JP6828815B2 - 無方向性電磁鋼板 - Google Patents
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Description
本発明は、無方向性電磁鋼板に関する。
無方向性電磁鋼板は、例えばモータの鉄心に使用され、無方向性電磁鋼板には、その板面に平行なすべての方向（以下、「板面内の全方向」ということがある）において優れた磁気特性、例えば低鉄損及び高磁束密度が要求される。これまで種々の技術が提案されているが、板面内の全方向において十分な磁気特性を得ることは困難である。例えば、板面内のある特定の方向で十分な磁気特性が得られるとしても、他の方向では十分な磁気特性が得られないことがある。
本発明は、板面内の全方向において優れた磁気特性を得ることができる無方向性電磁鋼板を提供することを目的とする。
本発明者らは、上記課題を解決すべく鋭意検討を行った。この結果、化学組成、厚さ及び平均結晶粒径を適切なものとすることが重要であることが明らかになった。このような無方向性電磁鋼板の製造には、熱延鋼帯等の冷間圧延に供する鋼帯を得る際に、溶鋼の鋳造又は急速凝固における柱状晶率及び平均結晶粒径を制御し、冷間圧延の圧下率を制御し、仕上げ焼鈍時の通板張力及び冷却速度を制御することが重要であることも明らかになった。
本発明者らは、このような知見に基づいて更に鋭意検討を重ねた結果、以下に示す発明の諸態様に想到した。
（１）
質量％で、
Ｃ：０．００３０％以下、
Ｓｉ：２．００％〜４．００％、
Ａｌ：０．１０％〜３．００％、
Ｍｎ：０．１０％〜２．００％、
Ｓ：０．００３０％以下、
Ｍｇ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ及びＣｄからなる群から選択された一種以上：総計で０．０００３％以上０．００１５％未満、
Ｓｉ含有量（質量％）を［Ｓｉ］、Ａｌ含有量（質量％）を［Ａｌ］、Ｍｎ含有量（質量％）を［Ｍｎ］としたときに式１で表されるパラメータＱ：２．００以上、
Ｓｎ：０．００％〜０．４０％、
Ｃｕ：０．０％〜１．０％、
Ｃｒ：０．０％〜１０．０％、かつ
残部：Ｆｅ及び不純物、
で表される化学組成を有し、
Ｍｇ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ又はＣｄの硫化物又は酸硫化物に含まれるＳの総質量が、無方向性電磁鋼板に含まれるＳの総質量の１０％以上であり、
｛１００｝結晶方位強度が３．０以上であり、
厚さが０．１５ｍｍ〜０．３０ｍｍであり、
平均結晶粒径が６５μｍ〜１００μｍであることを特徴とする無方向性電磁鋼板。
Ｑ＝［Ｓｉ］＋２［Ａｌ］−［Ｍｎ］ （式１）
質量％で、
Ｃ：０．００３０％以下、
Ｓｉ：２．００％〜４．００％、
Ａｌ：０．１０％〜３．００％、
Ｍｎ：０．１０％〜２．００％、
Ｓ：０．００３０％以下、
Ｍｇ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ及びＣｄからなる群から選択された一種以上：総計で０．０００３％以上０．００１５％未満、
Ｓｉ含有量（質量％）を［Ｓｉ］、Ａｌ含有量（質量％）を［Ａｌ］、Ｍｎ含有量（質量％）を［Ｍｎ］としたときに式１で表されるパラメータＱ：２．００以上、
Ｓｎ：０．００％〜０．４０％、
Ｃｕ：０．０％〜１．０％、
Ｃｒ：０．０％〜１０．０％、かつ
残部：Ｆｅ及び不純物、
で表される化学組成を有し、
Ｍｇ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ又はＣｄの硫化物又は酸硫化物に含まれるＳの総質量が、無方向性電磁鋼板に含まれるＳの総質量の１０％以上であり、
｛１００｝結晶方位強度が３．０以上であり、
厚さが０．１５ｍｍ〜０．３０ｍｍであり、
平均結晶粒径が６５μｍ〜１００μｍであることを特徴とする無方向性電磁鋼板。
Ｑ＝［Ｓｉ］＋２［Ａｌ］−［Ｍｎ］ （式１）
（２）
前記化学組成において、
Ｓｎ：０．０２％〜０．４０％、若しくは
Ｃｕ：０．１％〜１．０％、
又はこれらの両方が満たされることを特徴とする（１）に記載の無方向性電磁鋼板。
前記化学組成において、
Ｓｎ：０．０２％〜０．４０％、若しくは
Ｃｕ：０．１％〜１．０％、
又はこれらの両方が満たされることを特徴とする（１）に記載の無方向性電磁鋼板。
（３）
前記化学組成において、
Ｃｒ：０．２％〜１０．０％
が満たされることを特徴とする（１）又は（２）に記載の無方向性電磁鋼板。
前記化学組成において、
Ｃｒ：０．２％〜１０．０％
が満たされることを特徴とする（１）又は（２）に記載の無方向性電磁鋼板。
本発明によれば、化学組成、厚さ及び平均結晶粒径が適切であるため、板面内の全方向において優れた磁気特性を得ることができる。
以下、本発明の実施形態について詳細に説明する。
先ず、本発明の実施形態に係る無方向性電磁鋼板及びその製造に用いる溶鋼の化学組成について説明する。詳細は後述するが、本発明の実施形態に係る無方向性電磁鋼板は、溶鋼の鋳造及び熱間圧延又は溶鋼の急速凝固、冷間圧延、並びに仕上げ焼鈍等を経て製造される。従って、無方向性電磁鋼板及び溶鋼の化学組成は、無方向性電磁鋼板の特性のみならず、これらの処理を考慮したものである。以下の説明において、無方向性電磁鋼板又は溶鋼に含まれる各元素の含有量の単位である「％」は、特に断りがない限り「質量％」を意味する。本実施形態に係る無方向性電磁鋼板は、Ｃ：０．００３０％以下、Ｓｉ：２．００％〜４．００％、Ａｌ：０．１０％〜３．００％、Ｍｎ：０．１０％〜２．００％、Ｓ：０．００３０％以下、Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ及びＣｄからなる群から選択された一種以上：総計で０．０００３％以上０．００１５％未満、Ｓｉ含有量（質量％）を［Ｓｉ］、Ａｌ含有量（質量％）を［Ａｌ］、Ｍｎ含有量（質量％）を［Ｍｎ］としたときに式１で表されるパラメータＱ：２．００以上、Ｓｎ：０．００％〜０．４０％、Ｃｕ：０．０％〜１．０％、Ｃｒ：０．０％〜１０．０％、かつ残部：Ｆｅ及び不純物で表される化学組成を有している。不純物としては、鉱石やスクラップ等の原材料に含まれるもの、製造工程において含まれるもの、が例示される。
Ｑ＝［Ｓｉ］＋２［Ａｌ］−［Ｍｎ］ （式１）
Ｑ＝［Ｓｉ］＋２［Ａｌ］−［Ｍｎ］ （式１）
（Ｃ：０．００３０％以下）
Ｃは、鉄損を高めたり、磁気時効を引き起こしたりする。従って、Ｃ含有量は低ければ低いほどよい。このような現象は、Ｃ含有量が０．００３０％超で顕著である。このため、Ｃ含有量は０．００３０％以下とする。Ｃ含有量の低減は、板面内の全方向における磁気特性の均一な向上にも寄与する。
Ｃは、鉄損を高めたり、磁気時効を引き起こしたりする。従って、Ｃ含有量は低ければ低いほどよい。このような現象は、Ｃ含有量が０．００３０％超で顕著である。このため、Ｃ含有量は０．００３０％以下とする。Ｃ含有量の低減は、板面内の全方向における磁気特性の均一な向上にも寄与する。
（Ｓｉ：２．００％〜４．００％）
Ｓｉは、電気抵抗を増大させて、渦電流損を減少させ、鉄損を低減したり、降伏比を増大させて、鉄心への打ち抜き加工性を向上したりする。Ｓｉ含有量が２．００％未満では、これらの作用効果を十分に得られない。従って、Ｓｉ含有量は２．００％以上とする。一方、Ｓｉ含有量が４．００％超では、磁束密度が低下したり、硬度の過度な上昇により打ち抜き加工性が低下したり、冷間圧延が困難になったりする。従って、Ｓｉ含有量は４．００％以下とする。
Ｓｉは、電気抵抗を増大させて、渦電流損を減少させ、鉄損を低減したり、降伏比を増大させて、鉄心への打ち抜き加工性を向上したりする。Ｓｉ含有量が２．００％未満では、これらの作用効果を十分に得られない。従って、Ｓｉ含有量は２．００％以上とする。一方、Ｓｉ含有量が４．００％超では、磁束密度が低下したり、硬度の過度な上昇により打ち抜き加工性が低下したり、冷間圧延が困難になったりする。従って、Ｓｉ含有量は４．００％以下とする。
（Ａｌ：０．１０％〜３．００％）
