JPH0742501B2 - 磁性焼鈍前後の磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 本発明は磁性焼鈍前後の鉄損・磁束密度の両者ともに優
れた無方向性電磁鋼板の製造法に関するものである。

（従来の技術） 無方向性電磁鋼板は大型、中型回転機汎用モーター、自
動車モーター、家電用モーター、変圧器等の鉄心材料と
して使用される。この鋼板は磁気特性レベルによってグ
レード分けされており、所望電気機器成品の目的に応じ
て使い分けて用いられる。

近年のエネルギー節減、電気機器の特性向上、小型化等
のために、これら電気機器に使用される鉄心材料の磁気
特性の向上が強く望まれている。特に汎用モーター、自
動車用モーター、家電用モーター等に使用される中級か
ら低級無方向性電磁鋼板の磁気特性を一段と向上するこ
とが重要である。

電磁鋼板の使用方法は、コイルまたはシート状の成品を
需要家での種々の電気機器用の部品形状に打抜いた後、
積層し、所定のコアに形成するわけであるが、積層後、
磁性向上を目的とした磁性焼鈍を実施する場合としない
場合の２通りがある。

この磁性焼鈍とは、需要家での打ち抜き加工によって鋼
板中に歪が入り、この歪のために、鉄損を大幅に劣化さ
せる。そこでこの歪を除去することと、鋼板の１次粒成
長を行わせ鉄損を向上させることを目的に750℃×2hr程
度の熱処理を窒素雰囲気中で行うものである。

一般に無方向性電磁鋼板を使用する場合、磁性焼鈍なし
の状態で使用されていたが、最近は電気メーカーのコス
ト低減を目的に低級無方向性電磁鋼板を使用し、積層
後、磁性焼鈍を行うことによって中高級の無方向性電磁
鋼板の磁性レベルに改善して使用するケースが多くなっ
てきた。

このような中低級の無方向性電磁鋼板における磁性焼鈍
の実施比率は年々高まってきており、現在では約70％が
磁性焼鈍後使用となってきている。このため、電磁鋼板
には、この磁性焼鈍前後の段階で優れた磁性を示すもの
が要求されており、こういった特性を持つ材料の開発競
争が展開されている。

ところで、電気機器で発生する電力損失は、鉄損が主で
材料の無方向性電磁鋼板の鉄損に依存する。鉄損を低く
するにはSi含有量を高めればよいが、これはコスト高を
招きさらには磁束密度を低下させる。磁束密度の低下は
大きな励磁電流を要することになるから、起動・停止が
頻繁になされる汎用モーター等では電力損失が大となり
問題である。

従来から、無方向性電磁鋼板の製造において、磁気特性
向上のための熱間圧延技術が種々提案されている。特公
昭56−18045号公報及び特公昭56−33451号公報には、連
続鋳造されたままの高温スラブをその表面温度、中心温
度共800〜1050℃の温度範囲に40分以上確保して、AlNの
凝集処理を行い無害化を図ることを基本とする無方向性
電磁鋼板の製造方法が開示されている。

また、特公昭60−56403号公報には、Siを0.3％〜2.0％
含む極低炭素鋼スラブを熱間圧延後、800℃以上２分以
内の高温短時間の熱延板焼鈍を実施することが開示され
ている。

更に、特開昭63−210237号公報には、高温巻き取りを実
施するうえでの問題点、即ち、スケール生成量の増大に
よる脱スケール性の問題、コイル内での温度不均一によ
る磁性特性のバラツキの問題を解決するため、高純度鋼
を出発材料として使用するとともに、700℃以上のフェ
ライト域内の低温域で熱間圧延を終了することにより熱
延板に十分な歪みを蓄積させ、600〜680℃での巻き取り
により熱延板の再結晶及び粒成長を行うことを開示して
いる。

（発明が解決しようとする課題） しかし、前記した特公昭56−18045号、特公昭56−33451
号、及び特公昭60−56403号の各公報に開示された技術
では、熱延板焼鈍が実施されているためにコスト高とな
ることは明らかである。

また、特開昭63−210237号公報に開示された技術では、
熱間圧延前のスラブ加熱条件について何ら言及されてお
らずスラブ加熱条件によっては、磁気特性が大きく変動
するものである。

本発明は、上記従来技術の問題点を有利に解決し、且つ
上記技術に対して新規な無方向性電磁鋼板の製造方法を
提供することを目的とする。

（課題を解決するための手段） 本発明者らは、熱延板焼鈍を実施することと同様の効果
が期待できる対策を見出すべく、特に素材成分・加熱条
件・仕上圧延・及び巻き取りまでの条件について種々の
実験を行った結果、次の知見を得た。

