間圧延し、最後に冷延板焼鈍する。
熱延板焼鈍は、磁性改善のために必要な場合に熱延板を焼鈍することであり、熱延板焼鈍温度は８５０〜１，１５０℃とする。熱延板焼鈍温度が８５０℃よりも低い場合には結晶粒の成長が不充分であり、１，１５０℃を超える場合には結晶粒が過度に成長して板の表面欠陥が過多になるため、焼鈍温度は８５０〜１，１５０℃とする。
通常の方法で酸洗した熱延鋼板または焼鈍した熱延鋼板は冷間圧延する。
冷間圧延は、０．１０ｍｍから０．７０ｍｍの厚さに最終圧延する。必要時、１次冷間圧延と中間焼鈍の後、２次冷間圧延することができ、最終圧下率は５０〜９５％の範囲とすることが好ましい。
最終冷間圧延された鋼板は、冷延板焼鈍（仕上げ焼鈍）する。冷延鋼板を焼鈍する工程で焼鈍時、冷延板焼鈍（仕上げ焼鈍）温度は８５０〜１，１００℃とする。
冷延板焼鈍温度（仕上げ焼鈍）が８５０℃未満では、結晶粒の成長が不十分で磁性に有害な集合組織である｛１１１｝集合組織が増加し、１，１００℃超過では結晶粒が過度に成長して磁性に悪い影響を与えられるため、冷延鋼板の仕上げ焼鈍温度は８５０〜１，１００℃とする。
次いで、上記焼鈍板は絶縁被膜処理されてもよい。
以下、実施例を通じて本発明の好適な実施形態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。但し、下記実施例は、本発明を例示するものに過ぎず、本発明の内容は下記実施例により限定されない。
＜実施例１＞
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、Ａｌ、Ｐ、Ｓの量を変化させてその影響を観察した。各鋼塊は１１８０℃で加熱し、２．１ｍｍの厚さに熱間圧延した後、巻取りした。空気中で巻取りし、冷却した熱延鋼板は１０８０℃で３分間焼鈍し、酸洗した後、０．３５ｍｍ厚さに冷間圧延し、冷延板焼鈍は１０５０℃で９０秒間最終焼鈍を行った。それぞれの試片に対して０．０１μｍ以上１μｍ以下の介在物の数、０．１μｍ以上の大きさを有する硫化物の数、鉄損および磁束密度を測定した。その結果を下記表２に示す。
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、Ａｌ、Ｐ、Ｓの量を変化させてその影響を観察した。各鋼塊は１１８０℃で加熱し、２．１ｍｍの厚さに熱間圧延した後、巻取りした。空気中で巻取りし、冷却した熱延鋼板は１０８０℃で３分間焼鈍し、酸洗した後、０．３５ｍｍ厚さに冷間圧延し、冷延板焼鈍は１０５０℃で９０秒間最終焼鈍を行った。それぞれの試片に対して０．０１μｍ以上１μｍ以下の介在物の数、０．１μｍ以上の大きさを有する硫化物の数、鉄損および磁束密度を測定した。その結果を下記表２に示す。
本発明で介在物の大きさ、種類および分布を分析するための方法としては、試片から抽出されたカーボンレプリカを透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）で観察し、ＥＤＳで分析する方法を用いた。
ＴＥＭ観察は、偏ることなくランダムに選択された領域で０．０１μｍ大きさ以上の介在物が明確に観察される倍率に設定後、少なくとも１００枚以上のイメージで撮影して現れる全ての介在物の大きさおよび分布を測定し、またＥＤＳスペクトルを通じて炭窒化物、硫化物など介在物の種類を分析した。
