JPH09302414A - 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】 珪素鋼板の成分値と仕上焼鈍後の冷却パター
ンを規定することにより、低磁場特性の優れた無方向性
電磁鋼板を得る。 【解決手段】 Ｃ：０．０１％以下、Ｓｉ：４％以下、
Ｍｎ：０．１〜０．８％、Ａｌ：０．００４％以下また
は０．１〜１％を含有し、Ｃｕ：０．０５％以下（０を
含む）、Ｓ：０．０１５％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、残部実質的にＦｅ及び不可避不純物である珪素
鋼スラブを冷延鋼板とし仕上焼鈍後、均熱温度から急冷
開始温度ＴＳまでを１０℃／ｓ以下の平均冷却速度ＶＳ
で冷却し、６００℃から５００℃の温度域にある急冷開
始温度ＴＳから３００℃までの間を１０〜５０℃／ｓの
平均冷却速度ＶＱで急冷する。

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に関し、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やコンプレッサモータの鉄心材料に
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駆動による
大型モータやコンプレッサーモータは、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。

【０００３】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。

【０００４】一般に、低磁場での磁気特性は結晶粒径の
増大とともに向上するため、仕上焼鈍もしくは磁性焼鈍
時に粒成長を阻害する因子を出来るだけ低減させる観点
からの検討が行なわれている。また粒成長のドライビン
グフォースを高める観点からの検討も盛んに行なわれて
いる。

【０００５】前者は、鋼板中の介在物・析出物の形状・
分布・組成を制御し、結晶粒成長を妨げるピンニングサ
イトを減少させることを狙いとしており、特開昭６１−
２６６０５９号公報に例示されるとおりである。本号公
報では、直径１０μｍ以上の大きさの介在物を１０００
個／mm² 以下に制御し、平均結晶粒径を５０μｍ以上と
することによってＢ1 特性を向上させている。

【０００６】また後者は圧延条件・焼鈍条件を特定の範
囲とすることによって結晶粒成長を実現させるものであ
り、例えば特公平４−３４６１４号公報には、２次冷間
圧延を圧下率１〜１５％かつ圧延速度５００〜２５００
ｍ／min の条件で行なうことによってＢ1 特性を向上さ
せることが開示されている。また特開平３−２０２４２
４号公報には再結晶焼鈍を実施する際に焼鈍雰囲気を制
御するとともに、加熱速度・均熱温度・均熱時間を特定
の範囲にすると低磁場特性が向上すること、特開平３−
２０２４２５号公報には、最終焼鈍を２段階とする方法
が低磁場特性に有効であることが、それぞれ開示されて
いる。

【０００７】また低磁場特性には言及していないが、介
在物制御の観点から結晶粒を粗大化させる方法として、
ＳｉおよびＳ量に対して特定範囲のＭｎ量にすることに
より、凝固過程でのＭｎＳを増大させ、ピンニングサイ
トとして機能しにくい粗大なＭｎＳとする技術が特開平
３−２４９１１５号公報に、スラブ加熱温度を１１５０
℃以下と低い温度に設定し、ＭｎＳの再固溶を防止する
ことによって微細に分散しやすい再析出ＭｎＳ量を制御
する技術が特開昭６２−１９９７２０号公報に、酸化物
の組成を制御する技術が特開平１−１５２２３９号公報
に、それぞれ開示されている。

【０００８】

【発明が解決しようとする課題】しかしながら益々高ま
る省エネルギーの要請、電気機器の効率向上、小型化、
高い応答性に応える低磁場特性に優れた無方向性電磁鋼
板を得ようとする場合、特開昭６１−２６６０５９号公
報に示される方法では未だ不十分であり、介在物の単な
る形状・分布制御を越える新たな視点からの検討が必要
である。また特開平３−２４１１５号公報、特開昭６２
−１９９７２０号公報および特開平１−１５２２３９号
公報に示されるような従来概念に基づくＭｎＳ、ＡｌＮ
の粗大化あるいは酸化物の組成制御のみでは目標とする
性能が得られず、これまた新たなメカニズムに基づく検
討が必要である。さらに特公平４−３４６１４号公報、
特開平３−２０２４２４号公報および特開平３−２０２
４２５号公報に示される方法は複雑な工程をもたらし経
済的に不利である。