素材中のMnを0.1〜0.4％の間に制御し、同時にＳを0.
0050％以下に低下することに加えて、スラブの加熱温度
を1100℃以下に下げることによってMnSの熱延中の微細
析出を防止し、熱延段階において再結晶を十分に進行さ
せることが可能となり結晶粒の粒成長を大幅に促進で
き、その結果、鉄損の改善が可能となる。

熱延板段階での結晶粒の粒成長のためには、仕上圧延
機出口温度をAr₃変態点以下で極力高めることが重要で
あるが、鋼成分中のＣを0.0050％以下に下げることによ
って、このAr₃変態点を高温側に移動することが可能で
ある。

つまり、鋼中成分の0.0050％以下に下げることによって
Ar₃変態点を高温側に移動し、この変態点直下の温度を
絶対値的に高め、その結果、より高温域での圧延が可能
となり、結晶粒成長が促進できる。この時同時に熱延板
の集合組織の改善も行われる。

この熱延板の集合組織の改善は、さらに加熱温度を1100
℃以下に低下することと、仕上圧延機出口温度を上記Ar
₃変態点以下で極力高温側（（１）式で示す範囲）に制
御することの組合せで大きく進み、特に磁束密度の大幅
な改善をもたらす。

以上の如く、熱延段階のスラブ加熱温度を1100℃以下と
し、且つ仕上圧延機出口温度を（１）式の範囲におさめ
ることによって、熱延板段階での結晶粒の粒成長と集合
組織が著しく改善でき、これによる鉄損と磁束密度の向
上が図れる。

本発明は以上の知見にもとずくものであって、本発明の
要旨は次の通りである。

（１）重量％でC:0.005％以下 Si:1.5％以下 Al:0.5％以下 Mn:0.1〜0.4％ P:0.15％以下 S:0.0050％以下 を含み残部が鉄および不可避的不純物からなる電磁鋼ス
ラブを熱延する際に、スラブを1100℃以下に焼き上げ、
その後仕上圧延機出口温度Ｙ（℃）を（１）式で示され
た温度範囲に制御し、次いで注水冷却し650℃以下の温
度で巻き取り、続いて脱スケール、冷間圧延、焼鈍する
ことを特徴とする磁性焼鈍前後の磁気特性の優れた無方
向性電磁鋼板の製造方法。

870＋80×Si（％）≧Ｙ≧820＋80×Si（％）…（１）式 （２）重量％でC:0.005％以下 Si:1.5％以下 Al:0.5％以下 Mn:0.1〜0.4％ P:0.15％以下 S:0.0050％以下を含み、 更に、Cu:0.01〜1.0％ Sn:0.02〜0.20％ Sb:0.010〜0.30％ B:0.0003〜0.0050％ の１種または２種以上を含有し、残部が鉄および不可避
的不純物からなる電磁鋼スラブを熱延する際に、スラブ
を1100℃以下に焼き上げ、その後仕上圧延機出口温度Ｙ
（℃）を（１）式で示された温度範囲に制御し、次いで
注水冷却し650℃以下の温度で巻き取り、続いて脱スケ
ール、冷間圧延、焼鈍することを特徴とする磁性焼鈍前
後の磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板の製造方法。

870＋80×Si（％）≧Ｙ≧820＋80×Si（％）…（１）式 （作用） 以下、本発明の内容を詳細に説明する。

第１図は、0.0050％以下の低Ｓ下における、熱延工程の
加熱温度と仕上圧延機出口温度と磁性焼鈍前後の磁気特
性との関係を示す実験データである。

これは、C:0.003％、Si:0.15％、Mn:0.12％、P:0.07
％、S:0.0030％、solAl:0.0015％に溶製した溶鋼を連続
鋳造機にて250mm厚のスラブとし、これに続く、熱間圧
延工程において加熱温度を1050℃,1100℃,1150℃の３水
準に、仕上圧延機出口温度を（１）式の下限に外れる温
度の820℃、（１）式に入る温度として870℃の２水準の
計６水準に振り、続く巻き取り620℃で処理し、2.5mm厚
の熱延板を得、次いで脱スケール酸洗後0.5mm厚の板厚
まで冷間圧延し、さらに750℃×30秒の連続焼鈍を実施
し、成品としたものの磁性焼鈍前後の鉄損と磁束密度を
測定した結果を示したものである。

