JP2636609B2

JP2636609B2 - 磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板

Info

Publication number: JP2636609B2
Application number: JP3311546A
Authority: JP
Inventors: 邦和冨田; 俊治飯塚; 善彦尾田; 昭彦西本
Original assignee: Nippon Kokan Ltd
Current assignee: JFE Engineering Corp
Priority date: 1991-10-31
Filing date: 1991-10-31
Publication date: 1997-07-30
Anticipated expiration: 2012-07-30
Also published as: JPH05125495A

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】この発明は、鉄損が低く且つ磁束
密度の高い無方向性電磁鋼板に関するものである。

【０００２】

【従来の技術】モータ、変圧器等の鉄芯材料として使用
される無方向性電磁鋼板は、電気機器の省エネルギー化
を図るため、鉄損が低く磁束密度が高いことが重要であ
る。特に最近では、機器の小型・高効率化を達成するた
めに、鉄損を低く保ちつつ、従来にも増して高い磁束密
度を有する材料の開発要請が益々強まってきている。無
方向性電磁鋼板は、その鉄損と磁束密度の値により各グ
レードに分けられている。一般には、高グレード材はＳ
ｉ含有量を高め鉄損の低下を図っているが、Ｓｉ含有量
の増加に伴い磁束密度も低下してしまう。これに対し
て、低グレード材はＳｉ含有量を低くしているため飽和
磁束密度の低下が抑えられ、比較的高い磁束密度が得ら
れるものの、鉄損が高いという問題がある。したがっ
て、単なるＳｉ量の調整だけでは低鉄損−高磁束密度化
は図ることができず、応分の工夫が必要となる。

【０００３】これまでにも化学成分上の改良、特にＳ
ｂ、Ｓｎ等の特殊元素の添加により鉄損或いは磁束密度
を改善しようとする試みが幾つかなされている。例え
ば、Ｓｂ添加に関しては、特開昭５４−６８７１７号、
特開昭５８−１４７５６３号、特開昭６１−４４１２４
号等が、また、Ｓｎ添加に関しては、特開昭５５−１５
８２５２号、特開昭５６−９８４２０号、特開昭５６−
１０２５２０号等が提案されている。また、特開昭６２
−１８００１４号、特開昭６４−３９３４８号、特開平
２−２６３９５２号等ではＳｎとＣｕの複合添加に関す
る技術が、特開昭５９−１５７２５９号、特開昭６３−
３３５１８号等ではＳｎとＭｎの複合添加に関する技術
が、さらに特開昭６３−３１７６２７号等ではＮｉとＭ
ｎの複合添加に関する技術がそれぞれ開示されている。

【０００４】

【発明が解決しようとする課題】しかしながら、上述し
た各提案のうち、Ｓｂ添加に関するものは磁束密度の向
上が主眼であるため鉄損の低下が不十分であり、また逆
に、Ｓｎ添加に関するものは鉄損の低下が主眼であるた
め磁束密度の向上（特に高磁場域での磁束密度）が不十
分であるという問題がある。また、両技術ともにＳｂ、
Ｓｎを粒界偏析させるため長時間の熱延板焼鈍や二冷圧
における中間焼鈍、さらには、一部の技術ではユーザー
での歪取り焼鈍を必要とし、工程の複雑化やコスト上昇
が避けられない。また、Ｓｎ＋Ｃｕ、Ｓｎ＋Ｍｎ、Ｍｎ
＋Ｎｉ等の複合添加を行う技術では、その効果を十分に
発揮させるためにはこれら元素の複合添加量を１．０〜
１．５ｗｔ％以上とする必要があり、必然的に飽和磁束
密度が低下する結果、磁束密度自体の向上はそれほど大
きくない。

【０００５】このように、従来の技術では鉄損、磁束密
度の両者を同時に十分改善し得ない、或いは長時間の熱
延板焼鈍や二冷圧法、さらにはユーザーでの歪取り焼鈍
を必要とし、工程の複雑化やコスト上昇が避けられな
い、といった問題を有している。

【０００６】このような問題に対し、本出願人は先に、
Ｇｅ添加により磁気特性向上効果が得られるという新た
な知見に基づき、上記した問題点を回避し得る技術を特
願平３−８４６９１号として提案した。すなわち、Ｇｅ
量を適量添加することにより、長時間の熱延板焼鈍や二
冷圧法等の実施による工程の複雑化やコスト上昇を招く
ことなく、通常の製造方法を採るだけで鉄損、磁束密度
ともに十分に改善された鋼板が得られることを明らかに
した。

【０００７】本発明は、このようなＧｅ添加により磁気
特性改善を図る技術を基本とし、これをさらに前進させ
て、Ｇｅ添加による磁気特性改善効果を維持しつつ、一
層のコスト低減を実現できる技術を提供しようとするも
のである。

【０００８】

【課題を解決するための手段】本発明者らは、Ｇｅ添加
により磁気特性改善を図ることを前提とし、鋼板に添加
される各元素の得失を再度検討、考察した。その結果、
ＳｂとＳｎは、これらの単独添加或いは従来検討されて
きた他元素との複合添加では、上記のような磁気特性を
改善する上での問題を有するが、Ｓｂ、ＳｎをＧｅと共
存させた場合にはそのような問題は生じず、Ｇｅと同様
の優れた磁気特性改善効果を発揮し得ること、したがっ
て、Ｇｅの一部を比較的安価なＳｂ、Ｓｎで代替でき、
これによって、コスト低減を図りつつ、Ｇｅ単独添加の
場合と同等の十分な磁気特性改善が達成できることを知
見した。

【０００９】なお、後に詳述するが、本発明の骨子はＧ
ｅとの共存下でＳｂまたはＳｎ若しくはＳｂおよびＳｎ
を添加することにあるが、同じ複合添加でもＳｂとＳｎ
だけの組合せや、従来技術にあるＣｕ、Ｍｎ等の他の元
素とＳｂまたはＳｎの組合せでは、同等の効果は決して
得られないことも併せて確認した。すなわち、Ｇｅとの
共存下でＳｂ、Ｓｎを添加することにより得られる磁気
特性改善効果は、従来技術とは明らかに異なる作用効果
に立脚するものであり、本発明者らの検討、考察により
初めて明らかになったものである。