本発明で介在物の大きさおよび分布を分析することにおいて、０．０１μｍ以下の介在物の場合、観察および測定に困難があるだけでなく、磁性に及ぼす影響が小さく、かつ１μｍ以上のＳｉＯ２、Ａｌ２Ｏ３のような酸化物も観察されたが、磁性に及ぼす影響が小さいため、本発明の分析対象には含ませなかった。
上記表２に示されているように、本発明の［Ｍｎ］、［Ａｌ］、［Ｐ］、［Ｓ］および０．８≦｛［Ｍｎ］／（１００×［Ｓ］）＋［Ａｌ］｝／［Ｐ］≦４０の組成式を満足する鋼種Ａ１、Ａ２、Ａ３、Ａ６、Ａ７、Ａ１１、Ａ１２、Ａ１３は、０．０１μｍ以上１μｍ以下の介在物の平均大きさも０．１１μｍ以上であり、０．０１μｍ以上１μｍ以下の介在物の個数のうち、０．１μｍ以上の大きさを有するＭｎＳ、ＣｕＳまたは複合硫化物の個数比である（ＮＳ≧０．１μｍ／ＮＴｏｔ）も０．５以上と示され、その結果、鉄損が低く、磁束密度も高かった。
反面、Ａ４、Ａ８、Ａ１０は、Ｍｎ、Ｐ、Ａｌなどが管理範囲を逸脱して上記組成式を満足せず、０．０１μｍ以上１μｍ以下の介在物の平均大きさも０．１１μｍ以下で微細であり、０．０１μｍ以上１μｍ以下の介在物の個数のうち、０．１μｍ以上の大きさを有するＭｎＳ、ＣｕＳまたは複合硫化物の個数比であるＮＳ≧０．１μｍ／ＮＴｏｔも０．５以下であり、その結果、鉄損と磁束密度が劣位であった。
Ａ５とＡ１４、Ａ１５は、それぞれＡｌとＭｎ、Ｐが管理範囲を逸脱し、その結果、０．０１μｍ以上１μｍ以下の介在物の平均大きさも０．１１μｍ以下で微細であり、０．０１μｍ以上１μｍ以下の介在物の個数のうち、０．１μｍ以上の大きさを有するＭｎＳ、ＣｕＳまたは複合硫化物の個数比である（ＮＳ≧０．１μｍ／ＮＴｏｔ）も０．５以下であり、鉄損と磁束密度が劣位であった。
Ａ９の場合は、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ａｌは成分管理範囲は満足したが、上記組成式を満足せず、その結果、０．０１μｍ以上１μｍ以下の介在物の平均大きさも０．１１μｍ以下で微細であり、０．０１μｍ以上１μｍ以下の介在物の個数のうち、０．１μｍ以上の大きさを有するＭｎＳ、ＣｕＳまたは複合硫化物の個数比である（ＮＳ≧０．１μｍ／ＮＴｏｔ）も０．５以下であり、鉄損と磁束密度が劣位であった。
＜実施例２＞
真空溶解を通じて下記表３のとおり組成される鋼塊を製造した。この時、熱延板焼鈍および冷延板焼鈍温度が介在物の大きさおよび分布と磁性に及ぼす影響を観察した。各鋼塊は、１，１８０℃で加熱し、２．５ｍｍの厚さに熱間圧延した後、巻取りした。空気中で巻取りし、冷却した熱延鋼板は、８００〜１，２００℃で２分間焼鈍し、酸洗した後、０．３５ｍｍ厚さに冷間圧延し、冷延板焼鈍は８００〜１，２００℃で５０秒間最終焼鈍を行った。それぞれの試片に対して０．０１μｍ以上１μｍ以下の介在物の数および、０．１μｍ以上の大きさを有する硫化物の数、鉄損および磁束密度を測定した。その結果を下記表４に示す。
真空溶解を通じて下記表３のとおり組成される鋼塊を製造した。この時、熱延板焼鈍および冷延板焼鈍温度が介在物の大きさおよび分布と磁性に及ぼす影響を観察した。各鋼塊は、１，１８０℃で加熱し、２．５ｍｍの厚さに熱間圧延した後、巻取りした。空気中で巻取りし、冷却した熱延鋼板は、８００〜１，２００℃で２分間焼鈍し、酸洗した後、０．３５ｍｍ厚さに冷間圧延し、冷延板焼鈍は８００〜１，２００℃で５０秒間最終焼鈍を行った。それぞれの試片に対して０．０１μｍ以上１μｍ以下の介在物の数および、０．１μｍ以上の大きさを有する硫化物の数、鉄損および磁束密度を測定した。その結果を下記表４に示す。