まず、加熱温度の影響であるが、1100℃以下の低温加熱
にすることによって磁性焼鈍前の鉄損及び磁性焼鈍後の
鉄損の両者が大きく改善されていることがわかる。そし
てこの傾向は特に、磁性焼鈍後の鉄損値について大きく
なっている。

次に磁束密度について、同様に加熱温度の影響をみると
仕上圧延機出口温度が（１）式に外れる820℃において
は、磁性焼鈍前後の値は1100℃以下の低温加熱によって
若干向上していることが認められる。一方、仕上圧延機
出口温度が（１）式に含まれる870℃で同様の比較を行
うと、1100℃以下の低温加熱の領域で著しく磁束密度が
向上している。

このように、磁束密度においては磁性焼鈍前後共に、11
00℃以下の低温加熱と（１）式に含まれる仕上圧延機出
口温度との組合せで大幅な改善が可能であることがわか
る。

第２図にはさらに詳しく加熱温度と仕上圧延機出口温度
と磁性焼鈍前の磁束密度の関係を示すが、1150℃以上
（1150℃）の高温加熱の場合、磁性焼鈍前の磁束密度は
（１）式に含まれる温度領域において、Ar₃変態点直下
まで温度を上げていっても磁束密度の向上代は少ない。
しかしながら1100℃以下（1050℃）の低温加熱を行った
場合（１）式に示された領域の組合せで圧延を行うこと
によって磁束密度が向上し、Ar₃変態点直下までその傾
向は継続している。このような加熱温度と仕上温度の組
合せを選択することによって、磁束密度が大幅に向上す
ることを見出したのが本発明である。

つまり、1100℃以下の低温加熱によって磁性焼鈍前後の
鉄損を改善し、この低温加熱と（１）式に示す温度範囲
に仕上圧延機出口温度を制御することを組合せて、画期
的な磁性焼鈍前後の磁束密度の向上を可能にせしめたの
が本発明である。

以下にこの現象について説明する。

第３図写真には、第１図の加熱温度、1150℃,1050℃，
仕上圧延機出口温度,820℃,870℃の４水準にあった材料
の熱延板段階での再結晶組織の金相写真を示す。見られ
るとおり加熱条件は1100℃以下（1050℃）の低温加熱を
行うことによって、再結晶粒径は大きくなっていること
がわかる。又、仕上圧延機出口温度条件は、Ar₃変態点
以下より、832℃以上（870℃）のより高温側にもってい
くことによって更に粒径は大きくなり、この２つを組み
合わせた材料、すなわち1100℃以下の低温加熱と、
（１）式で示す高温仕上げの領域で処理した材料では、
従来の一般的な操業条件である1150℃以上（1150℃）の
高温加熱をし、830℃以下（820℃）の低温仕上げ時の結
晶粒径の22μに対して40μという倍の粒径になっている
ことが観察できる。

第４図写真は、加熱温度の差によって、熱延板段階でMn
Sの析出状態の違いを示した組織写真であるが、みられ
るとおり、1050℃の低温加熱によって、微細なMnSの析
出が認められなくなっていることがわかる。

以上の現象は、1050℃という低温加熱化によってスラブ
加熱時のMnSの固溶が防止され、このため熱延中に起こ
る微細なMnSの析出が抑制され、アルファ単相域での再
結晶化が進みやすくなることと、仕上圧延機出口温度を
Ar₃変態点以下の領域で且つ、極力高温側にもっていく
ことによりアルファ単相域での熱延板中の再結晶を更に
進行させることの２つの組合せにより、巻き取り後の熱
延板での結晶粒の粒成長が図れるわけである。

第５図には、これら４条件で製造した熱延板の集合組織
の各方位粒の強度をみたものを示すが、磁束密度向上を
阻害する（100）方位粒のMax強度は、1100℃以下（1050
℃）の低温加熱と、（１）式に含まれる高温仕上げ（87
0℃）の組合わせによって大幅に低下しており、熱延板
の集合組織が改善されていることがわかる。

このように熱延板の結晶粒の粒成長以外に、集合組織の
方位からみても、1100℃以下の低温加熱と（１）式に示
す範囲での高温仕上げの圧延方法の組合せによって磁性
焼鈍前後の鉄損・磁束密度が改善される特徴を示してい
ることがわかる。

