WO2024142579A1 - 打ち抜き加工性に優れる無方向性電磁鋼板 - Google Patents

打ち抜き加工性に優れる無方向性電磁鋼板 Download PDF

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Definitions

  • the present invention relates to a non-oriented electrical steel sheet that has low iron loss and excellent punching workability.
  • Patent Document 1 discloses a non-oriented electrical steel that contains Si: 1.5 mass% or less, Mn: 0.4 mass% to 1.5 mass% or less, sol. Al: 0.01 mass% to 0.04 mass% or less, Ti: 0.0015 mass% or less, N: 0.0030 mass% or less, S: 0.0010 mass% to 0.0040 mass% or less, B with a B/N ratio of 0.5 to 1.5, and the remainder being Fe and unavoidable impurities, in which 10% or more of sulfides containing Mn are compound precipitated with B precipitates to obtain an appropriate crystal grain size, thereby ensuring punching workability.
  • Patent Document 2 also discloses a non-oriented electrical steel with excellent magnetic properties and punching workability, which contains C: 0.003 mass% or less, Si: 1.0 mass% to 3.0 mass% or less, Al: 0.1 mass% to 3.0 mass% or less, Mn: 0.1 mass% to 1.0 mass% or less, the Al and Si contents satisfy the relationship 0.2 ⁇ Al/(Si+Al) ⁇ 0.6, the balance being Fe and unavoidable impurities.
  • Patent Document 2 also discloses a non-oriented electrical steel with excellent magnetic properties and punching workability, which has a yield ratio expressed as (yield strength/tensile strength) of 0.6 or more and a Vickers hardness of 200 or less.
  • the electrical steel sheet described in Patent Document 1 has a Si content of 1.5 mass% or less, and cannot be applied directly to non-oriented electrical steel sheets with a higher Si content.
  • the electrical steel sheet described in Patent Document 2 must have a Vickers hardness of 200 or less, and therefore cannot be applied to non-oriented electrical steel sheets with a high Si content.
  • the non-oriented electrical steel sheet described in Patent Document 1 and the non-oriented electrical steel sheet described in Patent Document 2 are technologies that improve punching workability by controlling the crystal grain size and by controlling the mechanical properties of the parent phase, respectively, but it is difficult to achieve further improvements in punching workability using these methods alone.
  • the present invention was made in consideration of the above problems with the conventional technology, and its purpose is to provide a high-Si non-oriented electrical steel sheet that improves punching workability without deteriorating iron loss characteristics, using a method different from that of the conventional technology.
  • the inventors conducted extensive research to achieve the above object. As a result, they discovered that adding Pb to the steel material improves the punching workability of the steel sheet, and that the deterioration of magnetic properties caused by the addition of Pb can be prevented by adding an appropriate amount of Zn to control the particle size distribution of second phase particles such as inclusions present in the steel sheet within an appropriate range, thereby improving punching workability without causing deterioration of iron loss, which led to the development of the present invention.
  • the present invention provides a steel sheet having a composition of C: 0.0050 mass% or less, Si: 2.5 to 6.5 mass%, Mn: 0.05 to 2.0 mass%, P: 0.10 mass% or less, S: 0.0050 mass% or less, Al: 0.30 to 2.0 mass%, N: 0.010 mass% or less, Pb: 0.00010 to 0.010 mass%, Zn: 0.0 0.005 to 0.020 mass%, Ti: 0.0050 mass% or less, Nb: 0.0050 mass% or less, V: 0.0050 mass% or less, and O: 0.0050 mass% or less, and the contents (mass%) of Pb and Zn are represented as [Pb] and [Zn], respectively, and the [Pb] and [Zn] are represented by the following formula (1); [Zn]/[Pb] ⁇ 1.58 ...
  • (1) and the balance consisting of Fe and unavoidable impurities, and the particle size distribution of second phase particles having a particle size of 0.10 ⁇ m or more and less than 5.00 ⁇ m present in a sheet thickness cross section in the rolling direction is represented in a histogram with the particle size as classes, the number density as frequencies, and the class width as 0.10 ⁇ m, the particle size distribution satisfies the following formula (2):
  • d i class value ( ⁇ m) of class i
  • N si frequency of class i (pieces/ ⁇ m 2 )
  • the non-oriented electrical steel sheet is characterized by satisfying the following:
  • the non-oriented electrical steel sheet of the present invention is characterized in that the average grain size of second phase particles having a grain size of 0.10 ⁇ m or more and less than 5.00 ⁇ m within the sheet thickness cross section in the rolling direction is 0.40 ⁇ m or more.