【００１０】本発明は以上のような知見に基づきなされ
たもので、その構成は、少なくとも熱間圧延、冷間圧延
および仕上焼鈍の各工程を経て製造される無方向性電磁
鋼板であって、Ｃ：０．００５０ｗｔ％以下、Ｓｉ：
０．１ｗｔ％以上３．５ｗｔ％以下、Ｍｎ：０．１ｗｔ
％以上０．９ｗｔ％以下、Ｐ：０．２ｗｔ％以下、Ｓ：
０．０１５ｗｔ％以下、Ａｌ：１．５ｗｔ％以下、Ｎ：
０．００５０ｗｔ％以下、Ｇｅ：０．００３０ｗｔ％以
上０．０１００ｗｔ％未満を含有し、これにＳｂおよび
Ｓｎのうち１種または２種を、［Ｇｅ］ｅｑ．＝０．０１００〜０．１０００但し、［Ｇｅ］ｅｑ．＝％Ｇｅ＋（％Ｓｂ＋％Ｓｎ）／２％Ｇｅ：Ｇｅ含有量（ｗｔ％）％Ｓｂ：Ｓｂ含有量（ｗｔ％）％Ｓｎ：Ｓｎ含有量（ｗｔ％）を満足するように含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純
物からなることを特徴とする磁気特性に優れた無方向性
電磁鋼板である。

【００１１】

【作用】次に、本発明の作用効果をその限定理由ととも
に説明する。まず、本発明の鋼板の成分組成について説
明する。

【００１２】（１）Ｇｅ量第１表に記載の鋼Ａ群〜鋼Ｄ群を溶製し、スラブとし
た。これら鋼Ａ群〜鋼Ｄ群のうち、鋼Ａ群は、Ｓｉ：
０．１４ｗｔ％、Ａｌ：ｔｒ．、Ｓｉ＋Ａｌ≒０．１４
ｗｔ％を含有する下記〜の鋼に、Ｇｅ量をｔｒ．
（無添加）〜０．０１３０ｗｔ％の範囲で種々変化させ
て添加したものである。Ｓｂ、Ｓｎ無添加（鋼Ａ−１）Ｓｂ：０．０８３ｗｔ％添加（鋼Ａ−２）Ｓｎ：０．１２３ｗｔ％添加（鋼Ａ−３）Ｓｂ：０．０５６ｗｔ％、Ｓｎ：０．０２５ｗｔ％添
加（鋼Ａ−４）

【００１３】鋼Ｂ群は、Ｓｉ：１．４２ｗｔ％、Ａｌ：
０．０９８ｗｔ％、Ｓｉ＋Ａｌ≒１．５２ｗｔ％を含有
する下記〜の鋼に、Ｇｅ量をｔｒ．（無添加）〜
０．０１３０ｗｔ％の範囲で種々変化させて添加したも
のである。Ｓｂ、Ｓｎ無添加（鋼Ｂ−１）Ｓｂ：０．０２６ｗｔ％添加（鋼Ｂ−２）Ｓｎ：０．０４１ｗｔ％添加（鋼Ｂ−３）Ｓｂ：０．０１３ｗｔ％、Ｓｎ：０．０３０ｗｔ％添
加（鋼Ｂ−４）

【００１４】鋼Ｃ群は、Ｓｉ：１．６３ｗｔ％、Ａｌ：
０．２７２ｗｔ％、Ｓｉ＋Ａｌ≒１．９０ｗｔ％を含有
する下記〜の鋼に、Ｇｅ量をｔｒ．（無添加）〜
０．０１３０ｗｔ％の範囲で種々変化させて添加したも
のである。Ｓｂ、Ｓｎ無添加（鋼Ｃ−１）Ｓｂ：０．１６６ｗｔ％添加（鋼Ｃ−２）Ｓｎ：０．０９８ｗｔ％添加（鋼Ｃ−３）Ｓｂ：０．０９９ｗｔ％、Ｓｎ：０．０６３ｗｔ％添
加（鋼Ｃ−４）

【００１５】鋼Ｄ群は、Ｓｉ：３．０５ｗｔ％、Ａｌ：
０．５１１ｗｔ％、Ｓｉ＋Ａｌ≒３．５６ｗｔ％を含有
する下記〜の鋼に、Ｇｅ量をｔｒ．（無添加）〜
０．０１３０ｗｔ％の範囲で種々変化させて添加したも
のである。Ｓｂ、Ｓｎ無添加（鋼Ｄ−１）Ｓｂ：０．０１９ｗｔ％添加（鋼Ｄ−２）Ｓｎ：０．０３２ｗｔ％添加（鋼Ｄ−３）Ｓｂ：０．０１２ｗｔ％、Ｓｎ：０．０２４ｗｔ％添
加（鋼Ｄ−４）

【００１６】これらのスラブを、表２に記載の条件で熱
間圧延−冷間圧延−仕上焼鈍、または熱間圧延−熱延板
焼鈍−冷間圧延−仕上焼鈍に供し、板厚０．５ｍｍの鋼
板を得た。しかる後、これら鋼板からリング状試験片を
打ち抜き、これらの磁気特性を測定することで、鋼板の
全方向平均値としての磁気特性を評価した。

【００１７】図１〜図４は、その結果を鋼Ａ群〜鋼Ｄ群
の各々についてＧｅ量で整理して示したものである。こ
れら図面によれば、Ｓｉ量、Ａｌ量はもとより、Ｃ、Ｍ
ｎ、Ｐ、Ｓ、Ｎの各含有量が異なる鋼Ａ群〜鋼Ｄ群のい
ずれにおいても、すなわちベース成分に拘らず、さらに
は熱延板焼鈍の有無、熱延板焼鈍を行う場合の焼鈍時間
の長短、或いは仕上焼鈍温度等のプロセス条件に拘ら
ず、等しく、Ｇｅの磁気特性向上効果を一部Ｓｂまたは
Ｓｎで代替し得ることが判る。すなわち、ベース成分も
プロセス条件も異なる図１〜図４に関して、以下のよう
な共通した結果が認められる。

【００１８】（ａ）Ｓｂ、Ｓｎは無添加でＧｅのみ添加
した場合（各鋼群のＮｏ．１鋼）では、特願平３−８４
６９１号で開示したように、Ｇｅ：０．０１００ｗｔ％
以上で磁気特性が著しく向上する（磁束密度Ｂ₅₀が上昇
し、鉄損Ｗ₁₅／₅₀が低下する）。