上記表３に示されているように、本発明の［Ｍｎ］、［Ａｌ］、［Ｐ］、［Ｓ］および０．８≦｛［Ｍｎ］／（１００×［Ｓ］）＋［Ａｌ］｝／［Ｐ］≦４０の組成式を満足し、熱延板焼鈍温度と冷延板焼鈍温度を満足する鋼種Ｂ１、Ｂ２、Ｂ３、Ｂ４、Ｂ８、Ｂ９、Ｂ１０、Ｂ１１は、０．０１μｍ以上１μｍ以下の介在物の平均大きさも０．１１μｍ以上であり、０．０１μｍ以上１μｍ以下の介在物の個数のうち、０．１μｍ以上の大きさを有するＭｎＳ、ＣｕＳまたは複合硫化物の個数比である（ＮＳ≧０．１μｍ／ＮＴｏｔ）も０．５以上であり、その結果、鉄損は低く、磁束密度は高かった。
反面、Ｂ５、Ｂ７とＢ１２は、［Ｍｎ］、［Ａｌ］、［Ｐ］、［Ｓ］および０．８≦｛［Ｍｎ］／（１００×［Ｓ］）＋［Ａｌ］｝／［Ｐ］≦４０の組成式を満足したが、熱延板焼鈍温度が本発明の範囲を逸脱して微細な介在物の分率が増加して１μｍ以下の介在物の平均大きさも０．１１μｍ以下であり、０．０１μｍ以上１μｍ以下の介在物の個数のうち、０．１μｍ以上の大きさを有するＭｎＳ、ＣｕＳまたは複合硫化物の個数比（ＮＳ≧０．１μｍ／ＮＴｏｔ）も０．５以下であり、その結果、鉄損と磁束密度が劣位であった。
また、Ｂ６とＢ１４は、［Ｍｎ］、［Ａｌ］、［Ｐ］、［Ｓ］および０．８≦｛［Ｍｎ］／（１００×［Ｓ］）＋［Ａｌ］｝／［Ｐ］≦４０の組成式を満足したが、冷延板焼鈍温度が本発明の範囲を逸脱して１μｍ以下の介在物の平均大きさも０．１１μｍ以下であり、０．０１μｍ以上１μｍ以下の介在物の個数のうち、０．１μｍ以上の大きさを有するＭｎＳ、ＣｕＳまたは複合硫化物の個数比（ＮＳ≧０．１μｍ／ＮＴｏｔ）も０．５以下であり、また結晶粒が過度に粗大または微細であり、その結果も鉄損と磁束密度が劣位であった。
Ｂ１３は、［Ｍｎ］、［Ａｌ］、［Ｐ］、［Ｓ］および０．８≦｛［Ｍｎ］／（１００×［Ｓ］）＋［Ａｌ］｝／［Ｐ］≦４０の組成式を満足したが、熱延板焼鈍温度と冷延板焼鈍温度が共に本発明の範囲を逸脱して１μｍ以下の介在物の平均大きさも０．１１μｍ以下であり、０．０１μｍ以上１μｍ以下の介在物の個数のうち、０．１μｍ以上の大きさを有するＭｎＳ、ＣｕＳまたは複合硫化物の個数比（ＮＳ≧０．１μｍ／ＮＴｏｔ）も０．５以下であり、その結果、磁性が劣位であった。
次に、本発明の好適な他の実施形態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。但し、下記実施例は本発明を例示するものに過ぎず、本発明の内容は下記実施例により限定されない。
本発明の好適な他の実施形態による無方向性電磁鋼板製造方法は、Ｓｉ、Ａｌ、ＭｎおよびＰを添加した成分系において、フェライト相拡張元素を増加、つまり、Ａｌを０．３〜０．８％添加し、かつＰ量を少なくともＭｎ量よりも多く添加すると、Ｍｎ含量を０．０１〜０．２％に、より好ましくは０．０１〜０．０５％の範囲に制御することによって、微細なＡｌＮなどの介在物の生成を抑制しながら粗大な介在物の分布密度を高めることによって、高周波磁性を改善することができる。