  • the non-oriented electrical steel sheet of the present invention is characterized in that it further contains, in addition to the above-mentioned chemical composition, at least one component selected from the following groups A to I: Group A: At least one of Sn and Sb: 0.005 to 0.20 mass% in total Group B: At least one of Ca, Mg and REM: 0.0005 to 0.020 mass% in total C group: at least one of Cr, Cu and Ni: 0.01 to 1.0 mass% in total Group D: at least one of Mo: 0.001 to 0.050 mass% and W: 0.001 to 0.050 mass% Group E: B: 0.0001 to 0.0040 mass% Group F: Co: 0.0005 to 0.0200 mass% G group: Ta: 0 to 0.0020 mass% H group; As: 0 to 0.020 mass% Group I: at least one of Ge: 0 to 0.030 mass% and Ga: 0 to 0.030 mass%
  • the present invention makes it possible to improve the punching workability of non-oriented electrical steel sheets with a high Si content without causing deterioration of the iron loss characteristics, making it possible to provide non-oriented electrical steel sheets suitable as core materials for motors, transformers, and the like, which are manufactured by punching.
  • 1 is a graph showing the effect of Pb content on the burr height of a punched cut surface. 1 is a graph showing the effect of Zn content on the pinning force of a domain wall. 1 is a graph showing the effect of the pinning force of a domain wall on iron loss.
  • Example 1 A steel having a component composition containing C: 0.0020 mass%, Si: 2.9 mass%, Mn: 0.2 mass%, P: 0.01 mass%, S: 0.0020 mass%, Al: 0.4 mass%, N: 0.0012 mass%, Ti: 0.0010 mass%, Nb: 0.0001 mass%, V: 0.0005 mass%, and O: 0.0010 mass%, and further containing Pb in a range of 0.00001 to 0.022 mass%, with the balance being Fe and unavoidable impurities, was melted in a vacuum melting furnace and cast into a steel ingot.
  • the above steel ingot was hot rolled to form a hot-rolled sheet having a thickness of 1.8 mm, which was subjected to hot-rolled sheet annealing at 1000°C for 30 seconds, followed by pickling and cold rolling to form a cold-rolled sheet having a final thickness of 0.25 mm, which was then subjected to finish annealing at 1000°C for 10 seconds.
  • disk-shaped test pieces with a diameter of 10 mm were taken from the steel sheets after the above-mentioned finish annealing by punching with a clearance set to 5%.
  • a new die was used for punching for each steel sheet, and the height of the burrs that occurred at the cut ends at both ends in the rolling direction of the disk-shaped test pieces after punching 1 million times was measured, and the punchability of the steel sheet was evaluated from the average value of these values.
  • Figure 1 shows the relationship between the Pb content in the steel material and the burr height after 1 million punchings. This figure shows that by adding 0.00010 mass% or more of Pb, the burr height is reduced to 30 ⁇ m or less, improving punching workability.
  • Example 2 A steel having a component composition containing C: 0.0020 mass%, Si: 3.1 mass%, Mn: 0.3 mass%, P: 0.01 mass%, S: 0.0020 mass%, Al: 0.8 mass%, N: 0.0010 mass%, Pb: 0.003 mass%, Ti: 0.0015 mass%, Nb: 0.0002 mass%, V: 0.0010 mass%, and O: 0.0010 mass%, Zn content varying in the range of 0.0001 to 0.052 mass%, and the balance being Fe and unavoidable impurities, was melted in a vacuum melting furnace and cast into a steel ingot.
  • the above steel ingot was hot rolled to form a hot-rolled sheet having a thickness of 1.5 mm, which was then subjected to hot-rolled sheet annealing at 1020°C for 30 seconds, followed by pickling and cold rolling to form a cold-rolled sheet having a final thickness of 0.25 mm.
  • the cold-rolled sheet was then subjected to finish annealing at 1000°C for 10 seconds.
  • test pieces each having a width of 30 mm and a length of 280 mm, were taken from the steel sheet after the above-mentioned finish annealing by shearing, with the length direction being the rolling direction (L direction) or the sheet width direction (C direction).