【０００９】本発明は、このような事情に鑑みなされた
ものであり、新たな視点に基づき、低磁場特性を向上さ
せた無方向性電磁鋼板を提供することを目的としてい
る。

【００１０】

【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％以下または０．１〜
１％を含有し、Ｃｕ：０．０５％以下（０を含む）、
Ｓ：０．０１５％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、
残部実質的にＦｅ及び不可避不純物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) 前記冷延鋼板に仕上焼鈍を施す際
に、均熱温度から急冷開始温度ＴＳまでを１０℃／ｓ以
下の平均冷却速度ＶＳで冷却し、６００℃から５００℃
の温度域にある急冷開始温度ＴＳから３００℃までの間
を１０〜５０℃／ｓの平均冷却速度ＶＱで急冷する工
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。

【００１１】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。

【００１２】（発明に至る経緯）本発明者らが、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、鋼中に微細に析出しているＣｕＳが磁壁の移動を妨
げていることが判明した。

【００１３】よって、低磁場特性の優れたものとするた
めには、ＣｕＳの析出を防止することが必要となる。Ｃ
ｕＳの析出を防止するためには、鋼中へのＣｕの混入を
防止すればよいが、そのためには鉱石等を厳選する必要
があり、コストアップとなることは避けられない。そこ
で本発明者らは，仕上焼鈍後の冷却速度を制御すること
によりＣｕＳを固溶させ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、更に詳細に説明する。

【００１４】(1) 冷却パターン 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。

【００１５】まず始めに、化学組成がＣ：０．００３０
％，Ｓｉ：１．１２％，Ｍｎ：０．１３％，Ｐ：０．０
５１％，Ｓ：０．００３％，Ａｌ：０．１３％，Ｎ：
０．００２１％の鋼を１０チャージ溶製し、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。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１００turn巻き線後、低磁場特性を測
定した。

【００１６】その結果、同一成分の鋼であっても、磁化
力１００Ａ／ｍまで磁化したときの磁束密度Ｂ₁ が０．
７〜１．１Ｔと大きくばらつくことが判明した。

【００１７】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、０．２〜０．
５μｍ程度のＡｌ₂ Ｏ₃ ，ＡｌＮおよびＭｎＳが観察さ
れ、低磁場特性によらず大きさおよび量はほぼ同程度で
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ＣｕＳであることが確認さ
れた。 このことより、低磁場領域の磁壁移動には数十
ｎｍのＣｕＳ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ＣｕＳを極力低減することが、磁
壁の移動を容易にし、低磁場特性を高め、逆にＣｕＳが
多くなると磁壁移動の障害となり、低磁場特性を低下さ
せることが判明した。

【００１８】そこで、こうした微細なＣｕＳの生成を防
止する手法について検討を行なった。ＣｕＳの析出を防
止するためには、鋼中へのＣｕ、Ｓの混入を防止すれば
よいが、そのためには鉱石等を厳選する必要があり、コ
ストアップとなることは避けられない。そこで本発明者
らは仕上焼鈍後の冷却速度を制御することにより、Ｃｕ
Ｓを鋼中に固溶させる技術について検討した。