Ａｌは、電気抵抗を増大させて、渦電流損を減少させ、鉄損を低減する。Ａｌは、飽和磁束密度に対する磁束密度Ｂ５０の相対的な大きさの向上にも寄与する。ここで、磁束密度Ｂ５０とは、５０００Ａ／ｍの磁場における磁束密度である。Ａｌ含有量が０．１０％未満では、これらの作用効果を十分に得られない。従って、Ａｌ含有量は０．１０％以上とする。一方、Ａｌ含有量が３．００％超では、磁束密度が低下したり、降伏比を低下させて、打ち抜き加工性を低下させたりする。従って、Ａｌ含有量は３．００％以下とする。
Ａｌは、電気抵抗を増大させて、渦電流損を減少させ、鉄損を低減する。Ａｌは、飽和磁束密度に対する磁束密度Ｂ５０の相対的な大きさの向上にも寄与する。ここで、磁束密度Ｂ５０とは、５０００Ａ／ｍの磁場における磁束密度である。Ａｌ含有量が０．１０％未満では、これらの作用効果を十分に得られない。従って、Ａｌ含有量は０．１０％以上とする。一方、Ａｌ含有量が３．００％超では、磁束密度が低下したり、降伏比を低下させて、打ち抜き加工性を低下させたりする。従って、Ａｌ含有量は３．００％以下とする。
（Ｍｎ：０．１０％〜２．００％）
Ｍｎは、電気抵抗を増大させて、渦電流損を減少させ、鉄損を低減する。Ｍｎが含まれると、一次再結晶で得られる集合組織が、板面に平行な面が｛１００｝面の結晶（以下、「｛１００｝結晶」ということがある）が発達したものになりやすい。｛１００｝結晶は、板面内の全方向における磁気特性の均一な向上に好適な結晶である。また、Ｍｎ含有量が高いほど、ＭｎＳの析出温度が高くなり、析出してくるＭｎＳが大きなものとなる。このため、Ｍｎ含有量が高いほど、仕上げ焼鈍における再結晶及び結晶粒の成長を阻害する粒径が１００ｎｍ程度の微細なＭｎＳが析出しにくい。Ｍｎ含有量が０．１０％未満では、これらの作用効果を十分に得られない。従って、Ｍｎ含有量は０．１０％以上とする。一方、Ｍｎ含有量が２．００％超では、仕上げ焼鈍において結晶粒が十分に成長せず、鉄損が増大する。従って、Ｍｎ含有量は２．００％以下とする。
Ｍｎは、電気抵抗を増大させて、渦電流損を減少させ、鉄損を低減する。Ｍｎが含まれると、一次再結晶で得られる集合組織が、板面に平行な面が｛１００｝面の結晶（以下、「｛１００｝結晶」ということがある）が発達したものになりやすい。｛１００｝結晶は、板面内の全方向における磁気特性の均一な向上に好適な結晶である。また、Ｍｎ含有量が高いほど、ＭｎＳの析出温度が高くなり、析出してくるＭｎＳが大きなものとなる。このため、Ｍｎ含有量が高いほど、仕上げ焼鈍における再結晶及び結晶粒の成長を阻害する粒径が１００ｎｍ程度の微細なＭｎＳが析出しにくい。Ｍｎ含有量が０．１０％未満では、これらの作用効果を十分に得られない。従って、Ｍｎ含有量は０．１０％以上とする。一方、Ｍｎ含有量が２．００％超では、仕上げ焼鈍において結晶粒が十分に成長せず、鉄損が増大する。従って、Ｍｎ含有量は２．００％以下とする。
（Ｓ：０．００３０％以下）
Ｓは、必須元素ではなく、例えば鋼中に不純物として含有される。Ｓは、微細なＭｎＳの析出により、仕上げ焼鈍における再結晶及び結晶粒の成長を阻害する。従って、Ｓ含有量は低ければ低いほどよい。このような鉄損の増加は、Ｓ含有量が０．００３０％超で顕著である。このため、Ｓ含有量は０．００３０％以下とする。
Ｓは、必須元素ではなく、例えば鋼中に不純物として含有される。Ｓは、微細なＭｎＳの析出により、仕上げ焼鈍における再結晶及び結晶粒の成長を阻害する。従って、Ｓ含有量は低ければ低いほどよい。このような鉄損の増加は、Ｓ含有量が０．００３０％超で顕著である。このため、Ｓ含有量は０．００３０％以下とする。
（Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ及びＣｄからなる群から選択された一種以上：総計で０．０００３％以上０．００１５％未満）
Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ及びＣｄは、溶鋼の鋳造又は急速凝固時に溶鋼中のＳと反応して硫化物若しくは酸硫化物又はこれらの両方の析出物を生成する。以下、Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ及びＣｄを総称して「粗大析出物生成元素」ということがある。粗大析出物生成元素の析出物の粒径は１μｍ〜２μｍ程度であり、ＭｎＳ、ＴｉＮ、ＡｌＮ等の微細析出物の粒径（１００ｎｍ程度）よりはるかに大きい。このため、これら微細析出物は粗大析出物生成元素の析出物に付着し、仕上げ焼鈍における再結晶及び結晶粒の成長を阻害しにくくなる。粗大析出物生成元素の含有量が総計で０．０００３％未満では、これらの作用効果を安定して得ることができない。従って、粗大析出物生成元素の含有量は総計で０．０００３％以上とする。一方、粗大析出物生成元素の含有量が総計で０．００１５％以上では、硫化物若しくは酸硫化物又はこれらの両方の析出物が、仕上げ焼鈍における再結晶及び結晶粒の成長を阻害することがある。従って、粗大析出物生成元素の含有量は総計で０．００１５％未満とする。
Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ及びＣｄは、溶鋼の鋳造又は急速凝固時に溶鋼中のＳと反応して硫化物若しくは酸硫化物又はこれらの両方の析出物を生成する。以下、Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ及びＣｄを総称して「粗大析出物生成元素」ということがある。粗大析出物生成元素の析出物の粒径は１μｍ〜２μｍ程度であり、ＭｎＳ、ＴｉＮ、ＡｌＮ等の微細析出物の粒径（１００ｎｍ程度）よりはるかに大きい。このため、これら微細析出物は粗大析出物生成元素の析出物に付着し、仕上げ焼鈍における再結晶及び結晶粒の成長を阻害しにくくなる。粗大析出物生成元素の含有量が総計で０．０００３％未満では、これらの作用効果を安定して得ることができない。従って、粗大析出物生成元素の含有量は総計で０．０００３％以上とする。一方、粗大析出物生成元素の含有量が総計で０．００１５％以上では、硫化物若しくは酸硫化物又はこれらの両方の析出物が、仕上げ焼鈍における再結晶及び結晶粒の成長を阻害することがある。従って、粗大析出物生成元素の含有量は総計で０．００１５％未満とする。
（パラメータＱ：２．００以上）
式１で表されるパラメータＱが２．００未満では、フェライト−オーステナイト変態（α−γ変態）が生じ得るため、溶鋼の鋳造又は急速凝固に際し、一旦生成した柱状晶がα−γ変態により壊されたり、平均結晶粒径が小さくなったりする。また、仕上げ焼鈍時にα−γ変態が生じることもある。このため、パラメータＱが２．００未満では、所望の磁気特性が得られない。従って、パラメータＱは２．００以上とする。
式１で表されるパラメータＱが２．００未満では、フェライト−オーステナイト変態（α−γ変態）が生じ得るため、溶鋼の鋳造又は急速凝固に際し、一旦生成した柱状晶がα−γ変態により壊されたり、平均結晶粒径が小さくなったりする。また、仕上げ焼鈍時にα−γ変態が生じることもある。このため、パラメータＱが２．００未満では、所望の磁気特性が得られない。従って、パラメータＱは２．００以上とする。
Ｓｎ、Ｃｕ及びＣｒは、必須元素ではなく、無方向性電磁鋼板に所定量を限度に適宜含有されていてもよい任意元素である。
（Ｓｎ：０．００％〜０．４０％、Ｃｕ：０．０％〜１．０％）
Ｓｎ及びＣｕは、磁気特性の向上に好適な結晶を一次再結晶で発達させる。このため、Ｓｎ若しくはＣｕ又はこれらの両方が含まれると、板面内の全方向における磁気特性の均一な向上に好適な｛１００｝結晶が発達した集合組織が一次再結晶で得られやすい。Ｓｎは、仕上げ焼鈍時の鋼板の表面の酸化及び窒化を抑制したり、結晶粒の大きさのばらつきを抑制したりする。従って、Ｓｎ若しくはＣｕ又はこれらの両方が含有されていてもよい。これらの作用効果を十分に得るために、好ましくは、Ｓｎ：０．０２％以上若しくはＣｕ：０．１％以上又はこれらの両方とする。一方、Ｓｎが０．４０％超では、上記作用効果が飽和して徒にコストが高くなったり、仕上げ焼鈍において結晶粒の成長が抑制されたりする。従って、Ｓｎ含有量は０．４０％以下とする。Ｃｕ含有量が１．０％超では、鋼板が脆化し、熱間圧延及び冷間圧延が困難になったり、仕上げ焼鈍の焼鈍ラインの通板が困難になったりする。従って、Ｃｕ含有量は１．０％以下とする。