以下に、本発明で適用する鋼成分組成について述べる。

Ｃは磁気特性を時効析出によって著しく低下させる。こ
のため本発明では磁気時効の影響の出ない範囲として上
限を0.0050％とした。

また、本特許ではAr₃変態点以下で且つ極力高温を狙う
ことにより、仕上圧延直後の熱延板の再結晶粒の粒成長
と熱延板集合組織改善をも行わせることを特徴としてい
るが、仕上温度が高い程この効果が大きいため、Ｃ値を
下げることによってAr₃変態点温度を上昇させ（Ｃ値を
0.010％から0.005％に半減することによる温度上昇は約
30℃）、これによって結果的に仕上圧延温度の上昇を可
能とせしめ、磁性改善効果がより大きくでるような成分
設計としており、0.005％以下の低Ｃが条件となる。

さらには、Ｃが高いと磁性焼鈍による鉄損の改善が非常
に小さく、この点からも本発明では低Ｃが必須である。

Siは固有抵抗増加により鉄損を低めるために含有される
ものであるが、その量を多くすると磁束密度を低下さ
せ、またコスト高となるもので上限を1.5％とする。下
限は特定する必要はないが0.05％が望ましい。

Alは固有抵抗増加により鉄損を低めるために含有させる
場合と、より低鉄損を狙い鋼中の酸化系介在物の含有量
を極力減らすために脱酸材として使用する場合、の２と
おりの使用目的があるが、0.5％を上限とした理由は、
効果のわりにはコストアップが大きくなりすぎるからで
ある。

MnはＳと反応し、MnSを形成することによって磁気特性
を出現させるための１次再結晶粒の成長を阻害する働き
があるために、従来より低Ｓ化対策が実施されてきた。
近年、製鋼段階における低Ｓ化技術が向上してきてお
り、本特許では0.0050％以下の低Ｓ化領域での限定理由
を述べる。

Ｓが0.0050％以上の高Ｓの条件では、MnSの熱延中の析
出量が多く、熱延段階、焼鈍段階での結晶粒の粒成長が
進行しにくく、鉄損が悪化する。ところが、0.0050％以
下の低Ｓ化領域では高Ｓの領域に比べてMnSの析出量が
低下し、この現象は軽減される。このため、直近までは
低Ｓ化され行えばMn値の制限理由はないと考えられてい
た。

しかし、本発明者らは0.0050％以下の低Ｓ化領域におけ
る特徴的なMn値とMnS析出状態の関係を見出した。この
関係とは、Mn値が0.1％を下回ると磁性焼鈍前後の鉄損
が悪化していくというものである。

数々の調査の結果、このような低Ｓの領域では、Mn値が
0.1％よりも低い領域になると熱延板段階で微細なMnSの
析出が始まることを確認したのである。

このような低Ｓ化におけるMnSの特徴的な挙動が観察さ
れたため、Mn値の下限は0.1％とした。

次に上限についてであるが、Mn値を高めると磁束密度を
悪化させずに、鉄損を低くする効果があるけれども、そ
の含有量が増えるとコスト高となるので、0.4％以下と
する。

Ｐは、鋼板の硬度を高め、内抜き性を向上する作用があ
るが、反面その含有量が多くなると鉄損及び磁束密度が
劣化するので0.15％以下とする。

ＳはMnとの間でMnSを形成し、熱延段階、焼鈍段階で粒
成長を阻害することは、既に記述してあるとおりであ
る。このため、近年、低Ｓ化が進められており、その含
有量が低い程、磁気特性には良いと考えている。そこ
で、現在の清浄鋼の溶製技術において経済面も考慮し
て、上限を0.0050％とした。

さらに、本発明においては、必要に応じてCu:0.01〜1.0
％、Sn:0.02〜0.20％、Sb:0.010〜0.30％、B:0.0003〜
0.0050％の中の１種または２種以上を含有させる。

Cu,Sn,Sb,Bはいずれも集合組織に影響し、磁束密度を高
める作用がある。この効果を引き出すにはCuは0.010％
以上、Snは0.02％以上、Sbは0.010％以上、Ｂは0.0003
％以上必要である。一方、これらの含有量が多くなると
鉄損を劣化させるのでCuは1.0％、Snは0.20％、Sbは0.3
0％、Ｂは0.0050％をそれぞれ上限とする。