【００１９】(a) 急冷開始温度 まず、ＣｕＳを固溶させるため仕上焼鈍後、鋼板を急冷
した。鋼板の成分は、Ｃ：０．００２１％、Ｓｉ：０．
７５％、Ｍｎ：０．４５％、Ｐ：０．１００％、Ａｌ：
０．３０％、Ｎ：０．００２０％、Ｃｕ：０．０２％、
Ｓ：０．００２％、残部がＦｅ及び不可避不純物である
ものを使用した。これを冷間圧延により板厚０．５mmと
し、引き続き８５０℃×２分間の仕上焼鈍を施し、仕上
焼鈍後の急冷開始温度を８００℃から２００℃まで変化
させた。急冷開始までの冷速は５℃／ｓ一定とし、急冷
速度は３０℃／ｓ一定とした。

【００２０】仕上焼鈍後の急冷開始温度と磁束密度Ｂ₁
の関係を図１に示す。図１より急冷開始温度が500 ℃か
ら600 ℃の場合にはＢ₁ は高くなるが、５００℃未満も
しくは６００℃超において急冷を開始した場合にはＢ₁
は低下することがわかる。また、急冷開始温度が３００
℃以下ではＢ₁ はほぼ一定となることも明らかとなっ
た。

【００２１】このように急冷を行った場合のＣｕＳの状
態を調査するため抽出レプリカによるＴＥＭ観察を行っ
た。その結果、５００℃以上で急冷を開始したサンプル
においてはＣｕＳはほとんど観察されず、その他の析出
物も観察されなかった。これに対し、５００℃未満で急
冷を開始したサンプルにおいてはＣｕＳが観察され、Ｃ
ｕＳの量は急冷開始温度が３００℃までは、急冷開始温
度の低下に伴い多くなることが判明した。このことよ
り、５００℃未満におけるＢ₁ の低下はＣｕＳの析出に
起因するものであることがわかる。

【００２２】また、急冷開始温度が３００℃以下におい
ては、ＣｕＳの析出量は変化しないことも明らかとなっ
た。このことは、ＣｕＳの析出は３００℃以上で終了し
ていることを示しており、３００℃以下の領域ではＣｕ
Ｓの析出は起こらないことが判明した。

【００２３】一方、急冷開始温度が６００℃超において
は、ＣｕＳが観察されないにも関わらずＢ₁ が低下して
いる。これは、熱収縮により鋼板中に歪みが導入される
ためである。このような、歪みの導入は鋼板温度が６０
０℃以下となった場合には非常に小さくなる。

【００２４】以上のことより、仕上焼鈍温度から少なく
とも６００℃までは徐冷し６００〜５００℃の範囲にお
いて急冷を開始し、３００℃まで急冷すれば鋼板への冷
却歪みの導入を押さえつつ、ＣｕＳの析出も抑制出来る
ことがわかる。

【００２５】(b) 急冷開始温度までの冷却速度 次に均熱温度から急冷開始温度までの冷却速度について
検討した。使用した鋼板の成分は、Ｃ：０．００２１
％、Ｓｉ：０．３０％、Ｍｎ：０．４５％、Ｐ：０．１
００％、Ａｌ：ｔｒ（分析で検知せず）、Ｎ：０．００
２０％、Ｃｕ：０．０１０％、Ｓ：０．００２％、残部
がＦｅ及び不可避不純物である。この鋼板を冷間圧延に
より板厚０．５mmとし、引き続き８３０℃×２分間の仕
上焼鈍を施し、均熱温度から６００℃までの平均冷却速
度を２℃／ｓ〜１５℃／ｓと変化させ、６００℃から３
００℃まで平均冷速３０℃／ｓの急冷を施した。このよ
うにして得られた鋼板の磁束密度Ｂ₁ を外径４５mm内径
３３mmのリング試料により測定した。

【００２６】図２は、均熱温度から６００℃までの平均
冷却速度とＢ₁ の関係を示している。図２より、均熱温
度から６００℃までの平均冷却速度が１０℃／ｓ以下で
あれば良好な低磁場特性が得られるが、１０℃／ｓ超に
おいては低磁場特性が低下することがわかる。これは、
冷却速度が１０℃／ｓを越えると鋼板に冷却歪みが導入
されるためである。以上のことより、600 ℃超での平均
冷却速度は10℃/s以下、より好ましくは５℃／ｓ以下と
する。