Ｓｎ及びＣｕは、磁気特性の向上に好適な結晶を一次再結晶で発達させる。このため、Ｓｎ若しくはＣｕ又はこれらの両方が含まれると、板面内の全方向における磁気特性の均一な向上に好適な｛１００｝結晶が発達した集合組織が一次再結晶で得られやすい。Ｓｎは、仕上げ焼鈍時の鋼板の表面の酸化及び窒化を抑制したり、結晶粒の大きさのばらつきを抑制したりする。従って、Ｓｎ若しくはＣｕ又はこれらの両方が含有されていてもよい。これらの作用効果を十分に得るために、好ましくは、Ｓｎ：０．０２％以上若しくはＣｕ：０．１％以上又はこれらの両方とする。一方、Ｓｎが０．４０％超では、上記作用効果が飽和して徒にコストが高くなったり、仕上げ焼鈍において結晶粒の成長が抑制されたりする。従って、Ｓｎ含有量は０．４０％以下とする。Ｃｕ含有量が１．０％超では、鋼板が脆化し、熱間圧延及び冷間圧延が困難になったり、仕上げ焼鈍の焼鈍ラインの通板が困難になったりする。従って、Ｃｕ含有量は１．０％以下とする。
（Ｃｒ：０．０％〜１０．０％）
Ｃｒは、高周波鉄損を低減する。高周波鉄損の低減は回転機の高速回転化に寄与し、高速回転化は回転機の小型化及び高効率化に寄与する。Ｃｒは、電気抵抗を増大させて、渦電流損を減少させ、高周波鉄損等の鉄損を低減する。Ｃｒは、応力感受性を低下させ、鉄心を形成する際に導入される圧縮応力に伴う磁気特性の低下及び高速回転時に作用する圧縮応力に伴う磁気特性の低下の軽減にも寄与する。従って、Ｃｒが含有されていてもよい。これらの作用効果を十分に得るために、好ましくは、Ｃｒ：０．２％以上とする。一方、Ｃｒ含有量が１０．０％超では、磁束密度が低下したり、コストが高くなったりする。従って、Ｃｒ含有量は１０．０％以下とする。
Ｃｒは、高周波鉄損を低減する。高周波鉄損の低減は回転機の高速回転化に寄与し、高速回転化は回転機の小型化及び高効率化に寄与する。Ｃｒは、電気抵抗を増大させて、渦電流損を減少させ、高周波鉄損等の鉄損を低減する。Ｃｒは、応力感受性を低下させ、鉄心を形成する際に導入される圧縮応力に伴う磁気特性の低下及び高速回転時に作用する圧縮応力に伴う磁気特性の低下の軽減にも寄与する。従って、Ｃｒが含有されていてもよい。これらの作用効果を十分に得るために、好ましくは、Ｃｒ：０．２％以上とする。一方、Ｃｒ含有量が１０．０％超では、磁束密度が低下したり、コストが高くなったりする。従って、Ｃｒ含有量は１０．０％以下とする。
次に、本発明の実施形態に係る無方向性電磁鋼板におけるＳの形態について説明する。本実施形態に係る無方向性電磁鋼板では、粗大析出物生成元素の硫化物又は酸硫化物に含まれるＳの総質量が、無方向性電磁鋼板に含まれるＳの総質量の１０％以上である。上記のように、粗大析出物生成元素は、溶鋼の鋳造又は急速凝固時に溶鋼中のＳと反応して硫化物若しくは酸硫化物又はこれらの両方の析出物を生成する。従って、粗大析出物生成元素の硫化物又は酸硫化物に含まれるＳの総質量の、無方向性電磁鋼板に含まれるＳの総質量に対する割合が高いことは、十分な量の粗大析出物生成元素が無方向性電磁鋼板に含まれ、この析出物にＭｎＳ等の微細析出物が効果的に付着していることを意味する。このため、上記割合が高いほど、仕上げ焼鈍における再結晶及び結晶粒の成長が促進されており、優れた磁気特性が得られる。そして、上記割合が１０％未満では、仕上げ焼鈍における再結晶及び結晶粒の成長が十分ではなく、優れた磁気特性が得られない。
次に、本発明の実施形態に係る無方向性電磁鋼板の集合組織について説明する。本実施形態に係る無方向性電磁鋼板では、｛１００｝結晶方位強度が３．０以上である。｛１００｝結晶方位強度が３．０未満では、磁束密度の低下及び鉄損の増加が生じたり、板面に平行な方向間での磁気特性のばらつきが生じたりする。｛１００｝結晶方位強度は、Ｘ線回折法又は電子線後方散乱回折（electron backscatter diffraction：ＥＢＳＤ）法により測定することができる。Ｘ線及び電子線の試料からの反射角等が結晶方位毎に異なるため、ランダム方位試料を基準にしてこの反射強度等で結晶方位強度を求めることができる。
次に、本発明の実施形態に係る無方向性電磁鋼板の平均結晶粒径について説明する。本実施形態に係る無方向性電磁鋼板の平均結晶粒径は６５μｍ〜１００μｍである。平均結晶粒径が６５μｍ未満であるか、１００μｍ超では、鉄損Ｗ１０／８００が高い。ここで、鉄損Ｗ１０／８００とは、１．０Ｔの磁束密度、８００Ｈｚの周波数における鉄損である。
次に、本発明の実施形態に係る無方向性電磁鋼板の厚さについて説明する。本実施形態に係る無方向性電磁鋼板の厚さは、例えば０．１５ｍｍ以上０．３０ｍｍ以下である。厚さが０．３０ｍｍ超であると、優れた高周波鉄損を得ることができない。従って、厚さは０．３０ｍｍ以下とする。厚さが０．１５ｍｍ未満であると、安定性が低い無方向性電磁鋼板の表面における磁気特性が、安定性が高い内部における磁気特性よりも支配的になる。また、厚さが０．１５ｍｍ未満であると、仕上げ焼鈍の焼鈍ラインの通板が困難になったり、一定の大きさの鉄心に必要とされる無方向性電磁鋼板の数が増加して、工数の増加に伴う生産性の低下及び製造コストの上昇が引き起こされたりする。従って、厚さは０．１５ｍｍ以上とする。
次に、本発明の実施形態に係る無方向性電磁鋼板の磁気特性について説明する。本実施形態に係る無方向性電磁鋼板は、例えば、リング磁気測定での磁束密度Ｂ５０：１．６７Ｔ以上、かつ、鉄損Ｗ１０／８００：無方向性電磁鋼板の厚さをｔ（ｍｍ）と表したときに３０×［０．４５＋０．５５×｛０．５×（ｔ／０．２０）＋０．５×（ｔ／０．２０）２｝］Ｗ／ｋｇ以下で表される磁気特性を呈することができる。
リング磁気測定では、無方向性電磁鋼板から採取したリング状の試料、例えば外径が５インチ（１２．７０ｃｍ）、内径が４インチ（１０．１６ｃｍ）のリング状の試料を励磁し、磁束を試料の全周に流す。リング磁気測定により得られる磁気特性は、板面内の全方向の構造を反映したものとなる。
次に、実施形態に係る無方向性電磁鋼板の第１の製造方法について説明する。この第１の製造方法では、溶鋼の鋳造、熱間圧延、冷間圧延、仕上げ焼鈍等を行う。
溶鋼の鋳造及び熱間圧延では、上記化学組成を有する溶鋼の鋳造を行ってスラブ等の鋼塊を作製し、この熱間圧延を行って、スラブ等の鋼塊における柱状晶を出発鋳造組織とした熱延結晶組織の割合が面積分率で８０％以上、かつ、平均結晶粒径が０．１ｍｍ以上の鋼帯を得る。
柱状晶は、無方向性電磁鋼板の磁気特性、特に板面内の全方向における磁気特性の均一な向上に望ましい｛１００｝＜０ｖｗ＞集合組織を有する。｛１００｝＜０ｖｗ＞集合組織とは、板面に平行な面が｛１００｝面で圧延方向が＜０ｖｗ＞方位の結晶が発達した集合組織である（ｖ及びｗは任意の実数である（ｖ及びｗがともに０である場合を除く）。柱状晶の割合が８０％未満では、仕上げ焼鈍によって｛１００｝結晶が発達した集合組織を得ることができない。従って、柱状晶の割合は８０％以上とする。柱状晶の割合は顕微鏡観察で特定することができる。第１の製造方法において、柱状晶の割合を８０％以上とするためには、例えば、凝固時の鋳片の一方の表面と他方の表面との間の温度差を４０℃以上とする。この温度差は、鋳型の冷却構造、材質、モールドテーパー、モールドフラックス等により制御することができる。このような柱状晶の割合が８０％以上となる条件で溶鋼を鋳造した場合、Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ又はＣｄの硫化物若しくは酸硫化物又はこれらの両方が容易に生成し、ＭｎＳ等の微細硫化物の生成が抑制される。