〔スラブ加熱温度〕

この工程は、加熱炉抽出時のスラブ実温度で1100℃以下
にすることが条件である。本発明は、既述したとおり、
熱延段階で再結晶及び粒成長を促進させることと、集合
組織を改善することの二点の改善により、磁性焼鈍前後
の磁気特性を著しく向上させるところに大きな特徴があ
る。熱延板段階での再結晶及び粒成長を十分に促進させ
るためには、熱延段階でのMnSの微細析出を防止するこ
とが重要である。このMnSの微細析出はMn,S等の鋼中へ
の含有量に左右されることは勿論であるが、その挙動は
加熱段階でMnS,AlNの溶体化が起こり、この溶体化した
ものが熱延中に微細に析出するといったものである。こ
のため、加熱温度は極力低温が望ましく、本成分系にお
けるMnSの溶体化を防止する温度として1100℃以下を条
件とした。

又、集合組織の改善効果が加熱温度と仕上圧延機の出口
温度との組合せで出現されることも既に述べたが、この
集合組織改善を行わしめるためには、加熱温度は1100℃
以下に制御する必要がある。

とくに、下限は温度については規定していないが、熱延
板の板厚、板幅が精度良く得られる熱間圧延が実施でき
ることと、（１）式の温度範囲が仕上圧延機出口で確保
できる範囲であればよい。

〔熱延温度〕

この工程は、仕上圧延機出口温度を（１）式に示された
範囲に制御することを条件とする。本発明は既述したと
おり、1100℃以下の低温加熱と（１）式に示された温度
範囲に仕上圧延機出口温度を制御することによって、熱
延板段階での再結晶及び粒成長を促進すること、磁束密
度の向上を阻害する（100）方位粒のMax強度を下げるこ
との２点に大きな特徴がある。

（１）式の範囲を低めに外れる領域では、本発明の効果
が十分に得られない。一方、（１）式の範囲内でみると
極力高温側が磁性向上に対しては望ましい。

（１）式の上限に外れる場合は、次の理由によって本発
明の効果が十分に得られない。鉄損と磁束密度の向上
は、熱延板段階での結晶粒の粒成長度合いに比例する。
そしてこの粒成長は、α域内での仕上出口温度×時間に
よって決定されるわけであるが、仕上出口から巻き取り
までの時間は設備制約と温度狂いによって設備単位でほ
ぼ一定している。

こういった中、仕上出口温度が、（１）式上限を越える
場合、変態点温度を越えてα＋γの２相域となるため、
この仕上出口から巻き取りまでの時間の中で変態点をむ
かえることになり、その結果、α域内での粒成長に費す
時間が短くなり、本発明の効果が十分に得られないわけ
である。

〔巻き取り〕

巻き取り温度を650℃以下の範囲とすることを条件とす
る。

巻き取りは、熱延板の再結晶、粒成長を期待する立場か
ら言えば、高温巻き取りを行うのが有利である。具体的
には680℃以上の温度で巻き取るのが効果的であるとさ
れている。しかしながらこのような高温での巻き取り
は、脱スケール性の悪化、単位コイル内での特性値のバ
ラツキを起こすことは周知の事実である。

本発明は、これら680℃以上の高温巻き取りによって起
こる諸問題を防止すべく、その上限を650℃とした。
又、下限については特に制限はないが、500℃以下の低
温での巻き取りでは、仕上圧延機出口以降の冷却が急冷
となり過ぎ、巻き取り形状の悪化をもたらすため、下限
は500℃程度が望ましい。

〔実施例１〕 C:0.0030％、Si:0.15％、Mn:0.15％、P:0.07％、solAl:
0.0014％、S:0.0032％の成分組成の鋼を転炉、RHを使用
して溶製し、これを続く連続鋳造機によって250mm厚の
スラブとなし、次にで熱延工程における加熱条件と仕上
圧延条件を表１に示す条件に振り、2.5mm厚の熱延板を
得た。

この熱延板は、酸洗し脱スケールした後、冷間圧延機に
よって製品板厚の0.50mmに圧延し、750℃×30秒の連続
焼鈍を実施し、成品とした。

こうして得た各成品より、30mm×280mmのエプスタイン
試験片を圧延方向より８枚、圧延方向の直角方向から８
枚の計16枚採取し、磁性焼鈍前後の磁気特性を測定し
た。

尚、磁性焼鈍条件は、窒素雰囲気中で750℃×2hrとし
た。

〔実施例２〕 C:0.0035％、Si:0.80％、Mn:0.22％、P:0.02％、solAl:
0.0018％、S:0.0035％の成分組成の鋼を転炉、RHを使用
して溶製し、これを続く連続鋳造機によって250mm厚の
スラブとなし、次いで熱延工程における加熱条件と仕上
圧延条件を表２に示す条件に振り、2.3mm厚の熱延板を
得た。