【００１９】（ｂ）ＳｂまたはＳｎを添加した場合（各
鋼群のＮｏ．２、Ｎｏ．３鋼）或いはＳｂとＳｎを同時
に添加した場合（各鋼群のＮｏ．４鋼）では、Ｇｅ：
０．０１００ｗｔ％未満においても上記（ａ）と同等の
磁気特性向上が達成されている。但し、この場合もＧｅ
量には下限、すなわち必要最低量が存在するが、この下
限値は、ＳｂおよびＳｎの添加量がＳｂ：０．０１２〜
０．１６６ｗｔ％、Ｓｎ：０．０２４〜０．１２３ｗｔ
％と広範囲に変化しても、すなわちＳｂ、Ｓｎ添加量に
拘らず０．００３０ｗｔ％と一定である。

【００２０】（ｃ）Ｇｅ：０．００３０ｗｔ％未満で
は、最大でＳｂを０．１６６ｗｔ％、Ｓｎを０．１２３
ｗｔ％添加しても（鋼Ｃ−２および鋼Ａ−３）、或いは
ＳｂとＳｎを両者の和で０．１６２ｗｔ％添加しても
（鋼Ｃ−４）、磁気特性の改善代は上記（ａ）に比べは
るかに小さい。

【００２１】このように、Ｇｅを０．０１００ｗｔ％以
上添加しなくても、Ｇｅ添加量を０．００３０ｗｔ％以
上確保すれば、残りをＳｂまたはＳｎの添加或いはＳｂ
とＳｎの複合添加によって代替することができ、これに
よりＧｅを０．０１００ｗｔ％以上単独添加した場合と
同じく、磁気特性を著しく向上させ得ることが判る。前
述したように本発明の骨子は、Ｇｅによる著しい磁気特
性向上効果を維持しつつ、Ｇｅの一部を比較的安価なＳ
ｂ、Ｓｎで代替しコスト低減を図ることにあり、このた
めには、上記のようにＧｅ量は最低０．００３０ｗｔ％
は必要であり、したがってこれを本発明のＧｅ量の下限
とした。一方、Ｇｅ：０．０１００ｗｔ％以上では、Ｓ
ｂ、Ｓｎを特段添加しなくてもＧｅ単独添加のみで著し
く特性が向上し、加えてＳｂ、Ｓｎ添加による特性の向
上代も小さい。このため本発明では、Ｇｅ量を０．０１
００ｗｔ％未満と規定した。

【００２２】本発明の要件の１つは、上述したようにＳ
ｂ、Ｓｎを添加することにあるが、最も重要な要件はＧ
ｅの添加を必須とすることにある。Ｇｅ、Ｓｂ、Ｓｎの
３者を考えた場合、複合添加の組合せとしては、本発明
で規定するＧｅを含んだ組合せ、すなわちＧｅ＋Ｓｂ、
Ｇｅ＋Ｓｎ、Ｇｅ＋Ｓｂ＋Ｓｎ以外に、Ｓｂ＋Ｓｎの組
合せも考えられる。これは、表１に記載の各鋼群のうち
Ｎｏ．４のＧｅ量：ｔｒ．の鋼に相当するが、図１〜図
４で明らかなように、この鋼の磁気特性はＳｂまたはＳ
ｎの単独添加鋼（ＳｂまたはＳｎをＳｂ＋Ｓｎ量に相当
する程度添加した鋼）と大差がなく、その値はＧｅ＋Ｓ
ｎまたはＧｅ＋Ｓｂという組合せの鋼と比較して、はる
かに劣ったものとなっている。

【００２３】具体的には、例えば、図１はＳｉ＋Ａｌ≒
０．１４ｗｔ％鋼に関する結果を示しているが、Ｓｂ：
０．０５６ｗｔ％、Ｓｎ：０．０２５ｗｔ％、Ｓｂ＋Ｓ
ｎ：０．０８１ｗｔ％、Ｇｅ：０ｗｔ％を含有するＳ
ｂ、Ｓｎ複合添加鋼は、Ｇｅ：０ｗｔ％、Ｓｂ：０．０
８３ｗｔ％（上記Ｓｂ、Ｓｎ複合添加鋼のＳｂ＋Ｓｎ量
である０．０８１ｗｔ％とほぼ同じ量）を含有するＳｂ
単独添加鋼と同程度の磁気特性しか示しておらず、その
磁気特性の値はＧｅ：０．００３０ｗｔ％以上で、且つ
ＳｂまたはＳｎを含有する鋼と比較して、著しく劣って
いる。また、Ｓｉ＋Ａｌ量が異なる図２、図３、図４の
鋼に関しても、全く同様の結果が得られている。このこ
とは、Ｇｅを含まないＳｂとＳｎの複合添加は、Ｓｂま
たはＳｎをその複合添加量とほぼ等しい量単独添加した
場合と本質的に何ら変わりはなく、両元素を複合添加す
ることに格別の意義、効果が見られないことを意味して
いる。さらに本発明者らは、同様の検討を従来技術に示
されたＣｕ、Ｍｎ等の元素とＳｂまたはＳｎとを複合添
加した鋼についても行い、これらの組合せにおいても、
その複合添加に格別の意義、効果のないことを確認し
た。これに対し、本発明で規定するＧｅとＳｂ、Ｓｎと
の組合せでは、前述したように磁気特性が飛躍的に向上
しており、Ｇｅの存在を必須とし、このＧｅとの共存下
においてＳｂ、Ｓｎを添加することで初めて著しい磁気
特性の向上が達成されている。このことはＧｅとの共存
下でＳｂ、Ｓｎを添加することが、Ｇｅを含まない場合
の複合添加とは明らかに異なる作用効果を持つことを意
味している。

【００２４】（２）Ｓｂ、Ｓｎ量本発明の骨子は、Ｇｅ添加による優れた磁気特性改善効
果を維持しつつ、Ｇｅの一部を比較的安価なＳｂ、Ｓｎ
で代替することにある。この場合、Ｓｂ、Ｓｎ量に関し
ても、当然それらの適正範囲が存在する。