【００２７】(c) 急冷速度 次にＣｕＳを固溶させるための急冷速度について検討し
た。使用した鋼板の成分は、鋼板Ａの成分は、Ｃ：０．
００２１％、Ｓｉ：０．３０％、Ｍｎ：０．４５％、
Ｐ：０．１００％、Ａｌ：ｔｒ（分析で検知せず）、
Ｎ：０．００２０％、Ｃｕ：０．０１０％、Ｓ：０．０
０２％、残部がＦｅ及び不可避不純物であり、鋼板Ｂの
成分は、Ｃ：０．００３０％、Ｓｉ：３．０１％、Ｍ
ｎ：０．１８％、Ｐ：０．０５％、Ａｌ：０．３１％、
Ｎ：０．００２１％、Ｃｕ：０．００６％、Ｓ：０．０
０２％、残部が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、引き続き鋼板Ａには
８３０℃×２分間、鋼板Ｂには９００℃×2 分間の仕上
焼鈍を施し、均熱温度から５５０℃までは平均冷速５℃
／ｓで徐冷し、５５０℃から急冷を開始し、３００℃ま
での平均冷速を３〜１００℃／ｓの範囲で変化させた。

【００２８】図３は仕上焼鈍後の冷却速度と磁束密度Ｂ
₁ の関係を示している。図3 から、冷却速度を１０〜５
０℃／ｓに制御することで、磁束密度Ｂ1 は１．１０〜
１．１５Ｔと高くなることが分かった。

【００２９】このように鋼板の冷却速度を変化させた場
合のCuS の状態を確認するためＴＥＭ観察を行った。そ
の結果、冷却速度が１０℃／ｓ未満の低磁場での磁束密
度が低い鋼板では、数十ｎｍ程度のＣｕＳが観察され
た。これに対して冷却速度が１０℃／ｓ以上の低磁場で
の磁束密度の高い鋼板では、微細なＣｕＳはほとんど観
察されず、その他の析出物も観察されなかった。以上の
ことにより、冷却速度を１０℃／ｓ以上とすることによ
り、ＣｕＳを鋼中に固溶させることが可能となり、それ
により低磁場の磁束密度向上が図れることが判明した。

【００３０】また、冷却速度が５０℃／ｓ超となった場
合には、ＣｕＳは観察されなかったが、低磁場の磁束密
度は低下している。これは鋼板への冷却歪みの導入が大
きくなったためと考えられる。以上のことより、仕上焼
鈍後の急冷速度は１０〜５０℃／ｓ，より好ましくは１
０〜３０℃／ｓとする。

【００３１】（２）Ｃｕ、Ｓの成分範囲 次に本発明が適用できるＣｕ、Ｓ量の上限について検討
した。使用した鋼板の成分は、Ｃ：０．００２１％、Ｓ
ｉ：０．３０％、Ｍｎ：０．４５％、Ｐ：０．１００
％、Ａｌ：ｔｒ（分析で検知せず）、Ｎ：０．００２０
％であり、Ｃｕは０．００２％から０．０７、Ｓは０．
０００５％から０．０１７％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。これらの鋼板を冷
間圧延により板厚０．５mmとし、引き続き８００℃×２
分間の仕上焼鈍を施し、８００℃から６００℃までの平
均冷却速度を５℃／ｓとし、６００℃から平均冷速３０
℃／ｓの急冷を開始し、３００℃まで急冷を続け、その
後放冷しサンプルを得た。

【００３２】図４は鋼板中のＣｕ量およびＳ量と仕上焼
鈍後の磁束密度Ｂ₁ の関係を示している。図４から、Ｃ
ｕを０．０５％以下、Ｓを０．０１５％以下にすること
で、磁束密度Ｂ₁ は１．１０Ｔ以上と高くなることが分
かる。