この熱延板は、酸洗し脱スケールした後、冷間圧延機に
よって製品板厚の0.50mmに圧延し、790℃×30秒の連続
焼鈍を実施し、成品とした。

こうして得た各成品より、30mm×280mmのエプスタイン
試験片を圧延方向より８枚、圧延方向の直角方向から８
枚の計16枚採取し、磁性焼鈍前後の磁気特性を測定し
た。

尚、磁性焼鈍条件は、窒素雰囲気中で750℃×2hrとし
た。

〔実施例３〕 C:0.0035％、Si:0.50％、Mn:0.20％、P:0.07％、solAl:
0.0016％、S:0.0030％の成分組成を狙いこれに、Cu,Sn,
Sb,Bの１種または２種以上の元素を添加し、表３に示す
成分の250mm厚のスラブを製造した。

これらのスラブを続く熱延工程において加熱条件と仕上
圧延条件を表４に示す条件に振り、2.3mm厚の熱延板を
得た。

この熱延板は、酸洗し脱スケールした後、冷間圧延機に
よって製品板厚の0.50mmに圧延し、780℃×30秒の連続
焼鈍を実施し、成品とした。

こうして得た各成品より、30mm×280mmのエプスタイン
試験片を圧延方向より８枚、圧延方向の直角方向から８
枚の計16枚採取し、磁性焼鈍前後の磁気特性を測定し
た。

尚、磁性焼鈍条件は、窒素雰囲気中で750℃×2hrで実施
した。

（発明の効果） 以上の如く、本発明により低中級品の磁性焼鈍前後の磁
性特性の極めて優れた無方向成電磁鋼が得られることが
わかる。

【図面の簡単な説明】

第１図は、熱延工程における加熱炉抽出時のスラブ実温
度と、仕上圧延機出口温度を変化させた時の磁性焼鈍前
後の磁気特性の変化を示す図。 第２図は、熱延工程における加熱炉抽出時のスラブ実温
度を1060〜1085℃と、1150〜1170℃の２水準としたとき
の仕上圧延機出口温度と磁性焼鈍前の磁束密度との関係
を示した図。 第３図顕微鏡写真（×50）は、熱延工程における加熱炉
抽出時のスラブ実温度が1050℃と1150℃の２水準、仕上
圧延出口温度が820℃と870℃の２水準の計４水準の熱延
条件をとった材料の熱延板の金属組織を示す。 第４図電子顕微鏡写真（×3000）は、熱延工程における
加熱炉抽出時のスラブ実温度が1050℃と1150℃の２水準
の時の熱延板でのMnSの結晶の構造（析出状態）を示
す。 第５図は、熱延工程における加熱炉抽出時のスラブ実温
度が1050℃と1150℃の２水準、仕上圧延出口温度が820
℃と870℃の２水準の計４水準の熱延条件をとった材料
の熱延板の集合組織のＸ線強度を測定した結果を示した
ものである。

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】重量％でC:0.005％以下 Si:1.5％以下 Al:0.5％以下 Mn:0.1〜0.4％ P:0.15％以下 S:0.0050％以下 を含み残部が鉄および不可避的不純物からなる電磁鋼ス
   ラブを熱延する際に、スラブを1100℃以下に焼き上げ、
   その後仕上圧延機出口温度Ｙ（℃）を（１）式で示され
   た温度範囲に制御し、次いで注水冷却し650℃以下の温
   度で巻き取り、続いて脱スケール、冷間圧延、焼鈍する
   ことを特徴とする磁性焼鈍前後の磁気特性の優れた無方
   向性電磁鋼板の製造方法。 870＋80×Si（％）≧Ｙ≧820＋80×Si（％）…（１）式
2. 【請求項２】重量％でC:0.005％以下 Si:1.5％以下 Al:0.5％以下 Mn:0.1〜0.4％ P:0.15％以下 S:0.0050％以下を含み、 更に、Cu:0.01〜1.0％ Sn:0.02〜0.20％ Sb:0.010〜0.30％ B:0.0003〜0.0050％ の１種または２種以上を含有し、残部が鉄および不可避
   的不純物からなる電磁鋼スラブを熱延する際に、スラブ
   を1100℃以下に焼き上げ、その後仕上厚延機出口温度Ｙ
   （℃）を（１）式で示された温度範囲に制御し、次いで
   注水冷却し650℃以下の温度で巻き取り、続いて脱スケ
   ール、冷間圧延、焼鈍することを特徴とする磁性焼鈍前
   後の磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板の製造方法。 870＋80×Si（％）≧Ｙ≧820＋80×Si（％）…（１）式