鋼帯の平均結晶粒径が小さいほど、結晶粒の数が多く、結晶粒界の面積が広い。仕上げ焼鈍の再結晶では、結晶粒内及び結晶粒界から結晶が成長するところ、結晶粒内から成長する結晶は磁気特性に望ましい｛１００｝結晶であるのに対し、結晶粒界から成長する結晶は｛１１１｝＜１１２＞結晶等の磁気特性に望ましくない結晶である。従って、鋼帯の平均結晶粒径が大きいほど、仕上げ焼鈍にて磁気特性に望ましい｛１００｝結晶が発達しやすく、特に鋼帯の平均結晶粒径が０．１ｍｍ以上の場合に、優れた磁気特性が得やすい。従って、鋼帯の平均結晶粒径は０．１ｍｍ以上とする。鋼帯の平均結晶粒径は、熱間圧延の開始温度及び巻取温度等により調整することができる。開始温度を９００℃以下、かつ巻取温度を６５０℃以下とした場合、鋼帯に含まれる結晶粒は未再結晶で圧延方向に延伸した結晶粒となるため、平均結晶粒径が０．１ｍｍ以上の鋼帯が得られる。
粗大析出物生成元素は、製鋼工程における鋳造前の最後の鍋の底に投入しておき、当該鍋に粗大析出物生成元素以外の元素を含んだ溶鋼を注入し、溶鋼中に粗大析出物生成元素を溶解させることが好ましい。これにより、粗大析出物生成元素を溶鋼から飛散しにくくすることができ、また、粗大析出物生成元素とＳとの反応を促進することができる。製鋼工程における鋳造前の最後の鍋は、例えば連続鋳造機のタンディッシュ直上の鍋である。
冷間圧延の圧下率を９０％超とすると、仕上げ焼鈍の際に、磁気特性の向上を阻害する集合組織、例えば｛１１１｝＜１１２＞集合組織が発達しやすい。従って、冷間圧延の圧下率は９０％以下とする。冷間圧延の圧下率を４０％未満とすると、無方向性電磁鋼板の厚さの精度及び平坦度の確保が困難になることがある。従って、冷間圧延の圧下率は好ましくは４０％以上とする。
仕上げ焼鈍により、一次再結晶及び結晶粒の成長を生じさせ、平均結晶粒径を６５μｍ〜１００μｍとする。この仕上げ焼鈍により、板面内の全方向における磁気特性の均一な向上に好適な｛１００｝結晶が発達した集合組織が得られる。仕上げ焼鈍では、例えば、保持温度を９００℃以上１０００℃以下とし、保持時間を１０秒間以上６０秒間以下とする。
仕上げ焼鈍の通板張力を３ＭＰａ超とすると、異方性を有する弾性歪が無方向性電磁鋼板内に残存しやすくなる。異方性を有する弾性歪は集合組織を変形させるため、｛１００｝結晶が発達した集合組織が得られていても、これが変形し、板面内における磁気特性の均一性が低下してしまう。従って、仕上げ焼鈍の通板張力は３ＭＰａ以下とする。仕上げ焼鈍の９５０℃〜７００℃における冷却速度を１℃／秒超とした場合も、異方性を有する弾性歪が無方向性電磁鋼板内に残存しやすくなる。従って、仕上げ焼鈍の９５０℃〜７００℃における冷却速度は１℃／秒以下とする。
このようにして、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板を製造することができる。仕上げ焼鈍の後に、塗布及び焼き付けにより絶縁被膜を形成してもよい。
次に、実施形態に係る無方向性電磁鋼板の第２の製造方法について説明する。この第２の製造方法では、溶鋼の急速凝固、冷間圧延、仕上げ焼鈍等を行う。
溶鋼の急速凝固では、上記化学組成を有する溶鋼を、移動更新する冷却体の表面で急速凝固させ、柱状晶の割合が面積分率で８０％以上、かつ、平均結晶粒径が０．１ｍｍ以上の鋼帯を得る。
第２の製造方法において、柱状晶の割合を８０％以上とするためには、例えば、溶鋼の移動更新する冷却体の表面に注入する温度を凝固温度よりも２５℃以上高める。特に溶鋼の温度を凝固温度よりも４０℃以上高めた場合には、柱状晶の割合をほぼ１００％にすることができる。このような柱状晶の割合が８０％以上となる条件で溶鋼を凝固させた場合、Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ又はＣｄの硫化物若しくは酸硫化物又はこれらの両方が容易に生成し、ＭｎＳ等の微細硫化物の生成が抑制される。
第２の製造方法においても、鋼帯の平均結晶粒径は０．１ｍｍ以上とする。鋼帯の平均結晶粒径は、急速凝固時において冷却体の表面に注入する際の溶鋼の温度や冷却体の表面での冷却速度等により調整することができる。
急速凝固に際し、粗大析出物生成元素は、製鋼工程における鋳造前の最後の鍋の底に投入しておき、当該鍋に粗大析出物生成元素以外の元素を含んだ溶鋼を注入し、溶鋼中に粗大析出物生成元素を溶解させることが好ましい。これにより、粗大析出物生成元素を溶鋼から飛散しにくくすることができ、また、粗大析出物生成元素とＳとの反応を促進することができる。製鋼工程における鋳造前の最後の鍋は、例えば急速凝固させる鋳造機のタンディッシュ直上の鍋である。
冷間圧延及び仕上げ焼鈍は第１の製造方法と同様の条件で行えばよい。
このようにして、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板を製造することができる。仕上げ焼鈍の後に、塗布及び焼き付けにより絶縁被膜を形成してもよい。
このような本実施形態に係る無方向性電磁鋼板は、板面内の全方向において均一な優れた磁気特性を呈し、回転機、中小型変圧器及び電装品等の電気機器の鉄心に用いられる。また、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板は、回転機の高効率化及び小型化にも寄与することができる。
以上、本発明の好適な実施形態について詳細に説明したが、本発明はかかる例に限定されない。本発明の属する技術の分野における通常の知識を有する者であれば、特許請求の範囲に記載された技術的思想の範疇内において、各種の変更例または修正例に想到し得ることは明らかであり、これらについても、当然に本発明の技術的範囲に属するものと了解される。
次に、本発明の実施形態に係る無方向性電磁鋼板について、実施例を示しながら具体的に説明する。以下に示す実施例は、本発明の実施形態に係る無方向性電磁鋼板のあくまでも一例にすぎず、本発明に係る無方向性電磁鋼板が下記の例に限定されるものではない。
（第１の試験）
第１の試験では、表１に示す化学組成を有する溶鋼を鋳造してスラブを作製し、このスラブの熱間圧延を行って鋼帯を得た。表１中の空欄は、当該元素の含有量が検出限界未満であったことを示し、残部はＦｅ及び不純物である。表１中の下線は、その数値が本発明の範囲から外れていることを示す。次いで、鋼帯の冷間圧延及び仕上げ焼鈍を行って種々の無方向性電磁鋼板を作製した。そして、各無方向性電磁鋼板の、粗大析出物生成元素の硫化物又は酸硫化物に含まれるＳの総質量の当該無方向性電磁鋼板に含まれるＳの総質量に対する割合ＲＳ、｛１００｝結晶方位強度Ｉ、厚さｔ及び平均結晶粒径ｒを測定した。この結果を表２に示す。表２中の下線は、その数値が本発明の範囲から外れていることを示す。
第１の試験では、表１に示す化学組成を有する溶鋼を鋳造してスラブを作製し、このスラブの熱間圧延を行って鋼帯を得た。表１中の空欄は、当該元素の含有量が検出限界未満であったことを示し、残部はＦｅ及び不純物である。表１中の下線は、その数値が本発明の範囲から外れていることを示す。次いで、鋼帯の冷間圧延及び仕上げ焼鈍を行って種々の無方向性電磁鋼板を作製した。そして、各無方向性電磁鋼板の、粗大析出物生成元素の硫化物又は酸硫化物に含まれるＳの総質量の当該無方向性電磁鋼板に含まれるＳの総質量に対する割合ＲＳ、｛１００｝結晶方位強度Ｉ、厚さｔ及び平均結晶粒径ｒを測定した。この結果を表２に示す。表２中の下線は、その数値が本発明の範囲から外れていることを示す。
そして、各無方向性電磁鋼板の磁気特性を測定した。この測定には、外径が５インチ、内径が４インチのリング試験片を用いた。つまり、リング磁気測定を行った。この結果を表３に示す。表３中の下線は、その数値が所望の範囲にないことを示している。すなわち、鉄損Ｗ１０／８００の欄の下線は、式２で表される評価基準Ｗ０（Ｗ／ｋｇ）以上であることを示す。
Ｗ０＝３０×［０．４５＋０．５５×｛０．５×（ｔ／０．２０）＋０．５×（ｔ／０．２０）２｝］ （式２）
Ｗ０＝３０×［０．４５＋０．５５×｛０．５×（ｔ／０．２０）＋０．５×（ｔ／０．２０）２｝］ （式２）