【００２５】表３に記載の鋼Ａ群〜鋼Ｄ群を溶製し、ス
ラブとした。これら鋼Ａ群〜鋼Ｄ群のうち、鋼Ａ群は、
Ｓｉ：０．１４ｗｔ％、Ａｌ：ｔｒ．、Ｓｉ＋Ａｌ≒
０．１４ｗｔ％、Ｇｅ：０．００３０〜０．００８０ｗ
ｔ％を含有し、且つＳｂ、Ｓｎを以下の〜の範囲で
添加した鋼である。Ｓｂ：ｔｒ．〜０．２３００ｗｔ％の範囲で添加（鋼
Ａ−５）Ｓｎ：ｔｒ．〜０．２３００ｗｔ％の範囲で添加（鋼
Ａ−６）ＳｂとＳｎを各々ｔｒ．〜０．１５００ｗｔ％の範囲
で添加（鋼Ａ−７）

【００２６】また、鋼Ｂ群は、Ｓｉ：１．４２ｗｔ％、
Ａｌ：０．０９８ｗｔ％、Ｓｉ＋Ａｌ≒１．５２ｗｔ
％、Ｇｅ：０．００３０ｗｔ％〜０．００８０ｗｔ％を
含有し、且つＳｂ、Ｓｎを下記の〜の範囲で添加し
た鋼である。Ｓｂ：ｔｒ．〜０．２３００ｗｔ％の範囲で添加（鋼
Ｂ−５）Ｓｎ：ｔｒ．〜０．２３００ｗｔ％の範囲で添加（鋼
Ｂ−６）ＳｂとＳｎを各々ｔｒ．〜０．１５００ｗｔ％の範囲
で添加（鋼Ｂ−７）

【００２７】鋼Ｃ群は、Ｓｉ：１．６３ｗｔ％、Ａｌ：
０．２７２ｗｔ％、Ｓｉ＋Ａｌ≒１．９０ｗｔ％、Ｇ
ｅ：０．００３０〜０．００８０ｗｔ％を含有し、且つ
Ｓｂ、Ｓｎを下記の〜の範囲で添加した鋼である。Ｓｂ：ｔｒ．〜０．２３００ｗｔ％の範囲で添加（鋼
Ｃ−５）Ｓｎをｔｒ．〜０．２３００ｗｔ％の範囲で添加（鋼
Ｃ−６）ＳｂとＳｎを各々ｔｒ．〜０．１５００ｗｔ％の範囲
で添加（鋼Ｃ−７）

【００２８】鋼Ｄ群は、Ｓｉ：３．０５ｗｔ％、Ａｌ：
０．５１１ｗｔ％、Ｓｉ＋Ａｌ≒３．５６ｗｔ％、Ｇ
ｅ：０．００３０〜０．００８０ｗｔ％を含有し、且つ
Ｓｂ、Ｓｎを下記の〜の範囲で添加した鋼である。Ｓｂ：ｔｒ．〜０．２３００ｗｔ％の範囲で添加（鋼
Ｄ−５）Ｓｎをｔｒ．〜０．２３００ｗｔ％の範囲で添加（鋼
Ｄ−６）ＳｂとＳｎを各々ｔｒ．〜０．１５００ｗｔ％の範囲
で添加（鋼Ｄ−７）

【００２９】これらのスラブを表４に記載の条件で熱間
圧延−冷間圧延−仕上圧延、或いは熱間圧延−熱延板焼
鈍−冷間圧延−仕上焼鈍に供し、板厚０．５ｍｍの鋼板
を得た。しかる後、これら鋼板からリング状試験片を打
ち抜き、これらの磁気特性を測定することで、鋼板の全
方向平均値としての磁気特性を評価した。この際、本発
明者らは、本発明が骨子するＳｂ、ＳｎによるＧｅの一
部代替を前提に、Ｇｅ当量（以下［Ｇｅ］ｅｑ．と記載
する。）について、その定式化を図るべく検討を行っ
た。その結果、［Ｇｅ］ｅｑ．＝％Ｇｅ＋（％Ｓｂ＋％Ｓｎ）／２但し、％Ｇｅ：Ｇｅ含有量（ｗｔ％）％Ｓｂ：Ｓｂ含有量（ｗｔ％）％Ｓｎ：Ｓｎ含有量（ｗｔ％）という当量式が得られ、磁気特性は鋼Ａ群〜鋼Ｄ群の全
てに亘ってこの［Ｇｅ］ｅｑ．にて整理可能であり、加
えて、この［Ｇｅ］ｅｑ．を適正範囲に制御すること
で、先に開示したＧｅ単独添加鋼の場合と同等の磁気特
性が得られることが判明した。このことは適量のＧｅが
共存する場合、Ｓｂ、Ｓｎはこの［Ｇｅ］ｅｑ．が規定
する磁気特性改善効果を持つことを意味しており、故
に、Ｓｂ、Ｓｎ添加量はこの［Ｇｅ］ｅｑ．により規定
される必要がある。以下、これを具体的に説明する。

【００３０】図５〜図８は上述した鋼Ａ群〜鋼Ｄ群の磁
気特性を［Ｇｅ］ｅｑ．で整理したものであるが、これ
ら図面によれば、Ｇｅ：０．００３０〜０．００８０ｗ
ｔ％の本発明範囲内にあれば、Ｓｉ、Ａｌ量はもとよ
り、Ｃ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｎの各含有量も異なる鋼Ａ群〜
鋼Ｄ群のいずれにおいても、すなわちベース成分に拘ら
ず、さらには熱延板焼鈍の有無、熱延板焼鈍を付加する
場合にはその長短、或いは仕上焼鈍温度等のプロセス条
件に拘らず、ＳｂまたはＳｎ若しくはその両方を添加
し、且つ［Ｇｅ］ｅｑ．を０．０１００ｗｔ％以上とす
ることで、先に開示したＧｅ単独添加鋼と同様に磁束密
度Ｂ₅₀が著しく上昇し、且つ鉄損Ｗ₁₅／₅₀が飛躍的に低
下することが判る。

【００３１】ところで、磁気特性を改善する有力な手段
の一つとして、熱延板焼鈍が挙げられるが、［Ｇｅ］ｅ
ｑ．≒０％の場合と［Ｇｅ］ｅｑ．≧０．０１００ｗｔ
％の場合の磁気特性の差は、［Ｇｅ］ｅｑ．≒０％にお
ける熱延板焼鈍付加による磁気特性の向上代と同等かそ
れ以上であり、このことから［Ｇｅ］ｅｑ．を０．０１
００ｗｔ％以上とすることによる磁気特性向上効果がい
かに多大であるかが定量的にも把握できる。