【００３３】これに対し、Ｃｕが０．０５％を超えた場
合、又はＳが０．０１５％を超えた場合には本発明の冷
却パターンを採用しても低磁場特性は向上しないことが
わかる。

【００３４】この原因を調査するため、Ｃｕが０．０６
％、Ｓが０．００５％の鋼板とＣｕが０．０１％、Ｓが
０．０１６％％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ＣｕＳが多数観察され
た。すなわち、Ｃｕが０．０５％を超えた場合、又はＳ
が０．０１５％を超えた場合には、本発明の冷却パター
ンを採用してもＣｕＳ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。

【００３５】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、Ｃｕ
は０．０５％以下、Ｓは０．０１５％以下とする。

【００３６】（３）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。

【００３７】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。

【００３８】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。

【００３９】Ａｌは少量添加した場合には、微細なＡｌ
Ｎを形成し結晶粒径の成長を阻害するために磁束密度を
低下させ鉄損も多くなる、このため０．００４％以下と
する。また０．１％以上と多く添加した場合には、Ａｌ
Ｎが粗大化するために結晶粒径の成長を阻害せず、かつ
固有抵抗を上昇させる。これらの作用で磁束密度を高
め、鉄損を少なくする。一方、１％超えでは、磁束密度
を低下させるので１％以下とする。従って、０．００４
％以下または０．１〜１％とする。

【００４０】Ｐは鋼板の打ち抜き性を改善するために必
要な成分であるが、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。

【００４１】Ｎは焼鈍時の結晶粒の成長を阻害するＡｌ
Ｎが多くなり、磁束密度を低下させ、鉄損を多くするの
で０．００５％以下とする。

【００４２】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。

【００４３】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。

【００４４】

【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。

【００４５】Ｃｕ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。

【００４６】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、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。

【００４７】

【実施例】表１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、鋼板
番号１２、１３及び３０の鋼板は８５０℃、３時間の熱
延板焼鈍を施し、他はそのまま板厚０．５mmまで冷間圧
延し、表１の条件で仕上焼鈍および冷却を行った。な
お、磁気測定は外径４５mm、内径３３mmのリングサンプ
ルを用い、一次１００turn、二次１００turn巻線後、低
磁場特性を測定した。

【００４８】表１において、ＴＳは急冷開始温度、ＶＳ
は均熱温度から急冷開始温度までの平均冷却温度、ＶＱ
は急冷開始温度から３００℃までの平均冷却温度を示
す。

【００４９】鋼板番号１〜１６が本発明の実施例であ
り、１７〜３２のものは比較例である。実施例のもの
は、いずれもＢ₁ が１．１０Ｔ以上の値を示しており、
比較例に比して大きく低磁場特性に優れていることがわ
かる。

【００５０】

【表１】

【００５１】

【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後の冷却パターンを規定する
ことにより、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】 急冷開始温度とＢ₁ との関係を示す図であ
る。

【図２】 均熱温度から６００℃までの平均冷却速度Ｖ
ＳとＢ₁ の関係を示す図である。

【図３】 急冷開始温度から３００℃までの平均冷却速
度（急冷速度）ＶＱとＢ₁ の関係を示す図である。

【図４】 鋼板中のＣｕ量及びＳ量とＢ₁ の値を示す図
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％以下または０．１〜１％を含有し、Ｃｕ：０．０
   ５％以下（０を含む）、Ｓ：０．０１５％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、残部実質的にＦｅ及び不可避不
   純物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
   鋼板に仕上焼鈍を施す際に、均熱温度から急冷開始温度
   ＴＳまでを１０℃／ｓ以下の平均冷却速度ＶＳで冷却
   し、６００℃から５００℃の温度域にある急冷開始温度
   ＴＳから３００℃までの間を１０〜５０℃／ｓの平均冷
   却速度ＶＱで急冷する工程、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。