表３に示すように、試料Ｎｏ．１１〜Ｎｏ．２０では、化学組成が本発明の範囲内にあり、割合ＲＳ、｛１００｝結晶方位強度Ｉ、厚さｔ及び平均結晶粒径ｒが本発明の範囲内にあるため、リング磁気測定において良好な結果が得られた。
試料Ｎｏ．１では、割合ＲＳが低すぎたため、鉄損Ｗ１０／８００が大きかった。試料Ｎｏ．２では、｛１００｝結晶方位強度Ｉが低すぎたため、鉄損Ｗ１０／８００が大きかった。試料Ｎｏ．３では、厚さｔが小さすぎたため、鉄損Ｗ１０／８００が大きかった。試料Ｎｏ．４では、厚さｔが大きすぎたため、鉄損Ｗ１０／８００が大きかった。試料Ｎｏ．５では、平均結晶粒径ｒが小さすぎたため、鉄損Ｗ１０／８００が大きかった。試料Ｎｏ．６では、平均結晶粒径ｒが大きすぎたため、鉄損Ｗ１０／８００が大きかった。試料Ｎｏ．７では、Ｓ含有量が高すぎたため、鉄損Ｗ１０／８００が大きかった。試料Ｎｏ．８では、粗大析出物生成元素の総含有量が低すぎたため、鉄損Ｗ１０／８００が大きかった。試料Ｎｏ．９では、粗大析出物生成元素の総含有量が高すぎたため、鉄損Ｗ１０／８００が大きかった。試料Ｎｏ．１０では、パラメータＱが小さすぎたため、鉄損Ｗ１０／８００が大きかった。
（第２の試験）
第２の試験では、質量％で、Ｃ：０．００２３％、Ｓｉ：３．４６％、Ａｌ：０．６３％、Ｍｎ：０．２０％、Ｓ：０．０００３％及びＰｒ：０．０００８％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる溶鋼を鋳造してスラブを作製し、このスラブの熱間圧延を行って、厚さが１．４ｍｍの鋼帯を得た。鋳造の際に鋳片の２表面間の温度差を調整して鋼帯の出発素材であるスラブの柱状晶の割合並びに熱間圧延の開始温度及び巻取温度を調整して鋼帯の平均結晶粒径を変化させた。表４に、２表面間の温度差、柱状晶の割合及び鋼帯の平均結晶粒径を示す。次いで、７８．６％の圧下率で冷間圧延を行って、厚さが０．３０ｍｍの鋼板を得た。その後、９５０℃で３０秒間の連続仕上げ焼鈍を行って、無方向性電磁鋼板を得た。そして、各無方向性電磁鋼板の、粗大析出物生成元素の硫化物又は酸硫化物に含まれるＳの総質量の当該無方向性電磁鋼板に含まれるＳの総質量に対する割合ＲＳ、｛１００｝結晶方位強度Ｉ、厚さｔ及び平均結晶粒径ｒを測定した。この結果も表４に示す。表４中の下線は、その数値が本発明の範囲から外れていることを示す。
第２の試験では、質量％で、Ｃ：０．００２３％、Ｓｉ：３．４６％、Ａｌ：０．６３％、Ｍｎ：０．２０％、Ｓ：０．０００３％及びＰｒ：０．０００８％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる溶鋼を鋳造してスラブを作製し、このスラブの熱間圧延を行って、厚さが１．４ｍｍの鋼帯を得た。鋳造の際に鋳片の２表面間の温度差を調整して鋼帯の出発素材であるスラブの柱状晶の割合並びに熱間圧延の開始温度及び巻取温度を調整して鋼帯の平均結晶粒径を変化させた。表４に、２表面間の温度差、柱状晶の割合及び鋼帯の平均結晶粒径を示す。次いで、７８．６％の圧下率で冷間圧延を行って、厚さが０．３０ｍｍの鋼板を得た。その後、９５０℃で３０秒間の連続仕上げ焼鈍を行って、無方向性電磁鋼板を得た。そして、各無方向性電磁鋼板の、粗大析出物生成元素の硫化物又は酸硫化物に含まれるＳの総質量の当該無方向性電磁鋼板に含まれるＳの総質量に対する割合ＲＳ、｛１００｝結晶方位強度Ｉ、厚さｔ及び平均結晶粒径ｒを測定した。この結果も表４に示す。表４中の下線は、その数値が本発明の範囲から外れていることを示す。
そして、各無方向性電磁鋼板の磁気特性を測定した。この測定には、外径が５インチ、内径が４インチのリング試験片を用いた。つまり、リング磁気測定を行った。この結果を表５に示す。表５中の下線は、その数値が所望の範囲にないことを示している。すなわち、鉄損Ｗ１０／８００の欄の下線は評価基準Ｗ０（Ｗ／ｋｇ）以上であることを示し、磁束密度Ｂ５０の欄の下線は１．６７Ｔ未満であることを示す。
表５に示すように、出発素材であるスラブの柱状晶の割合が適切な鋼帯を用いた試料Ｎｏ．３３では、割合ＲＳ、｛１００｝結晶方位強度Ｉ、厚さｔ及び平均結晶粒径ｒが本発明の範囲内にあるため、リング磁気測定において良好な結果が得られた。
出発素材であるスラブの柱状晶の割合が低すぎる鋼帯を用いた試料Ｎｏ．３１では、割合ＲＳ及び｛１００｝結晶方位強度Ｉが低すぎたため、鉄損Ｗ１０／８００が大きく、磁束密度Ｂ５０が低かった。出発素材であるスラブの柱状晶の割合が低すぎる鋼帯を用いた試料Ｎｏ．３２では、｛１００｝結晶方位強度Ｉが低すぎたため、鉄損Ｗ１０／８００が大きく、磁束密度Ｂ５０が低かった。
（第３の試験）
第３の試験では、表６に示す化学組成を有する溶鋼を鋳造してスラブを作製し、このスラブの熱間圧延を行って、厚さが１．２ｍｍの鋼帯を得た。残部はＦｅ及び不純物であり、表６中の下線は、その数値が本発明の範囲から外れていることを示す。鋳造の際に鋳片の２表面間の温度差を調整して鋼帯の出発素材であるスラブの柱状晶の割合並びに熱間圧延の開始温度及び巻取温度を調整して鋼帯の平均結晶粒径を変化させた。２表面間の温度差は５３℃〜６４℃とした。表７に、柱状晶の割合及び鋼帯の平均結晶粒径を示す。次いで、７９．２％の圧下率で冷間圧延を行って、厚さが０．２５ｍｍの鋼板を得た。その後、９２０℃で４５秒間の連続仕上げ焼鈍を行って、無方向性電磁鋼板を得た。そして、各無方向性電磁鋼板の、粗大析出物生成元素の硫化物又は酸硫化物に含まれるＳの総質量の当該無方向性電磁鋼板に含まれるＳの総質量に対する割合ＲＳ、｛１００｝結晶方位強度Ｉ、厚さｔ及び平均結晶粒径ｒを測定した。この結果も表７に示す。表７中の下線は、その数値が本発明の範囲から外れていることを示す。
第３の試験では、表６に示す化学組成を有する溶鋼を鋳造してスラブを作製し、このスラブの熱間圧延を行って、厚さが１．２ｍｍの鋼帯を得た。残部はＦｅ及び不純物であり、表６中の下線は、その数値が本発明の範囲から外れていることを示す。鋳造の際に鋳片の２表面間の温度差を調整して鋼帯の出発素材であるスラブの柱状晶の割合並びに熱間圧延の開始温度及び巻取温度を調整して鋼帯の平均結晶粒径を変化させた。２表面間の温度差は５３℃〜６４℃とした。表７に、柱状晶の割合及び鋼帯の平均結晶粒径を示す。次いで、７９．２％の圧下率で冷間圧延を行って、厚さが０．２５ｍｍの鋼板を得た。その後、９２０℃で４５秒間の連続仕上げ焼鈍を行って、無方向性電磁鋼板を得た。そして、各無方向性電磁鋼板の、粗大析出物生成元素の硫化物又は酸硫化物に含まれるＳの総質量の当該無方向性電磁鋼板に含まれるＳの総質量に対する割合ＲＳ、｛１００｝結晶方位強度Ｉ、厚さｔ及び平均結晶粒径ｒを測定した。この結果も表７に示す。表７中の下線は、その数値が本発明の範囲から外れていることを示す。
そして、各無方向性電磁鋼板の磁気特性を測定した。この測定には、外径が５インチ、内径が４インチのリング試験片を用いた。つまり、リング磁気測定を行った。この結果を表８に示す。表８中の下線は、その数値が所望の範囲にないことを示している。すなわち、磁束密度Ｂ５０の欄の下線は１．６７Ｔ未満であることを示す。
表８に示すように、化学組成、出発素材であるスラブの柱状晶の割合及び平均結晶粒径が適切な鋼帯を用いた試料Ｎｏ．４４では、割合ＲＳ、｛１００｝結晶方位強度Ｉ、厚さｔ及び平均結晶粒径ｒが本発明の範囲内にあるため、リング磁気測定において良好な結果が得られた。
平均結晶粒径が低すぎる鋼帯を用いた試料Ｎｏ．４１及びＮｏ．４２では、｛１００｝結晶方位強度Ｉが低すぎたため、磁束密度Ｂ５０が低かった。試料Ｎｏ．４３では、粗大析出物生成元素の総含有量及び割合ＲＳが低すぎたため、磁束密度Ｂ５０が低かった。試料Ｎｏ．４５では、粗大析出物生成元素の総含有量が高すぎ、平均結晶粒径ｒが小さすぎたため、磁束密度Ｂ５０が低かった。
（第４の試験）