【００３２】さて、磁束密度に関しては、［Ｇｅ］ｅ
ｑ．≧０．０１００ｗｔ％の領域では、その［Ｇｅ］ｅ
ｑ．依存性は比較的小さく、０．０４００〜０．０６０
０ｗｔ％以上で漸減する程度である。一方、鉄損に関し
ては、０．０１００〜０．１０００ｗｔ％の範囲では
［Ｇｅ］ｅｑ．にほとんど依存せず極めて低い値を示す
が、［Ｇｅ］ｅｑ．が０．１０００ｗｔ％を超えると粒
成長性が阻害され、鉄損が著しく上昇する傾向にある。
したがって、［Ｇｅ］ｅｑ．の適正制御により磁気特性
を向上させるためには、磁束密度、鉄損に関する上記の
検討を踏まえ、特に鉄損の上昇を考慮して、［Ｇｅ］ｅ
ｑ．を０．０１００〜０．１０００ｗｔ％とする必要が
あり、これを本発明の範囲として規定した。

【００３３】［Ｇｅ］ｅｑ．を適正化した場合には、Ｇ
ｅ単独添加鋼と同様、Ｓｉ＋Ａｌ＜１．７ｗｔ％の成分
系において、熱延板焼鈍は省略可能である。一般に知ら
れるように、磁気特性を考える場合にはγ／α変態の有
無が一つの分岐点となるが、本発明の場合もγ／α変態
の有無で［Ｇｅ］ｅｑ．適正化の効果が分かれ、γ／α
変態のある成分系の場合、すなわち上記の例で言うとＳ
ｉ＋Ａｌ量が１．７ｗｔ％未満の鋼Ａ群（Ｓｉ＋Ａｌ≒
０．１４ｗｔ％）および鋼Ｂ群（Ｓｉ＋Ａｌ≒１．５２
ｗｔ％）の場合は、［Ｇｅ］ｅｑ．が本発明範囲にあれ
ば、熱延板焼鈍を付加せず巻取ままであっても、熱延板
焼鈍を付加した場合とほぼ同程度の磁束密度、鉄損が得
られることが判る。他方、γ／α変態の無い成分系の場
合、すなわち上記の例で言うとＳｉ＋Ａｌ量が１．７ｗ
ｔ％以上の鋼Ｃ群（Ｓｉ＋Ａｌ≒１．９０ｗｔ％）およ
び鋼Ｄ群（Ｓｉ＋Ａｌ≒３．５６ｗｔ％）においては、
［Ｇｅ］ｅｑ．を本発明範囲内に適正化したものでも熱
延板焼鈍の効果は認められ、熱延板焼鈍付加材の方が巻
取ままの熱延板焼鈍省略材に比べて、磁束密度が高く、
鉄損は低めの結果となっている。

【００３４】ところで、先に提案したＧｅ単独添加鋼に
対して、本発明ではＧｅを極く微量（０．００３０ｗｔ
％以上）含有させれば、Ｇｅ添加量の残部をＳｂ、Ｓｎ
の添加で代替しても、Ｇｅ単独添加鋼と同等の磁気特性
改善効果が得られることを明らかにしたが、これは次の
ような理由によるものと考えられる。

【００３５】Ｇｅによる磁気特性改善効果はＳｂ、Ｓｎ
と同様、これが結晶粒界に偏析し、磁気特性上好ましく
ない｛１１１｝集合組織の発達を抑えることによるもの
である。しかし、Ｇｅの場合には、Ｓｂ、Ｓｎ等に比べ
て原子半径が小さく拡散し易いため、同じ添加量でもＳ
ｂ、Ｓｎと比較して、より速やかに、且つより多く粒界
偏析し、｛１１１｝集合組織の発達を顕著に抑制する。
そして、このようにＧｅの拡散速度が速いことにより、
Ｓｂ、Ｓｎ等では不可欠であった長時間の熱延板焼鈍や
二冷圧における中間焼鈍等も特段必要ではなく、短時間
の熱延板焼鈍を付加するだけで、或いは熱延板焼鈍を付
加せず巻取ままであっても、十分な磁気特性改善効果が
得られる。

【００３６】また、Ｇｅによる磁気特性改善効果は、上
記の拡散速度の点に加えて、Ｇｅが粒界に偏析すること
により、粒界界面エネルギーが低下することにも起因し
ているものと考えられる。界面エネルギーがある程度低
下するためには当然所定量のＧｅの粒界偏析が生じなけ
ればならないが、そのための必要最低限のＧｅの添加量
が、本発明が規定するＧｅ量の下限である０．００３０
ｗｔ％であると考えられる。

【００３７】以上の点から、先に開示したＧｅ単独添加
鋼の場合は、Ｇｅの拡散が速いことに加えて、まず微量
のＧｅが粒界に偏析し、これにより偏析に際しての界面
エネルギーが低下して、続くＧｅの偏析を一層加速する
ことになり、このためＳｂ、Ｓｎ等に比べて少量の添加
量で、より速やかに且つより多く粒界偏析を生じ、｛１
１１｝集合組織の発達を顕著に抑制するものと考えられ
る。そして、Ｇｅの共存下でＳｂ、Ｓｎを添加する本発
明においても、Ｇｅを０．００３０ｗｔ％以上添加する
ことにより、Ｓｂ、Ｓｎの粒界偏析に先立って、まず、
拡散速度の速いＧｅが粒界に偏析し、これが偏析に対す
る界面エネルギーを低下させ、その後のＳｂ、Ｓｎの偏
析をＧｅ無添加鋼に比べ格段に加速する結果、Ｇｅ単独
添加鋼と同様、顕著に｛１１１｝集合組織の発達を抑制
するものと考えられる。但し、Ｓｂ、ＳｎはＧｅに比べ
て拡散速度自体が遅いため、粒界偏析の程度はＧｅと同
等ではなく、［Ｇｅ］ｅｑ．に見られるようにＧｅの１
／２程度となる。

【００３８】このようにＧｅを０．００３０ｗｔ％以上
含む場合には、Ｓｂ、Ｓｎもまた｛１１１｝集合組織の
抑制に対してＧｅの１／２の効果を持つことになる。そ
して、本発明は［Ｇｅ］ｅｑ．を通じてＳｂ、Ｓｎの添
加量を規定することによりＳｂ、Ｓｎの添加をＧｅ添加
と等価とし、これによりＧｅ単独添加鋼と同等の磁気特
性改善効果を得ることができる。