また、Ａｌ含量を０．３〜０．８％に増加させ、［Ｍｎ］＜［Ｐ］の数式を満足するようにＰ含量を少なくともＭｎ量よりも多く含有させると、Ｍｎ含量が増加しても微細な析出物は抑制されながら磁性が向上する。したがって、Ａｌが０．３〜０．８％であり、Ｓが０．００１〜０．００５％である無方向性電磁鋼板において、Ｍｎを０．０１〜０．０５％に含有させ、Ｐを０．０２〜０．３％に含有させ、但し、［Ｍｎ］＜［Ｐ］を満足するようにＭｎよりもＰを多く添加することによって、電磁鋼板の高周波磁性を向上させることができる。
上記Ｍｎは、フェライトの形成を抑制する元素である反面、ＡｌとＰは、フェライト相を拡張する元素であるため、フェライト形成元素であるＡｌとＰを増加させることによって熱間圧延および焼鈍の時に安定したフェライト相で作業が可能になり、上記Ｐは、結晶粒系に偏析して磁性に有利な｛１００｝集合組織を良好に発達させて磁性を向上させることができる。
＜実施例３＞
下記表５のように組成される鋼塊を製造してＭｎ、Ａｌ、Ｐ、Ｓの量を変化させてその影響を調査した。各鋼塊は、１１６０℃で加熱し、２．５ｍｍの厚さに熱間圧延した後、巻取りした。空気中で巻取りし、冷却した熱延鋼板は、１０５０℃で３分間焼鈍し、酸洗した後、０．３５ｍｍ厚さに冷間圧延し、冷延板焼鈍は１０５０℃で６０秒間最終焼鈍を行った。それぞれの試片に対して０．０１〜１μｍの介在物の数、０．１μｍ以上の大きさを有する硫化物の数、鉄損および磁束密度を測定した。その結果を下記表６に示す。
下記表５のように組成される鋼塊を製造してＭｎ、Ａｌ、Ｐ、Ｓの量を変化させてその影響を調査した。各鋼塊は、１１６０℃で加熱し、２．５ｍｍの厚さに熱間圧延した後、巻取りした。空気中で巻取りし、冷却した熱延鋼板は、１０５０℃で３分間焼鈍し、酸洗した後、０．３５ｍｍ厚さに冷間圧延し、冷延板焼鈍は１０５０℃で６０秒間最終焼鈍を行った。それぞれの試片に対して０．０１〜１μｍの介在物の数、０．１μｍ以上の大きさを有する硫化物の数、鉄損および磁束密度を測定した。その結果を下記表６に示す。
上記表６に示されているように、本発明の［Ｍｎ］、［Ａｌ］、［Ｐ］、［Ｓ］の成分範囲で、［Ｍｎ］＜［Ｐ］と０．８≦［｛［Ｍｎ］／（１００×［Ｓ］）｝＋［Ａｌ］］／［Ｐ］≦４０の組成式を満足する鋼種であるＣ１〜Ｃ３、Ｃ１１は、０．０１〜１μｍの介在物の平均大きさも０．１１μｍ以上であり、０．０１〜１μｍの介在物の個数のうち、０．１μｍ以上の大きさを有するＭｎＳ、ＣｕＳまたは複合硫化物の個数比である（ＮＳ≧０．１μｍ／ＮＴｏｔ）も０．５以上であり、高周波における鉄損が低く、磁束密度も高いことが分かる。
反面、比較例であるＣ４〜Ｃ８、Ｃ１４〜Ｃ１６は、Ｍｎ、Ｐ、Ａｌなどが管理範囲を逸脱したり上記組成関係式（１）を満足せず、０．０１〜１μｍの介在物の平均大きさも０．１１μｍ以下で微細であり、０．０１〜１μｍの介在物の個数のうち、０．１μｍ以上の大きさを有するＭｎＳ、ＣｕＳまたは複合硫化物の個数比であるＮＳ≧０．１μｍ／ＮＴｏｔも０．５以下であり、高周波における鉄損と磁束密度が劣位であった。