  • L direction rolling direction
  • C direction sheet width direction
  • the same number of test pieces in the L direction and C direction were stacked in an Epstein testing machine, and the iron loss W 10/400 was measured by the method described in JIS C 2550.
  • the plate thickness cross section (total plate thickness) in the rolling direction of the test piece was observed over a range of 2 mm2 or more using a scanning microscope SEM, and the particle size of the second phase particles present in the above range was measured.
  • the second phase particles refer to inclusions or precipitates that form a phase other than the ferrite phase, which is the parent phase, and specifically refer to oxide-based inclusions, carbonitrides, sulfides, borides, and their composites.
  • the particle size of the second phase particles refers to the average value of the Feret diameter in the rolling direction and the Feret diameter in the plate thickness direction.
  • the second phase particles whose particle size was measured were those with a particle size of 0.10 ⁇ m or more.
  • an SEM is used to measure the particle size of the second phase particles, but there are no particular limitations on the method as long as it is capable of observing particles of 0.10 ⁇ m or more. However, it is preferable to use an SEM in terms of ease of sample preparation and the ability to observe a wide range.
  • the iron loss W 10/400 also decreases as the pinning force of the domain wall decreases, and in particular, when the pinning force of the domain wall is 0.0015 pieces ⁇ m ⁇ 1 or less, the iron loss W 10/400 shows a good value of 10.0 W/kg or less. From the above results, it was found that in order to suppress the iron loss deterioration due to the addition of Pb, it is important to add Zn to optimize the particle size distribution of the second phase particles and reduce the "pinning force of the domain wall" defined by the above formula (3) to a predetermined value or less.
  • Al 0.30 to 2.0 mass%
  • Al is an element that has the effect of increasing the resistivity of steel, reducing iron loss, and increasing the strength of steel.