【００３９】一方、Ｓｂ、Ｓｎ等の単独添加や、Ｓｂと
Ｓｎの複合添加等の従来技術にあっては、これらの元素
の拡散速度が遅いことに加えて、これら元素が粒界偏析
する際、Ｇｅのような実効ある粒界界面エネルギーの低
下とそれによる偏析の加速が生じないため、先に述べた
ように、これら元素を多量に添加するか、或いは長時間
の偏析処理を付加しない限り、｛１１１｝集合組織の発
達を効果的に抑制し得ないものと考えられる。

【００４０】（３）その他の成分Ｃ：磁気特性を劣化させる元素であり、また、磁気時効
上も有害であるため、これらを避けるためにＣ≦０．０
０５０ｗｔ％の極低Ｃ化が必須となる。Ｓｉ：固有抵抗を増し、鉄損を下げる元素であるが、こ
の効果を得るためには０．１ｗｔ％以上の添加が必要で
ある。一方、３．５ｗｔ％を超えると鋼が著しく脆化
し、冷間圧延時に割れを生じる。このためＳｉは０．１
〜３．５ｗｔ％の範囲とする。

【００４１】Ｍｎ：熱間脆性防止のため０．１ｗｔ％以
上の添加が必要である。一方、０．９ｗｔ％を超えると
磁束密度の劣化が著しくなる。このためＭｎは０．１〜
０．９ｗｔ％の範囲とする。Ｐ：硬度を上昇させ且つ打ち抜き性を向上させるため、
適量の添加は可能である。但し、０．２ｗｔ％を超える
と、これらの効果が飽和するだけでなく、磁気特性の急
激な劣化を招くため、０．２ｗｔ％をその上限とする。

【００４２】Ｓ：０．０１５ｗｔ％を超えると粒成長性
が劣化し、鉄損が上昇するため、０．０１５ｗｔ％以下
とする。Ａｌ：Ｓｉと同様、固有抵抗を増大し、鉄損を下げる元
素であるため１．５ｗｔ％までは必要に応じて添加でき
るが、これを超えると著しく脆化し、冷間圧延性を損な
うので、その上限を１．５ｗｔ％とする。Ｎ：磁気特性を劣化させる元素であり、これを避けるた
めには、０．００５０ｗｔ％以下とする必要がある。以
上の元素以外の残部はＦｅおよび不可避的不純物からな
る。

【００４３】次に、本発明の鋼板を得るための好ましい
プロセス条件について説明する。本発明の無方向性電磁
鋼板は、少なくとも熱間圧延、冷間圧延および仕上焼鈍
の各工程を経て製造される電磁鋼板であり、上述したよ
うな成分組成を適正化することにより、プロセス条件に
拘らず優れた磁気特性が得られる。したがって、プロセ
ス条件については特段配慮の必要はなく、公知の条件で
よい。但し、Ｓｉ、Ａｌ量を勘案することなく、公知の
プロセス条件を無作為に適用した場合、例えば、十分な
粒成長が起こらず、この結果鉄損が劣化する等の問題が
生じる。したがって、公知の条件を適用するに際して
も、以下に述べるような好ましい範囲が存在する。

【００４４】熱間圧延条件：熱間圧延の加熱温度が徒ら
に高いと、スケール発生による表面性状の劣化やスケー
ルロス等の歩留の低下を来たすため、加熱温度の上限は
１２５０℃程度とすることが望ましい。また下限につい
ては、加熱温度が極端に低いと必然的に圧延時の圧延温
度が低くなり、圧延負荷の増大を招くため、１０５０℃
程度を下限とすることが望ましい。仕上温度について
は、加熱温度と仕上圧延に至るまでの降温量および圧延
負荷を考慮した場合、９００〜７００℃程度が望ましい
範囲となる。

【００４５】巻取温度については、次工程として熱延板
焼鈍を行わない場合は、磁気特性上、この段階で熱延板
の再結晶の進展若しくは結晶粒の粗大化を図る必要があ
り、そのためには巻取温度をＳｉ＋Ａｌ量に応じて以下
のような範囲とすることが望ましい。０．１ｗｔ％≦Ｓｉ＋Ａｌ＜１．０ｗｔ％の場合……６３０℃以上１．０ｗｔ％≦Ｓｉ＋Ａｌ＜１．７ｗｔ％の場合……６７０℃以上１．７ｗｔ％≦Ｓｉ＋Ａｌ＜３．０ｗｔ％の場合……７００℃以上３．０ｗｔ％≦Ｓｉ＋Ａｌの場合 ……７２０℃以上

【００４６】一方、熱延板焼鈍を行う場合は、熱延板焼
鈍時に再結晶の進展、結晶粒の粗大化が起こればよく、
このため、巻取温度はスケールの増加や表面性状の劣化
を防ぐ意味合いから、むしろ５５０℃以下の低温とする
ことが望ましい。

【００４７】熱延板焼鈍条件：Ｓｉ＋Ａｌ＜１．７ｗｔ
％の場合は、熱延板焼鈍を付加しなくても巻取ままで熱
延板焼鈍を付加した場合とほぼ同等の磁気特性が得られ
るため、特に熱延板焼鈍の必要はないが、巻取ままでの
コイルエンド性を改善するため、或いは若干なりとも磁
気特性を向上させるために、熱延板焼鈍を施すことは何
ら支障はない。

【００４８】一方、Ｓｉ＋Ａｌ≧１．７ｗｔ％の場合
は、熱延板焼鈍の付加により磁気特性が向上するため、
必要に応じて熱延板焼鈍を行うことが望ましい。熱延板
焼鈍を行う場合の焼鈍温度には、熱延板の再結晶を進展
させ、或いは結晶粒の粗大化を図り、所要の磁気特性を
得るために下限として望ましい温度があり、また、結晶
粒が粗大化し過ぎ、表面性状の劣化を招かないために上
限として望ましい温度がある。すなわち、この焼鈍温度
はＳｉ＋Ａｌ量に応じて以下のような範囲とすることが
望ましい。０．１ｗｔ％≦Ｓｉ＋Ａｌ＜１．０ｗｔ％……７００〜９５０℃ １．０ｗｔ％≦Ｓｉ＋Ａｌ＜１．７ｗｔ％……７２５〜１０００℃ １．７ｗｔ％≦Ｓｉ＋Ａｌ＜３．０ｗｔ％……７５０〜１０５０℃ ３．０ｗｔ％≦Ｓｉ＋Ａｌ……８００〜１１００℃ なお、焼鈍時間については、焼鈍効果を十分得るために
３０秒以上とすることが望ましい。