第４の試験では、表９に示す化学組成を有する溶鋼を鋳造してスラブを作製し、このスラブの熱間圧延を行って、表１０に示す厚さの鋼帯を得た。表９中の空欄は、当該元素の含有量が検出限界未満であったことを示し、残部はＦｅ及び不純物である。鋳造の際に鋳片の２表面間の温度差を調整して鋼帯出発素材であるスラブの柱状晶の割合並びに熱間圧延の開始温度及び巻取温度を調整して鋼帯の平均結晶粒径を変化させた。２表面間の温度差は４９℃〜７６℃とした。表１０に、柱状晶の割合及び鋼帯の平均結晶粒径も示す。次いで、表１０に示す圧下率で冷間圧延を行って、厚さが０．２０ｍｍの鋼板を得た。その後、９３０℃で４０秒間の連続仕上げ焼鈍を行って、無方向性電磁鋼板を得た。そして、各無方向性電磁鋼板の、粗大析出物生成元素の硫化物又は酸硫化物に含まれるＳの総質量の当該無方向性電磁鋼板に含まれるＳの総質量に対する割合ＲＳ、｛１００｝結晶方位強度Ｉ、厚さｔ及び平均結晶粒径ｒを測定した。この結果も表１０に示す。表１０中の下線は、その数値が本発明の範囲から外れていることを示す。
第４の試験では、表９に示す化学組成を有する溶鋼を鋳造してスラブを作製し、このスラブの熱間圧延を行って、表１０に示す厚さの鋼帯を得た。表９中の空欄は、当該元素の含有量が検出限界未満であったことを示し、残部はＦｅ及び不純物である。鋳造の際に鋳片の２表面間の温度差を調整して鋼帯出発素材であるスラブの柱状晶の割合並びに熱間圧延の開始温度及び巻取温度を調整して鋼帯の平均結晶粒径を変化させた。２表面間の温度差は４９℃〜７６℃とした。表１０に、柱状晶の割合及び鋼帯の平均結晶粒径も示す。次いで、表１０に示す圧下率で冷間圧延を行って、厚さが０．２０ｍｍの鋼板を得た。その後、９３０℃で４０秒間の連続仕上げ焼鈍を行って、無方向性電磁鋼板を得た。そして、各無方向性電磁鋼板の、粗大析出物生成元素の硫化物又は酸硫化物に含まれるＳの総質量の当該無方向性電磁鋼板に含まれるＳの総質量に対する割合ＲＳ、｛１００｝結晶方位強度Ｉ、厚さｔ及び平均結晶粒径ｒを測定した。この結果も表１０に示す。表１０中の下線は、その数値が本発明の範囲から外れていることを示す。
そして、各無方向性電磁鋼板の磁気特性を測定した。この測定には、外径が５インチ、内径が４インチのリング試験片を用いた。つまり、リング磁気測定を行った。この結果を表１１に示す。表１１中の下線は、その数値が所望の範囲にないことを示している。すなわち、鉄損Ｗ１０／８００の欄の下線は評価基準Ｗ０（Ｗ／ｋｇ）以上であることを示し、磁束密度Ｂ５０の欄の下線は１．６７Ｔ未満であることを示す。
表１１に示すように、化学組成、出発素材であるスラブ柱状晶の割合及び平均結晶粒径が適切な鋼帯を用い、適切な圧下量で冷間圧延を行った試料Ｎｏ．５１〜Ｎｏ．５５では、割合ＲＳ、｛１００｝結晶方位強度Ｉ、厚さｔ及び平均結晶粒径ｒが本発明の範囲内にあるため、リング磁気測定において良好な結果が得られた。適量のＳｎ又はＣｕを含有する試料Ｎｏ．５３及びＮｏ．５４において、特に優れた磁束密度Ｂ５０が得られた。適量のＣｒを含有する試料Ｎｏ．５５において、特に優れた鉄損Ｗ１０／８００が得られた。
冷間圧延の圧下率を高くしすぎた試料Ｎｏ．５６では、｛１００｝結晶方位強度Ｉが低すぎたため、鉄損Ｗ１０／８００が大きく、磁束密度Ｂ５０が低かった。
（第５の試験）
第５の試験では、質量％で、Ｃ：０．００１４％、Ｓｉ：３．０３％、Ａｌ：０．２８％、Ｍｎ：１．４２％、Ｓ：０．００１７％及びＳｒ：０．０００７％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる溶鋼を鋳造してスラブを作製し、このスラブの熱間圧延を行って、厚さが０．８ｍｍの鋼帯を得た。鋳造の際に鋳片の２表面間の温度差を６１℃として鋼帯の出発素材であるスラブの柱状晶の割合を９０％、熱間圧延の開始温度及び巻取温度を調整して鋼帯の平均結晶粒径を０．１７ｍｍとした。次いで、８１．３％の圧下率で冷間圧延を行って、厚さが０．１５ｍｍの鋼板を得た。その後、９７０℃で２０秒間の連続仕上げ焼鈍を行って、無方向性電磁鋼板を得た。仕上げ焼鈍では、通板張力及び９５０℃から７００℃までの冷却速度を変化させた。表１２に通板張力及び冷却速度を示す。そして、各無方向性電磁鋼板の、粗大析出物生成元素の硫化物又は酸硫化物に含まれるＳの総質量の当該無方向性電磁鋼板に含まれるＳの総質量に対する割合ＲＳ、｛１００｝結晶方位強度Ｉ、厚さｔ及び平均結晶粒径ｒを測定した。この結果も表１２に示す。
第５の試験では、質量％で、Ｃ：０．００１４％、Ｓｉ：３．０３％、Ａｌ：０．２８％、Ｍｎ：１．４２％、Ｓ：０．００１７％及びＳｒ：０．０００７％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる溶鋼を鋳造してスラブを作製し、このスラブの熱間圧延を行って、厚さが０．８ｍｍの鋼帯を得た。鋳造の際に鋳片の２表面間の温度差を６１℃として鋼帯の出発素材であるスラブの柱状晶の割合を９０％、熱間圧延の開始温度及び巻取温度を調整して鋼帯の平均結晶粒径を０．１７ｍｍとした。次いで、８１．３％の圧下率で冷間圧延を行って、厚さが０．１５ｍｍの鋼板を得た。その後、９７０℃で２０秒間の連続仕上げ焼鈍を行って、無方向性電磁鋼板を得た。仕上げ焼鈍では、通板張力及び９５０℃から７００℃までの冷却速度を変化させた。表１２に通板張力及び冷却速度を示す。そして、各無方向性電磁鋼板の、粗大析出物生成元素の硫化物又は酸硫化物に含まれるＳの総質量の当該無方向性電磁鋼板に含まれるＳの総質量に対する割合ＲＳ、｛１００｝結晶方位強度Ｉ、厚さｔ及び平均結晶粒径ｒを測定した。この結果も表１２に示す。
そして、各無方向性電磁鋼板の磁気特性を測定した。この測定には、外径が５インチ、内径が４インチのリング試験片を用いた。つまり、リング磁気測定を行った。この結果を表１３に示す。
表１３に示すように、試料Ｎｏ．６１〜Ｎｏ．６４では、化学組成が本発明の範囲内にあり、割合ＲＳ、｛１００｝結晶方位強度Ｉ、厚さｔ及び平均結晶粒径ｒが本発明の範囲内にあるため、リング磁気測定において良好な結果が得られた。通板張力を３ＭＰａ以下とした試料Ｎｏ．６２及びＮｏ．６３において、弾性歪異方性が低く、特に優れた鉄損Ｗ１０／８００及び磁束密度Ｂ５０が得られた。９５０℃から７００℃までの冷却速度を１℃／秒以下とした試料Ｎｏ．６４において、更に弾性歪異方性が低く、更に優れた鉄損Ｗ１０／８００及び磁束密度Ｂ５０が得られた。なお、弾性歪異方性の測定では、各辺の長さが５５ｍｍで、２辺が圧延方向に平行で、２辺が圧延方向に垂直な方向（板幅方向）に平行な平面形状が４角形の試料を各無方向性電磁鋼板から切り出し、弾性歪の影響で変形した後の各辺の長さを測定した。そして、圧延方向に垂直な方向の長さが圧延方向の長さよりどれだけ大きいかを求めた。
（第６の試験）
第６の試験では、表１４に示す化学組成を有する溶鋼を双ロール法により急速凝固させて鋼帯を得た。表１４中の空欄は、当該元素の含有量が検出限界未満であったことを示し、残部はＦｅ及び不純物である。表１４中の下線は、その数値が本発明の範囲から外れていることを示す。次いで、鋼帯の冷間圧延及び仕上げ焼鈍を行って種々の無方向性電磁鋼板を作製した。そして、各無方向性電磁鋼板の、粗大析出物生成元素の硫化物又は酸硫化物に含まれるＳの総質量の当該無方向性電磁鋼板に含まれるＳの総質量に対する割合ＲＳ、｛１００｝結晶方位強度Ｉ、厚さｔ及び平均結晶粒径ｒを測定した。この結果を表１５に示す。表１５中の下線は、その数値が本発明の範囲から外れていることを示す。
第６の試験では、表１４に示す化学組成を有する溶鋼を双ロール法により急速凝固させて鋼帯を得た。表１４中の空欄は、当該元素の含有量が検出限界未満であったことを示し、残部はＦｅ及び不純物である。表１４中の下線は、その数値が本発明の範囲から外れていることを示す。次いで、鋼帯の冷間圧延及び仕上げ焼鈍を行って種々の無方向性電磁鋼板を作製した。そして、各無方向性電磁鋼板の、粗大析出物生成元素の硫化物又は酸硫化物に含まれるＳの総質量の当該無方向性電磁鋼板に含まれるＳの総質量に対する割合ＲＳ、｛１００｝結晶方位強度Ｉ、厚さｔ及び平均結晶粒径ｒを測定した。この結果を表１５に示す。表１５中の下線は、その数値が本発明の範囲から外れていることを示す。