  • the content exceeds 2.0 mass%, the steel becomes brittle and difficult to roll, so the upper limit is set to 2.0 mass%.
  • the content of Al is less than 0.30 mass%, fine nitrides are formed and precipitated, which deteriorates the iron loss characteristics, so the lower limit is set to 0.30 mass%.
  • the preferred range is 0.4 to 1.5 mass%.
  • N 0.010 mass% or less N is a harmful element that forms nitrides and precipitates, degrading magnetic properties, so it is limited to 0.010 mass% or less, preferably 0.0060 mass% or less.
  • 0 to 0.020 mass% As is an element that increases the hardness of steel and can be added to adjust mechanical properties. In order to reliably obtain the above effect, it is preferable to add 0.001 mass% or more. On the other hand, As is also an element that embrittles steel, and the above adverse effects become significant especially when it exceeds 0.020 mass%, so the upper limit is set to 0.020 mass%. More preferably, it is in the range of 0.003 to 0.010 mass%.
  • the non-oriented electrical steel sheet of the present invention may be produced by any known method without any particular limitation, but an example of a preferred production method will be described below.

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Abstract

ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．００５０％以下、Ｓｉ：２．５～６．５％、Ｍｎ：０．０５～２．０％、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．００５０％以下、Ａｌ：０．３０～２．０％、Ｎ：０．０１０％以下、Ｐｂ：０．０００１０～０．０１０％、Ｚｎ：０．０００５～０．０２０％を含有し、かつ、上記ＰｂとＺｎの含有量（ｍａｓｓ％）の比［Ｚｎ］／［Ｐｂ］が１．５８以上である成分組成を有し、圧延方向の板厚断面内に存在する粒径が０．１０μｍ以上５．００μｍ未満の第２相粒子の粒径分布を、粒径を階級、個数密度を度数、階級幅を０．１０μｍとするヒストグラムに表したとき、上記粒径分布から下記（３）式；ここで、ｄｉ：階級ｉの階級値（μｍ）、Ｎｓｉ：階級ｉの度数（個／μｍ２） で計算される磁壁のピン止め力が０．００１５以下である低鉄損で打ち抜き加工性に優れる無方向性電磁鋼板。

Description

打ち抜き加工性に優れる無方向性電磁鋼板
　本発明は、低鉄損であるとともに、打ち抜き加工性にも優れる無方向性電磁鋼板に関するものである。
　近年、省エネルギー化への要求が高まっており、電気機器に対しても高効率化が強く求められている。そのため、電気機器の鉄心材料として広く用いられている無方向性電磁鋼板にも、鉄損低減等、さらなる特性の向上が望まれるようになってきている。従来、上記の要求に対しては、ＳｉやＡｌ等、鋼の固有抵抗を高める成分を多量に添加したり、板厚を低減したりすることで対応してきた。
　一方、モータなどの鉄心（コア）として、コア形状を有する鋼板（コア材）を積層した積鉄心を採用する場合には、無方向性電磁鋼板からコア材を採取する方法としては一般的に打ち抜き加工が用いられている。しかし、この打ち抜き加工によって切断部近傍に導入される歪みや、ダレ、バリといった切断端面の形状変化により、鉄心の磁気特性が劣化することが知られている。