【００４９】冷間圧延条件：特に限定の必要はなく、通
常の１回若しくは中間焼鈍をはさむ２回以上の冷間圧延
のいずれでもよい。

【００５０】仕上焼鈍条件：仕上焼鈍温度には、結晶粒
を十分成長させ所要の磁気特性を得るために下限として
望ましい温度があり、一方、結晶粒が粗大化し過ぎ、ま
た、酸化によって表面性状が劣化するのを防ぐために上
限として望ましい温度がある。すなわち、この焼鈍温度
はＳｉ＋Ａｌ量に応じて以下のような範囲とすることが
望ましい。０．１ｗｔ％≦Ｓｉ＋Ａｌ＜１．０ｗｔ％……６５０〜９００℃ １．０ｗｔ％≦Ｓｉ＋Ａｌ＜１．７ｗｔ％……７００〜９５０℃ １．７ｗｔ％≦Ｓｉ＋Ａｌ＜３．０ｗｔ％……７５０〜１０００℃ ３．０ｗｔ％≦Ｓｉ＋Ａｌ……８５０〜１０５０℃ なお、焼鈍時間については、焼鈍効果を十分得るために
３０秒以上とすることが望ましい。

【００５１】スキンパス圧延条件：仕上焼鈍後スキンパ
ス圧延を行うことにより、所定形状に打ち抜き後、歪取
焼鈍に供されるセミプロセス材としてもよい。その場
合、歪取焼鈍時に十分粒成長を生じさせるため、スキン
パスでの圧下率は２％以上とすることが望ましい。一
方、圧下率が過大であると却って結晶粒が細粒化し、磁
気特性が劣化するため、上限は１２％程度とすることが
望ましい。

【００５２】なお、スキンパス圧延を行うと結晶粒が粗
大化し、鉄損の低下は図れるものの、同時に磁束密度も
低下するため、近年では、仕上焼鈍後スキンパス圧延を
行わずに、これをそのまま打ち抜き、歪取焼鈍に供する
ことで、磁束密度をあまり低下させずに、鉄損をある程
度低下させるタイプのセミプロセス材も多く用いられて
いる。本発明の鋼板は、仕上焼鈍の段階で高い磁束密度
と低い鉄損を兼ね備えているため、これをそのまま打ち
抜き後歪取焼鈍に供し、上記タイプのセミプロセス材と
した場合には、磁束密度を高位に維持したまま鉄損をよ
り低下できることになり、従来にも増して優れた磁気特
性を有するセミプロセス材の提供が可能となる。

【００５３】

【実施例】

〔実施例１〕表５〜表７に記載の鋼Ｅ群〜鋼Ｊ群を溶製
し、スラブとした後、表８〜表１０に記載の条件で熱間
圧延、冷間圧延、仕上焼鈍（熱延板焼鈍は無し）に供
し、板厚０．５ｍｍの鋼板を得た。これらの鋼板からリ
ング状試験片を打ち抜き、磁気特性を測定した結果を表
８〜表１０に併せて示す。

【００５４】同表から明らかなように、Ｓｉ、Ａｌ量は
もとより、Ｃ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｎの各含有量が異なる、
すなわちベース成分の異なる鋼Ｅ群〜鋼Ｊ群のいずれに
おいても、熱延条件や仕上焼鈍条件等のプロセス条件の
違いに拘らず、Ｇｅ量を本発明範囲とした上で、Ｓｂ、
Ｓｎのいずれか一方、若しくはその両方を添加し、且つ
［Ｇｅ］ｅｑ．を本発明範囲に調整した鋼（各鋼群のＮ
ｏ．２鋼〜Ｎｏ．４鋼：本発明鋼）は、いずれもＧｅ、
ＳｂおよびＳｎ無添加のＢａｓｅ鋼（各鋼群のＮｏ．１
鋼）に比べて著しく高磁束密度−低鉄損化している。

【００５５】一方、Ｇｅ量が本発明範囲を下回る鋼（各
鋼群のＮｏ．５鋼：比較鋼）および［Ｇｅ］ｅｑ．が本
発明範囲を下回る鋼（各鋼群のＮｏ．６鋼：比較鋼）の
磁気特性はＢａｓｅ鋼のそれとあまり差がなく、磁束密
度、鉄損とも本発明鋼と比べて大きく劣っている。ま
た、［Ｇｅ］ｅｑ．が本発明範囲を超える鋼（各鋼群の
Ｎｏ．７鋼：比較鋼）の場合は、磁束密度が改善されて
いるものもあるが、鉄損はＢａｓｅ鋼とほとんど同じか
むしろ増加しており、優れた磁気特性は達成されていな
い。

【００５６】〔実施例２〕表５〜表７に記載の鋼Ｅ群〜
鋼Ｊ群を表１１〜表１３に記載の条件で熱間圧延、短時
間熱延板焼鈍、冷間圧延、仕上焼鈍に供し、板厚０．５
ｍｍの鋼板を得た。これらの鋼板からリング状試験片を
打ち抜き、磁気特性を測定した結果を表１１〜表１３に
併せて示す。同表によれば、巻取ままの場合の実施例１
と同様に、短時間の熱延板焼鈍を付加した場合でも、成
分、プロセス条件に拘らず、本発明鋼はＢａｓｅ鋼に比
べて著しく高磁束密度−低鉄損化していること、一方、
比較鋼の磁気特性はあまり改善されておらず、本発明鋼
のそれと比べると大きく劣っていることが判る。

【００５７】〔実施例３〕表６および表７に記載の鋼Ｈ
群〜鋼Ｊ群を、表１４および表１５に記載の条件で熱間
圧延、長時間熱延板焼鈍、冷間圧延、仕上焼鈍に供し、
板厚０．５ｍｍの鋼板を得た。これらの鋼板からリング
状試験片を打ち抜き、磁気特性を測定した結果を表１４
および表１５に併せて示す。同表によれば、長時間の熱
延板焼鈍を付加した場合でも、成分、プロセス条件に拘
らず、本発明鋼はＢａｓｅ鋼に比べて著しく高磁束密度
−低鉄損化していること、また、比較鋼の磁気特性は本
発明鋼のそれと比べて大きく劣っていることが判る。