また、比較例Ｃ４は、ＭｎとＡｌ含量が発明の範囲を逸脱し、Ｃ５、Ｃ６は、Ａｌ量が過度であり、Ｃ６は、Ｍｎ量がＰ量よりも少ない。Ｃ７、Ｃ８は、Ｍｎ量が過度であり、Ｍｎ量がＰ量よりも多い。Ｃ１４〜Ｃ１６は、Ｍｎ量がＰ量よりも多く、特にＣ１５はＳ量が過度に低く、Ｃ１６はＡｌ含量が０．３％未満水準である。したがって、０．０１〜１μｍの介在物の平均大きさも０．１１μｍ以下で微細であり、０．０１〜１μｍの介在物の個数のうち、０．１μｍ以上の大きさを有するＭｎＳ、ＣｕＳまたは複合硫化物の個数比である（ＮＳ≧０．１μｍ／ＮＴｏｔ）も０．５以下であり、鉄損と磁束密度が劣位であった。
＜実施例４＞
重量％で、Ｃ：０．００２５％、Ｓｉ：２．８９％、Ｍｎ：０．０３％、Ｐ：０．１５％、Ｓ：０．００２％、Ａｌ：０．３５％、Ｎ：０．００１７％、Ｔｉ：０．００１１％、残りはＦｅおよびその他不可避的不純物から組成されるスラブを１１５０℃に再加熱した後、２．０ｍｍ厚さの熱延鋼板で製造し、６５０℃で巻取りし、空気中で冷却した。熱延板は、表７のように３分間連続焼鈍し、酸洗し、０．２ｍｍの厚さに冷間圧延し、冷延板焼鈍は窒素７０％、水素３０％で１分間焼鈍した。それぞれの試片に対して０．０１〜１μｍの介在物の数、０．１μｍ以上の大きさを有する硫化物の数、鉄損および磁束密度を測定し、磁性測定器を用いて鉄損および磁束密度を測定した。その結果を下記表７に示す。
重量％で、Ｃ：０．００２５％、Ｓｉ：２．８９％、Ｍｎ：０．０３％、Ｐ：０．１５％、Ｓ：０．００２％、Ａｌ：０．３５％、Ｎ：０．００１７％、Ｔｉ：０．００１１％、残りはＦｅおよびその他不可避的不純物から組成されるスラブを１１５０℃に再加熱した後、２．０ｍｍ厚さの熱延鋼板で製造し、６５０℃で巻取りし、空気中で冷却した。熱延板は、表７のように３分間連続焼鈍し、酸洗し、０．２ｍｍの厚さに冷間圧延し、冷延板焼鈍は窒素７０％、水素３０％で１分間焼鈍した。それぞれの試片に対して０．０１〜１μｍの介在物の数、０．１μｍ以上の大きさを有する硫化物の数、鉄損および磁束密度を測定し、磁性測定器を用いて鉄損および磁束密度を測定した。その結果を下記表７に示す。
上記表７から、参考例１〜３は、熱延板焼鈍温度および冷延板焼鈍温度が発明の範囲を満足しているが、比較例１は、熱延板焼鈍温度が低く、比較例２は、冷延板焼鈍温度が低い。
参考例では、成分系が［Ｍｎ］＜［Ｐ］であり、上記組成関係式（１）を満足し、熱延板焼鈍温度と冷延板焼鈍温度を満足しても、０．０１〜１μｍの介在物の平均大きさが変わることがあり、０．０１〜１μｍの介在物の個数のうち、０．１μｍ以上の大きさを有するＭｎＳ、ＣｕＳまたは複合硫化物の個数比である（ＮＳ≧０．１μｍ／ＮＴｏｔ）も変わることがある。
以上で、本発明の実施形態を説明したが、本発明が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、他の具体的な形態に実施できることを理解できるはずである。
したがって、以上で記述した実施形態は、あらゆる面で例示的なものであり、限定的なものではないことを理解しなければならない。本発明の範囲は、上記の詳細な説明よりは特許請求の範囲により示され、特許請求の範囲の意味および範囲、そしてその均等概念から導き出される全ての変更または変更された形態は、本発明の範囲に含まれると解釈されなければならない。
Claims (8)
- 重量％で、Ｃ：０．００５％以下、Ｓｉ：１．０〜４．０％、Ａｌ：０．１〜０．８％、Ｍｎ：０．０１〜０．０７％、Ｐ：０．０２〜０．３％、Ｎ：０．００５％以下、Ｓ：０．００１２〜０．００５％、Ｔｉ：０．００５％以下、ＳｎおよびＳｂのうち少なくとも一つ：ＳｎおよびＳｂの合計で０．０１〜０．２％を含有し、残部はＦｅおよびその他不可避的不純物からなり、