　そのため、無方向性電磁鋼板の打ち抜き加工性を向上する方策について、これまで多くの検討がなされてきた。たとえば、特許文献１には、Ｓｉ：１．５ｍａｓｓ％以下、Ｍｎ：０．４ｍａｓｓ％以上１．５ｍａｓｓ％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１ｍａｓｓ％以上０．０４ｍａｓｓ％以下、Ｔｉ：０．００１５ｍａｓｓ％以下、Ｎ：０．００３０ｍａｓｓ％以下、Ｓ：０．００１０ｍａｓｓ％以上０．００４０ｍａｓｓ％以下、ＢをＢ／Ｎで０．５以上１．５以下含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、Ｍｎを含む硫化物のうちの個数割合で１０％以上をＢ析出物と複合析出させ、適切な結晶粒径とすることで打ち抜き加工性を確保した無方向性電磁鋼が開示されている。
　また、特許文献２には、Ｃ：０．００３ｍａｓｓ％以下、Ｓｉ：１．０ｍａｓｓ％以上３．０ｍａｓｓ％以下、Ａｌ：０．１ｍａｓｓ％以上３．０ｍａｓｓ％以下、Ｍｎ：０．１ｍａｓｓ％以上１．０ｍａｓｓ％以下を含有し、ＡｌとＳｉの含有量が０．２≦Ａｌ／（Ｓｉ＋Ａｌ）≦０．６の関係を満たし、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼成分を有し、かつ、（降伏強度／引張強度）で表される降伏比が０．６以上、ビッカース硬度が２００以下である、磁気特性と打ち抜き加工性に優れた無方向性電磁鋼が開示されている。
国際公開第２００５／１００６２７号 特開２０１５－２１４７５８号公報
　しかしながら、上記特許文献１に記載の電磁鋼板は、Ｓｉの含有量が１．５ｍａｓｓ％以下であり、より高いＳｉを含有する無方向性電磁鋼板にはそのまま適用することができない。また、特許文献２に記載の電磁鋼板は、ビッカース硬度が２００以下である必要があるため、やはりＳｉ含有量の高い無方向性電磁鋼板には適用できない。さらに、特許文献１に記載の無方向性電磁鋼板は、結晶粒径を制御することで、また、特許文献２に記載の無方向性電磁鋼板は、母相の機械的特性を制御することで打ち抜き加工性を向上する技術であるが、これらの手法のみではさらなる打ち抜き加工性の向上を達成するのは困難である。
　本発明は、従来技術が抱える上記の問題点に鑑みてなされたものであり、その目的は、従来技術とは異なる方法で、鉄損特性の劣化を招くことなく打ち抜き加工性を向上した、高Ｓｉの無方向性電磁鋼板を提供することにある。
　発明者らは、上記課題を達成するべく鋭意検討を重ねた。その結果、鋼素材中にＰｂを添加することで鋼板の打ち抜き加工性の向上を図るとともに、上記Ｐｂ添加による磁気特性の劣化を、適正量のＺｎを添加して鋼板中に存在する介在物等の第２相粒子の粒径分布を適正範囲に制御することで、鉄損の劣化を招くことなく打ち抜き加工性を向上することができることを見出し、本発明を開発するに至った。
　上記知見に基づく本発明は、Ｃ：０．００５０ｍａｓｓ％以下、Ｓｉ：２．５～６．５ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．０５～２．０ｍａｓｓ％、Ｐ：０．１０ｍａｓｓ％以下、Ｓ：０．００５０ｍａｓｓ％以下、Ａｌ：０．３０～２．０ｍａｓｓ％、Ｎ：０．０１０ｍａｓｓ％以下、Ｐｂ：０．０００１０～０．０１０ｍａｓｓ％、Ｚｎ：０．０００５～０．０２０ｍａｓｓ％、Ｔｉ：０．００５０ｍａｓｓ％以下、Ｎｂ：０．００５０ｍａｓｓ％以下、Ｖ：０．００５０ｍａｓｓ％以下およびＯ：０．００５０ｍａｓｓ％以下を含有し、かつ、ＰｂとＺｎの含有量（ｍａｓｓ％）をそれぞれ［Ｐｂ］および［Ｚｎ］と表すとしたとき、上記［Ｐｂ］および［Ｚｎ］が下記（１）式；
　［Ｚｎ］／［Ｐｂ］≧１．５８　・・・（１）
を満たし、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、圧延方向の板厚断面内に存在する粒径が０．１０μｍ以上５．００μｍ未満の第２相粒子の粒径分布を、粒径を階級、個数密度を度数、階級幅を０．１０μｍとするヒストグラムに表したとき、上記粒径分布が下記（２）式；
Figure JPOXMLDOC01-appb-I000002
　ここで、ｄｉ：階級ｉの階級値（μｍ）、Ｎｓｉ：階級ｉの度数（個／μｍ２）
を満たすことを特徴とする無方向性電磁鋼板である。
　本発明の上記無方向性電磁鋼板は、圧延方向の板厚断面内に存在する、粒径が０．１０μｍ以上５．００μｍ未満の第２相粒子の平均粒径が０．４０μｍ以上であることを特徴とする。
　また、本発明の上記無方向性電磁鋼板は、上記成分組成に加えてさらに、下記Ａ～Ｉ群のうちの少なくとも１群の成分を含有することを特徴とする。
　　　　　記
　・Ａ群；ＳｎおよびＳｂのうちの少なくとも１種：合計で０．００５～０．２０ｍａｓｓ％
　・Ｂ群；Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭのうちの少なくとも１種：合計で０．０００５～０．０２０ｍａｓｓ％
　・Ｃ群；Ｃｒ、ＣｕおよびＮｉのうちの少なくとも１種：合計で０．０１～１．０ｍａｓｓ％