【００５８】〔実施例４〕表５に記載の鋼Ｅ群および鋼
Ｆ群を、表１６および表１７に記載の条件で熱間圧延、
冷間圧延、仕上焼鈍（熱延板焼鈍は無し）、または熱間
圧延、短時間熱延板焼鈍、冷間圧延、仕上焼鈍に供した
後、一部はスキンパス圧延を施し、また他の一部はスキ
ンパス圧延を行わず、板厚０．５ｍｍの鋼板とした。こ
れらの鋼板からリング状試験片を打ち抜き、これを７５
０℃×２時間の歪取焼鈍に供した後の磁気特性を測定す
ることで、セミプロセス材としての特性を評価した。そ
の結果を表１６および表１７に併せて示す。

【００５９】同表から明らかなように、鋼Ｅ群、鋼Ｆ群
ともに、すなわち成分系に拘らず、また、熱延板焼鈍の
有無やスキンパス圧延の有無、さらにはその他プロセス
条件に拘らず、本発明鋼はＢａｓｅ鋼や比較鋼に比べて
著しく高磁束密度−低鉄損化しており、本発明鋼はスキ
ンパス圧延を施すタイプのセミプロセス材、スキンパス
圧延を施さないタイプのセミプロセス材のいずれにも適
用可能であることが判る。

【００６０】

【発明の効果】以上述べたように本発明によれば、成分
組成、特にＧｅ量とＧｅ、Ｓｂ、Ｓｎ量で規定される
［Ｇｅ］ｅｑ．を適正化することで、Ｇｅの持つ優れた
磁気特性改善効果の一部をＳｂ、Ｓｎで代替し、Ｇｅ単
独添加鋼と同様、長時間の熱延板焼鈍や二冷圧における
中間焼鈍等を実施することなく、簡易な工程で製造可能
な高磁束密度−低鉄損の無方向性電磁鋼板を提供するこ
とができる。

【００６１】このような本発明の鋼板は、Ｇｅの一部を
安価なＳｂ、Ｓｎで代替することでコスト低減を図るこ
とができるとともに、その製造に複雑な工程を必要とし
ないため、この点からも製造コストの低減化と製品の短
納期化が実現できる。さらに、本発明の鋼板はプロセス
条件に関する厳しい制約がなく、製造が容易であり、し
かも、フルプロセス材のみならずセミプロセス材にも適
用可能であり、その適用範囲が広いという大きな特徴が
ある。このように本発明によれば、磁気特性に優れた無
方向性電磁鋼板のフルプロセス材またはセミプロセス材
を、安価且つ容易にしかも短納期で製造できるという効
果がある。

【００６２】

【表１】

【００６３】

【表２】

【００６４】

【表３】

【００６５】

【表４】

【００６６】

【表５】

【００６７】

【表６】

【００６８】

【表７】

【００６９】

【表８】

【００７０】

【表９】

【００７１】

【表１０】

【００７２】

【表１１】

【００７３】

【表１２】

【００７４】

【表１３】

【００７５】

【表１４】

【００７６】

【表１５】

【００７７】

【表１６】

【００７８】

【表１７】

【図面の簡単な説明】

【図１】Ｓｉ＋Ａｌ≒０．１４ｗｔ％鋼（鋼Ａ群）にお
ける磁気特性に及ぼすＧｅ添加量の影響を示す図面

【図２】Ｓｉ＋Ａｌ≒１．５２ｗｔ％鋼（鋼Ｂ群）にお
ける磁気特性に及ぼすＧｅ添加量の影響を示す図面

【図３】Ｓｉ＋Ａｌ≒１．９０ｗｔ％鋼（鋼Ｃ群）にお
ける磁気特性に及ぼすＧｅ添加量の影響を示す図面

【図４】Ｓｉ＋Ａｌ≒３．５６ｗｔ％鋼（鋼Ｄ群）にお
ける磁気特性に及ぼすＧｅ添加量の影響を示す図面

【図５】Ｓｉ＋Ａｌ≒０．１４ｗｔ％鋼（鋼Ａ群）にお
ける磁気特性に及ぼす［Ｇｅ］ｅｑ．の影響を示す図面

【図６】Ｓｉ＋Ａｌ≒１．５２ｗｔ％鋼（鋼Ｂ群）にお
ける磁気特性に及ぼす［Ｇｅ］ｅｑ．の影響を示す図面

【図７】Ｓｉ＋Ａｌ≒１．９０ｗｔ％鋼（鋼Ｃ群）にお
ける磁気特性に及ぼす［Ｇｅ］ｅｑ．の影響を示す図面

【図８】Ｓｉ＋Ａｌ≒３．５６ｗｔ％鋼（鋼Ｄ群）にお
ける磁気特性に及ぼす［Ｇｅ］ｅｑ．の影響を示す図面

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者西本昭彦東京都千代田区丸の内一丁目１番２号日本鋼管株式会社内 (56)参考文献特開昭56−133446（ＪＰ，Ａ)

Claims

(57)【特許請求の範囲】

【請求項１】少なくとも熱間圧延、冷間圧延および仕
上焼鈍の各工程を経て製造される無方向性電磁鋼板であ
って、Ｃ：０．００５０ｗｔ％以下、Ｓｉ：０．１ｗｔ
％以上３．５ｗｔ％以下、Ｍｎ：０．１ｗｔ％以上０．
９ｗｔ％以下、Ｐ：０．２ｗｔ％以下、Ｓ：０．０１５
ｗｔ％以下、Ａｌ：１．５ｗｔ％以下、Ｎ：０．００５
０ｗｔ％以下、Ｇｅ：０．００３０ｗｔ％以上０．０１
００ｗｔ％未満を含有し、これにＳｂおよびＳｎのうち
１種または２種を、［Ｇｅ］ｅｑ．＝０．０１００〜０．１０００〔ｗｔ％〕但し、［Ｇｅ］ｅｑ．＝％Ｇｅ＋（％Ｓｂ＋％Ｓｎ）／２％Ｇｅ：Ｇｅ含有量（ｗｔ％）％Ｓｂ：Ｓｂ含有量（ｗｔ％）％Ｓｎ：Ｓｎ含有量（ｗｔ％）を満足するように含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純
物からなることを特徴とする磁気特性に優れた無方向性
電磁鋼板。