そして、各無方向性電磁鋼板の磁気特性を測定した。この測定には、外径が５インチ、内径が４インチのリング試験片を用いた。つまり、リング磁気測定を行った。この結果を表１６に示す。表１６中の下線は、その数値が所望の範囲にないことを示している。すなわち、鉄損Ｗ１０／８００の欄の下線は、式２で表される評価基準Ｗ０（Ｗ／ｋｇ）以上であることを示す。
Ｗ０＝３０×［０．４５＋０．５５×｛０．５×（ｔ／０．２０）＋０．５×（ｔ／０．２０）２｝］ （式２）
Ｗ０＝３０×［０．４５＋０．５５×｛０．５×（ｔ／０．２０）＋０．５×（ｔ／０．２０）２｝］ （式２）
表１６に示すように、試料Ｎｏ．１１１〜Ｎｏ．１２０では、化学組成が本発明の範囲内にあり、割合ＲＳ、｛１００｝結晶方位強度Ｉ、厚さｔ及び平均結晶粒径ｒが本発明の範囲内にあるため、リング磁気測定において良好な結果が得られた。
試料Ｎｏ．１０１では、割合ＲＳが低すぎたため、鉄損Ｗ１０／８００が大きかった。試料Ｎｏ．１０２では、｛１００｝結晶方位強度Ｉが低すぎたため、鉄損Ｗ１０／８００が大きかった。試料Ｎｏ．１０３では、厚さｔが小さすぎたため、鉄損Ｗ１０／８００が大きかった。試料Ｎｏ．１０４では、厚さｔが大きすぎたため、鉄損Ｗ１０／８００が大きかった。試料Ｎｏ．１０５では、平均結晶粒径ｒが小さすぎたため、鉄損Ｗ１０／８００が大きかった。試料Ｎｏ．１０６では、平均結晶粒径ｒが大きすぎたため、鉄損Ｗ１０／８００が大きかった。試料Ｎｏ．１０７では、Ｓ含有量が高すぎたため、鉄損Ｗ１０／８００が大きかった。試料Ｎｏ．１０８では、粗大析出物生成元素の総含有量が低すぎたため、鉄損Ｗ１０／８００が大きかった。試料Ｎｏ．１０９では、粗大析出物生成元素の総含有量が高すぎたため、鉄損Ｗ１０／８００が大きかった。試料Ｎｏ．１１０では、パラメータＱが小さすぎたため、鉄損Ｗ１０／８００が大きかった。
（第７の試験）
第７の試験では、質量％で、Ｃ：０．００２３％、Ｓｉ：３．４６％、Ａｌ：０．６３％、Ｍｎ：０．２０％、Ｓ：０．０００３％及びＮｄ：０．０００８％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる溶鋼を双ロール法により急速凝固させて、厚さが１．４ｍｍの鋼帯を得た。このとき、注入温度を調整して鋼帯の柱状晶の割合及び平均結晶粒径を変化させた。表１７に、注入温度と凝固温度との差、柱状晶の割合及び鋼帯の平均結晶粒径を示す。次いで、７８．６％の圧下率で冷間圧延を行って、厚さが０．３０ｍｍの鋼板を得た。その後、９５０℃で３０秒間の連続仕上げ焼鈍を行って、無方向性電磁鋼板を得た。そして、各無方向性電磁鋼板の、粗大析出物生成元素の硫化物又は酸硫化物に含まれるＳの総質量の当該無方向性電磁鋼板に含まれるＳの総質量に対する割合ＲＳ、｛１００｝結晶方位強度Ｉ、厚さｔ及び平均結晶粒径ｒを測定した。この結果も表１７に示す。表１７中の下線は、その数値が本発明の範囲から外れていることを示す。
第７の試験では、質量％で、Ｃ：０．００２３％、Ｓｉ：３．４６％、Ａｌ：０．６３％、Ｍｎ：０．２０％、Ｓ：０．０００３％及びＮｄ：０．０００８％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる溶鋼を双ロール法により急速凝固させて、厚さが１．４ｍｍの鋼帯を得た。このとき、注入温度を調整して鋼帯の柱状晶の割合及び平均結晶粒径を変化させた。表１７に、注入温度と凝固温度との差、柱状晶の割合及び鋼帯の平均結晶粒径を示す。次いで、７８．６％の圧下率で冷間圧延を行って、厚さが０．３０ｍｍの鋼板を得た。その後、９５０℃で３０秒間の連続仕上げ焼鈍を行って、無方向性電磁鋼板を得た。そして、各無方向性電磁鋼板の、粗大析出物生成元素の硫化物又は酸硫化物に含まれるＳの総質量の当該無方向性電磁鋼板に含まれるＳの総質量に対する割合ＲＳ、｛１００｝結晶方位強度Ｉ、厚さｔ及び平均結晶粒径ｒを測定した。この結果も表１７に示す。表１７中の下線は、その数値が本発明の範囲から外れていることを示す。
そして、各無方向性電磁鋼板の磁気特性を測定した。この測定には、外径が５インチ、内径が４インチのリング試験片を用いた。つまり、リング磁気測定を行った。この結果を表１８に示す。表１８中の下線は、その数値が所望の範囲にないことを示している。すなわち、鉄損Ｗ１０／８００の欄の下線は評価基準Ｗ０（Ｗ／ｋｇ）以上であることを示し、磁束密度Ｂ５０の欄の下線は１．６７Ｔ未満であることを示す。
表１８に示すように、柱状晶の割合が適切な鋼帯を用いた試料Ｎｏ．１３３では、割合ＲＳ、｛１００｝結晶方位強度Ｉ、厚さｔ及び平均結晶粒径ｒが本発明の範囲内にあるため、リング磁気測定において良好な結果が得られた。
柱状晶の割合が低すぎる鋼帯を用いた試料Ｎｏ．１３１では、割合ＲＳ及び｛１００｝結晶方位強度Ｉが低すぎたため、鉄損Ｗ１０／８００が大きく、磁束密度Ｂ５０が低かった。柱状晶の割合が低すぎる鋼帯を用いた試料Ｎｏ．１３２では、｛１００｝結晶方位強度Ｉが低すぎたため、鉄損Ｗ１０／８００が大きく、磁束密度Ｂ５０が低かった。
（第８の試験）
第８の試験では、表１９に示す化学組成を有する溶鋼を双ロール法により急速凝固させて、厚さが１．２ｍｍの鋼帯を得た。残部はＦｅ及び不純物であり、表１９中の下線は、その数値が本発明の範囲から外れていることを示す。このとき、注入温度を調整して鋼帯の柱状晶の割合及び平均結晶粒径を変化させた。注入温度は凝固温度よりも２９℃〜３５℃高くした。表２０に、柱状晶の割合及び鋼帯の平均結晶粒径を示す。次いで、７９．２％の圧下率で冷間圧延を行って、厚さが０．２５ｍｍの鋼板を得た。その後、９２０℃で４５秒間の連続仕上げ焼鈍を行って、無方向性電磁鋼板を得た。そして、各無方向性電磁鋼板の、粗大析出物生成元素の硫化物又は酸硫化物に含まれるＳの総質量の当該無方向性電磁鋼板に含まれるＳの総質量に対する割合ＲＳ、｛１００｝結晶方位強度Ｉ、厚さｔ及び平均結晶粒径ｒを測定した。この結果も表２０に示す。表２０中の下線は、その数値が本発明の範囲から外れていることを示す。
第８の試験では、表１９に示す化学組成を有する溶鋼を双ロール法により急速凝固させて、厚さが１．２ｍｍの鋼帯を得た。残部はＦｅ及び不純物であり、表１９中の下線は、その数値が本発明の範囲から外れていることを示す。このとき、注入温度を調整して鋼帯の柱状晶の割合及び平均結晶粒径を変化させた。注入温度は凝固温度よりも２９℃〜３５℃高くした。表２０に、柱状晶の割合及び鋼帯の平均結晶粒径を示す。次いで、７９．２％の圧下率で冷間圧延を行って、厚さが０．２５ｍｍの鋼板を得た。その後、９２０℃で４５秒間の連続仕上げ焼鈍を行って、無方向性電磁鋼板を得た。そして、各無方向性電磁鋼板の、粗大析出物生成元素の硫化物又は酸硫化物に含まれるＳの総質量の当該無方向性電磁鋼板に含まれるＳの総質量に対する割合ＲＳ、｛１００｝結晶方位強度Ｉ、厚さｔ及び平均結晶粒径ｒを測定した。この結果も表２０に示す。表２０中の下線は、その数値が本発明の範囲から外れていることを示す。
そして、各無方向性電磁鋼板の磁気特性を測定した。この測定には、外径が５インチ、内径が４インチのリング試験片を用いた。つまり、リング磁気測定を行った。この結果を表２１に示す。表２１中の下線は、その数値が所望の範囲にないことを示している。すなわち、磁束密度Ｂ５０の欄の下線は１．６７Ｔ未満であることを示す。
表２１に示すように、化学組成、柱状晶の割合及び平均結晶粒径が適切な鋼帯を用いた試料Ｎｏ．１４４では、割合ＲＳ、｛１００｝結晶方位強度Ｉ、厚さｔ及び平均結晶粒径ｒが本発明の範囲内にあるため、リング磁気測定において良好な結果が得られた。
平均結晶粒径が低すぎる鋼帯を用いた試料Ｎｏ．１４１及びＮｏ．１４２では、｛１００｝結晶方位強度Ｉが低すぎたため、磁束密度Ｂ５０が低かった。試料Ｎｏ．１４３では、粗大析出物生成元素の総含有量及び割合ＲＳが低すぎたため、磁束密度Ｂ５０が低かった。試料Ｎｏ．１４５では、粗大析出物生成元素の総含有量が高すぎて、平均結晶粒径ｒが小さすぎたため、磁束密度Ｂ５０が低かった。
（第９の試験）