　・Ｄ群；Ｍｏ：０．００１～０．０５０ｍａｓｓ％およびＷ：０．００１～０．０５０ｍａｓｓ％のうちの少なくとも１種
　・Ｅ群；Ｂ：０．０００１～０．００４０ｍａｓｓ％
　・Ｆ群；Ｃｏ：０．０００５～０．０２００ｍａｓｓ％
　・Ｇ群；Ｔａ：０～０．００２０ｍａｓｓ％
　・Ｈ群；Ａｓ：０～０．０２０ｍａｓｓ％
　・Ｉ群；Ｇｅ：０～０．０３０ｍａｓｓ％およびＧａ：０～０．０３０ｍａｓｓ％のうちの少なくとも１種
　本発明によれば、Ｓｉ含有量が高い無方向性電磁鋼板の打ち抜き加工性を、鉄損特性の劣化を招くことなく向上することができるので、打ち抜き加工して製造するモータや変圧器等の鉄心素材として好適な無方向性電磁鋼板を提供することが可能となる。
打ち抜き加工した切断面のカエリ高さに及ぼすＰｂ含有量の影響を示すグラフである。 Ｚｎ含有量が磁壁のピン止め力に及ぼす影響を示すグラフである。 磁壁のピン止め力が鉄損に及ぼす影響を示すグラフである。
　まず、本発明を開発するに至った実験について説明する。
（実験１）
　Ｃ：０．００２０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：２．９ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．２ｍａｓｓ％、Ｐ：０．０１ｍａｓｓ％、Ｓ：０．００２０ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．４ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００１２ｍａｓｓ％、Ｔｉ：０．００１０ｍａｓｓ％、Ｎｂ：０．０００１ｍａｓｓ％、Ｖ：０．０００５ｍａｓｓ％およびＯ：０．００１０ｍａｓｓ％を含有し、さらに、Ｐｂを０．００００１～０．０２２ｍａｓｓ％の範囲で種々に変化して含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼を真空溶解炉で溶製し、鋳造して鋼塊とした。次いで、上記鋼塊を熱間圧延して板厚１．８ｍｍの熱延板とし、該熱延板に１０００℃×３０秒の熱延板焼鈍を施した後、酸洗し、冷間圧延して最終板厚０．２５ｍｍの冷延板とし、該冷延板に１０００℃×１０秒の仕上焼鈍を施した。
　次いで、上記仕上焼鈍後の鋼板から、直径１０ｍｍの円盤状の試験片を、クリアランスを５％に設定した打ち抜き加工により採取した。この際、それぞれの鋼板に対しては新しい金型を使用して打ち抜き加工を行い、１００万回打ち抜き加工後の円盤状試験片について、圧延方向の両端２箇所の切断端部に発生したカエリの高さを測定し、それらの平均値からその鋼板の打ち抜き加工性を評価した。
　図１に、鋼素材中のＰｂ含有量と１００万回打ち抜き加工後のカエリ高さとの関係を示した。この図から、Ｐｂを０．０００１０ｍａｓｓ％以上添加することで、カエリ高さが３０μｍ以下に低減しており、打ち抜き加工性が向上していることがわかる。
　Ｐｂ添加によって打ち抜き加工性が向上する理由については、以下のように考えている。Ｐｂは、鋼中に固溶せず、微細な粒状（金属介在物）として鋼中に分散するため、打ち抜き加工時にそれらの金属介在物に応力が集中して亀裂の発生・伝播が促進されて、金型の摩耗が軽減される。
　上記の実験の結果、Ｐｂの適量添加によって打ち抜き加工性が向上することが確認された。しかし、その一方で、Ｐｂの添加によって結晶粒が細粒化し、磁気特性、特に鉄損特性が劣化するという新たな問題が発生することが明らかとなった。そこで、発明者らは、鉄損特性に及ぼす介在物等の第２相粒子の影響に着目し、良好な鉄損を得るのに必要な第２相粒子の粒径および粒径分布について調査する以下の実験を行った。
（実験２）
　Ｃ：０．００２０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：３．１ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．３ｍａｓｓ％、Ｐ：０．０１ｍａｓｓ％、Ｓ：０．００２０ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．８ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００１０ｍａｓｓ％、Ｐｂ：０．００３ｍａｓｓ％、Ｔｉ：０．００１５ｍａｓｓ％、Ｎｂ：０．０００２ｍａｓｓ％、Ｖ：０．００１０ｍａｓｓ％およびＯ：０．００１０ｍａｓｓ％を含有し、Ｚｎを０．０００１～０．０５２ｍａｓｓ％の範囲で種々に変化して含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼を真空溶解炉で溶製し、鋳造して鋼塊とした。次いで、上記鋼塊を熱間圧延して板厚１．５ｍｍの熱延板とし、該熱延板に１０２０℃×３０秒の熱延板焼鈍を施した後、酸洗し、冷間圧延して最終板厚０．２５ｍｍの冷延板とした後、該冷延板に１０００℃×１０秒の仕上焼鈍を施した。