前記Ｍｎ、Ａｌ、Ｐ、Ｓは、下記式を満足し、
０．０１〜１μｍ以下の大きさを有する全ての介在物の個数（ＮＴｏｔ）に対する、０．１μｍ以上のＭｎＳ、ＣｕＳおよび（Ｍｎ、Ｃｕ）Ｓ複合硫化物の個数（ＮＳ≧０．１μｍ）の比率（ＮＳ≧０．１μｍ／ＮＴｏｔ）が０．５１以上であり、
０．０１〜１μｍの大きさを有し、硫化物を含む全ての介在物の平均大きさは、０．１１４μｍ以上である、無方向性電磁鋼板。
０．８≦｛［Ｍｎ］／（１００×［Ｓ］）＋［Ａｌ］｝／［Ｐ］≦４０
（ここで、［Ｍｎ］、［Ａｌ］、［Ｐ］、［Ｓ］は、それぞれＭｎ、Ａｌ、Ｐ、Ｓの重量％を意味する。） - 重量％で、Ｍｎ：０．０１〜０．０５％を含む、請求項１に記載の無方向性電磁鋼板。
- 重量％で、Ａｌ：０．３〜０．８％を含み、
［Ｍｎ］＜［Ｐ］を満足する（ここで、［Ｍｎ］、［Ｐ］は、それぞれＭｎ、Ｐの重量％を意味する）、請求項１または２に記載の無方向性電磁鋼板。 - 前記不可避的不純物は、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｍｏ、Ｖのうち一つ以上を含み、前記Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒの含量は、それぞれ０．０５重量％以下であり、前記Ｚｒ、Ｍｏ、Ｖの含量は、それぞれ０．０１重量％以下である、請求項３に記載の無方向性電磁鋼板。
- 前記電磁鋼板の微細組織内の結晶粒の大きさは、５０〜１８０μｍである、請求項１に記載の無方向性電磁鋼板。
- 重量％で、Ｃ：０．００５％以下、Ｓｉ：１．０〜４．０％、Ａｌ：０．１〜０．８％、Ｍｎ：０．０１〜０．０７％、Ｐ：０．０２〜０．３％、Ｎ：０．００５％以下、Ｓ：０．００１２〜０．００５％、Ｔｉ：０．００５％以下、ＳｎおよびＳｂのうち少なくとも一つ：ＳｎおよびＳｂの合計で０．０１〜０．２％を含有し、残部はＦｅおよびその他不可避的不純物からなり、
前記Ｍｎ、Ａｌ、Ｐ、Ｓは、下記式を満足するスラブを提供する段階と、
０．８≦｛［Ｍｎ］／（１００×［Ｓ］）＋［Ａｌ］｝／［Ｐ］≦４０
（ここで、［Ｍｎ］、［Ａｌ］、［Ｐ］、［Ｓ］は、それぞれＭｎ、Ａｌ、Ｐ、Ｓの重量％を意味する。）
前記スラブを１，２００℃以下に加熱した後、圧延して熱延鋼板を製造する段階と、
前記熱延鋼板を８５０〜１，１５０℃で熱延板焼鈍し酸洗した後、０．１０〜０．７０ｍｍに圧延して冷延鋼板を製造する段階と、
前記冷延鋼板を８５０〜１，１００℃で仕上げ焼鈍する段階と、
を含む、無方向性電磁鋼板の製造方法。 - 前記スラブは、重量％で、Ｍｎ：０．０１〜０．０５％を含む、請求項６に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
- 前記スラブは、重量％で、Ａｌ：０．３〜０．８％を含み、
［Ｍｎ］＜［Ｐ］を満足する（ここで、［Ｍｎ］、［Ｐ］は、それぞれＭｎ、Ｐの重量％を意味する。）、請求項６または７に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
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