第９の試験では、表２２に示す化学組成を有する溶鋼を双ロール法により急速凝固させて、表２３に示す厚さの鋼帯を得た。表２２中の空欄は、当該元素の含有量が検出限界未満であったことを示し、残部はＦｅ及び不純物である。このとき、注入温度を調整して鋼帯の柱状晶の割合及び平均結晶粒径を変化させた。注入温度は凝固温度よりも２８℃〜３７℃高くした。表２３に、柱状晶の割合及び鋼帯の平均結晶粒径も示す。次いで、表２３に示す圧下率で冷間圧延を行って、厚さが０．２０ｍｍの鋼板を得た。その後、９３０℃で４０秒間の連続仕上げ焼鈍を行って、無方向性電磁鋼板を得た。そして、各無方向性電磁鋼板の、粗大析出物生成元素の硫化物又は酸硫化物に含まれるＳの総質量の当該無方向性電磁鋼板に含まれるＳの総質量に対する割合ＲＳ、｛１００｝結晶方位強度Ｉ、厚さｔ及び平均結晶粒径ｒを測定した。この結果も表２３に示す。表２３中の下線は、その数値が本発明の範囲から外れていることを示す。
第９の試験では、表２２に示す化学組成を有する溶鋼を双ロール法により急速凝固させて、表２３に示す厚さの鋼帯を得た。表２２中の空欄は、当該元素の含有量が検出限界未満であったことを示し、残部はＦｅ及び不純物である。このとき、注入温度を調整して鋼帯の柱状晶の割合及び平均結晶粒径を変化させた。注入温度は凝固温度よりも２８℃〜３７℃高くした。表２３に、柱状晶の割合及び鋼帯の平均結晶粒径も示す。次いで、表２３に示す圧下率で冷間圧延を行って、厚さが０．２０ｍｍの鋼板を得た。その後、９３０℃で４０秒間の連続仕上げ焼鈍を行って、無方向性電磁鋼板を得た。そして、各無方向性電磁鋼板の、粗大析出物生成元素の硫化物又は酸硫化物に含まれるＳの総質量の当該無方向性電磁鋼板に含まれるＳの総質量に対する割合ＲＳ、｛１００｝結晶方位強度Ｉ、厚さｔ及び平均結晶粒径ｒを測定した。この結果も表２３に示す。表２３中の下線は、その数値が本発明の範囲から外れていることを示す。
そして、各無方向性電磁鋼板の磁気特性を測定した。この測定には、外径が５インチ、内径が４インチのリング試験片を用いた。つまり、リング磁気測定を行った。この結果を表２４に示す。表２４中の下線は、その数値が所望の範囲にないことを示している。すなわち、鉄損Ｗ１０／８００の欄の下線は評価基準Ｗ０（Ｗ／ｋｇ）以上であることを示し、磁束密度Ｂ５０の欄の下線は１．６７Ｔ未満であることを示す。
表２４に示すように、化学組成、柱状晶の割合及び平均結晶粒径が適切な鋼帯を用い、適切な圧下量で冷間圧延を行った試料Ｎｏ．１５１〜Ｎｏ．１５５では、割合ＲＳ、｛１００｝結晶方位強度Ｉ、厚さｔ及び平均結晶粒径ｒが本発明の範囲内にあるため、リング磁気測定において良好な結果が得られた。適量のＳｎ又はＣｕを含有する試料Ｎｏ．１５３及びＮｏ．１５４において、特に優れた磁束密度Ｂ５０が得られた。適量のＣｒを含有する試料Ｎｏ．１５５において、特に優れた鉄損Ｗ１０／８００が得られた。
冷間圧延の圧下率を高くしすぎた試料Ｎｏ．１５６では、｛１００｝結晶方位強度Ｉが低すぎたため、鉄損Ｗ１０／８００が大きく、磁束密度Ｂ５０が低かった。
（第１０の試験）
第１０の試験では、質量％で、Ｃ：０．００１４％、Ｓｉ：３．０３％、Ａｌ：０．２８％、Ｍｎ：１．４２％、Ｓ：０．００１７％及びＳｒ：０．０００７％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる溶鋼を双ロール法により急速凝固させて、厚さが０．８ｍｍの鋼帯を得た。このとき、注入温度を凝固温度よりも３２℃高くして鋼帯の柱状晶の割合を９０％、平均結晶粒径を０．１７ｍｍとした。次いで、８１．３％の圧下率で冷間圧延を行って、厚さが０．１５ｍｍの鋼板を得た。その後、９７０℃で２０秒間の連続仕上げ焼鈍を行って、無方向性電磁鋼板を得た。仕上げ焼鈍では、通板張力及び９５０℃から７００℃までの冷却速度を変化させた。表２５に通板張力及び冷却速度を示す。そして、各無方向性電磁鋼板の、粗大析出物生成元素の硫化物又は酸硫化物に含まれるＳの総質量の当該無方向性電磁鋼板に含まれるＳの総質量に対する割合ＲＳ、｛１００｝結晶方位強度Ｉ、厚さｔ及び平均結晶粒径ｒを測定した。この結果も表２５に示す。
第１０の試験では、質量％で、Ｃ：０．００１４％、Ｓｉ：３．０３％、Ａｌ：０．２８％、Ｍｎ：１．４２％、Ｓ：０．００１７％及びＳｒ：０．０００７％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる溶鋼を双ロール法により急速凝固させて、厚さが０．８ｍｍの鋼帯を得た。このとき、注入温度を凝固温度よりも３２℃高くして鋼帯の柱状晶の割合を９０％、平均結晶粒径を０．１７ｍｍとした。次いで、８１．３％の圧下率で冷間圧延を行って、厚さが０．１５ｍｍの鋼板を得た。その後、９７０℃で２０秒間の連続仕上げ焼鈍を行って、無方向性電磁鋼板を得た。仕上げ焼鈍では、通板張力及び９５０℃から７００℃までの冷却速度を変化させた。表２５に通板張力及び冷却速度を示す。そして、各無方向性電磁鋼板の、粗大析出物生成元素の硫化物又は酸硫化物に含まれるＳの総質量の当該無方向性電磁鋼板に含まれるＳの総質量に対する割合ＲＳ、｛１００｝結晶方位強度Ｉ、厚さｔ及び平均結晶粒径ｒを測定した。この結果も表２５に示す。
そして、各無方向性電磁鋼板の磁気特性を測定した。この測定には、外径が５インチ、内径が４インチのリング試験片を用いた。つまり、リング磁気測定を行った。この結果を表２６に示す。
表２６に示すように、試料Ｎｏ．１６１〜Ｎｏ．１６４では、化学組成が本発明の範囲内にあり、割合ＲＳ、｛１００｝結晶方位強度Ｉ、厚さｔ及び平均結晶粒径ｒが本発明の範囲内にあるため、リング磁気測定において良好な結果が得られた。通板張力を３ＭＰａ以下とした試料Ｎｏ．１６２及びＮｏ．１６３において、弾性歪異方性が低く、特に優れた鉄損Ｗ１０／８００及び磁束密度Ｂ５０が得られた。９５０℃から７００℃までの冷却速度を１℃／秒以下とした試料Ｎｏ．１６４において、更に弾性歪異方性が低く、更に優れた鉄損Ｗ１０／８００及び磁束密度Ｂ５０が得られた。なお、弾性歪異方性の測定では、各辺の長さが５５ｍｍで、２辺が圧延方向に平行で、２辺が圧延方向に垂直な方向（板幅方向）に平行な平面形状が４角形の試料を各無方向性電磁鋼板から切り出し、弾性歪の影響で変形した後の各辺の長さを測定した。そして、圧延方向に垂直な方向の長さが圧延方向の長さよりどれだけ大きいかを求めた。
本発明は、例えば、無方向性電磁鋼板の製造産業及び無方向性電磁鋼板の利用産業において利用することができる。
Claims (3)
- 質量％で、
Ｃ：０．００３０％以下、
Ｓｉ：２．００％〜４．００％、
Ａｌ：０．１０％〜３．００％、
Ｍｎ：０．１０％〜２．００％、
Ｓ：０．００３０％以下、
Ｍｇ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ及びＣｄからなる群から選択された一種以上：総計で０．０００３％以上０．００１５％未満、
Ｓｉ含有量（質量％）を［Ｓｉ］、Ａｌ含有量（質量％）を［Ａｌ］、Ｍｎ含有量（質量％）を［Ｍｎ］としたときに式１で表されるパラメータＱ：２．００以上、
Ｓｎ：０．００％〜０．４０％、
Ｃｕ：０．０％〜１．０％、
Ｃｒ：０．０％〜１０．０％、かつ
残部：Ｆｅ及び不純物、
で表される化学組成を有し、
Ｍｇ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ又はＣｄの硫化物又は酸硫化物に含まれるＳの総質量が、無方向性電磁鋼板に含まれるＳの総質量の１０％以上であり、
｛１００｝結晶方位強度が３．０以上であり、
厚さが０．１５ｍｍ〜０．３０ｍｍであり、
平均結晶粒径が６５μｍ〜１００μｍであることを特徴とする無方向性電磁鋼板。
Ｑ＝［Ｓｉ］＋２［Ａｌ］−［Ｍｎ］ （式１） - 前記化学組成において、
Ｓｎ：０．０２％〜０．４０％、若しくは
Ｃｕ：０．１％〜１．０％、
又はこれらの両方が満たされ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。 - 前記化学組成において、
Ｃｒ：０．２％〜１０．０％
が満たされることを特徴とする請求項１又は２に記載の無方向性電磁鋼板。
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