　次いで、上記仕上焼鈍後の鋼板から、剪断加工により、長さ方向を圧延方向（Ｌ方向）または板幅方向（Ｃ方向）とする幅３０ｍｍ×長さ２８０ｍｍの２種類の試験片を採取し、エプスタイン試験機に同数のＬ方向とＣ方向の試験片を積層して、ＪＩＳ　Ｃ　２５５０に記載の方法で鉄損Ｗ１０／４００を測定した。
　また、試験片の圧延方向の板厚断面（全板厚）を、走査型顕微鏡ＳＥＭを用いて２ｍｍ２以上の範囲に亘って観察し、上記範囲内に存在する第２相粒子の粒径を測定した。ここで、上記第２相粒子とは、母相であるフェライト相以外の相をなす介在物または析出物のことをいい、具体的には、酸化物系介在物や炭窒化物、硫化物、硼化物ならびにそれらの複合物のことをいう。また、上記第２相粒子の粒径とは、圧延方向のフェレ径および板厚方向のフェレ径の平均値のことをいう。なお、粒径を測定する第２相粒子は、上記粒径が０．１０μｍ以上のものを対象とした。これは、粒径が０．１０μｍ未満の粒子は、磁壁との相互作用が小さく、磁壁のピン止め効果が小さいためである。また、５．００μｍ以上の粒子も、磁壁との相互作用が小さいため、測定対象から除外する。なお、本発明では第２相粒子の粒径の測定にＳＥＭを用いたが、０．１０μｍ以上の粒子が観察できる方法であれば特に制限はない。しかし、試料調整の容易さ、広範囲の観察が可能である点からＳＥＭを用いるのが好ましい。
　次いで、上記のようにして測定した第２相粒子の粒径の測定データを、粒径０．１０μｍピッチで区切り、各区間内にある第２相粒子の個数を求め、この値を測定面積で除して、各区間内に存在する第２相粒子の個数密度Ｎｓ（個／μｍ２）を求めた。次いで、各区間内にある第２相粒子の粒径（階級値）を当該区間の中心値と見做し（例えば、粒径が０．１０μｍ以上０．２０μｍ未満の区間内にある粒子の粒径は０．１５μｍとして扱う）、階級を第２相粒子の粒径、度数を第２相粒子の個数密度Ｎｓｉとして、階級幅を０．１０μｍとするヒストグラムを作成した。
　次いで、上記のようにして求めたヒストグラムから、以下の（３）式；
Figure JPOXMLDOC01-appb-I000003
　ここで、ｄｉ：階級ｉの階級値（μｍ）、Ｎｓｉ：階級ｉの度数（個／μｍ２）
で定義される指標値（個・μｍ－１）を求めた。この指標値は、磁壁の移動を抑制する力の大きさを示している。そこで、本発明では、上記磁壁の移動を抑制する力を「磁壁のピン止め力」とも称する。
　図２に、上記磁壁のピン止め力とＺｎ含有量との関係を示した。この図から、Ｚｎ含有量が増大するのに従って磁壁のピン止め力が低下していること、特に、Ｚｎ添加量が０．０００５ｍａｓｓ％以上では磁壁のピン止め力が０．００１５個・μｍ－１以下に低減していることがわかる。また、図３は、上記磁壁のピン止め力と鉄損Ｗ１０／４００との関係を示したものである。この図から、磁壁のピン止め力が低下するのに伴って鉄損Ｗ１０／４００も低減していること、特に、磁壁のピン止め力が０．００１５個・μｍ－１以下では鉄損Ｗ１０／４００が１０．０Ｗ／ｋｇ以下の良好な値を示していることがわかる。上記の結果から、Ｐｂ添加による鉄損劣化を抑制するには、Ｚｎを添加して第２相粒子の粒径分布を適正化し、上記（３）式で定義される「磁壁のピン止め力」を所定値以下に低減することが重要であることがわかった。
　なお、上記のようにＺｎの添加が磁壁のピン止め力に影響を及ぼすメカニズムについては、現時点では十分に明らかとなっていないが、発明者らは以下のように推察している。
　溶鋼中のＺｎ濃度が増すと、Ｚｎが溶鋼中のＯやＳと結合して酸化物や硫化物を形成し、系外に排出されたり、粗大に成長したりして、微細な酸化物系介在物や微細な析出物の形成が抑制される。その結果、磁壁のピン止め力が低減して、良好な鉄損が得られる。
　本発明は、上記した新規な知見に、さらに検討を加えて開発したものである。
　次に、本発明の無方向性電磁鋼板の成分組成について説明する。
Ｃ：０．００５０ｍａｓｓ％以下
　製品板に含まれるＣは、磁気時効により炭化物を形成して析出し、鉄損特性を劣化させる有害元素である。そのため、鋼素材中に含まれるＣは０．００５０ｍａｓｓ％以下に制限する。好ましくは、０．００４０ｍａｓｓ％以下である。なお、Ｃの下限は、特に規定しないが、精錬工程での脱炭コストを抑制する観点から、０．０００１ｍａｓｓ％程度とするのが好ましい。
Ｓｉ：２．５～６．５ｍａｓｓ％
　Ｓｉは、鋼の固有抵抗を高め、鉄損を低減するのに有効な元素である。また、固溶強化により鋼の強度を高める効果もある。よって、本発明では、Ｓｉを２．５ｍａｓｓ％以上含有させる。一方、Ｓｉが６．５ｍａｓｓ％を超えると、圧延して製造することが困難になるため、上限は６．５ｍａｓｓ％とする。好ましくは２．８～６．０ｍａｓｓ％の範囲である。
Ｍｎ：０．０５～２．０ｍａｓｓ％
　Ｍｎは、Ｓｉと同様、鋼の固有抵抗と強度を高めるのに有用な元素である。また、硫化物を形成して熱間加工性を向上する元素でもあるので、本発明では０．０５ｍａｓｓ％以上含有させる。一方、Ｍｎの２．０ｍａｓｓ％を超える添加は、スラブ割れ等を引き起こして、製鋼工程での操業性を悪化するため、上限は２．０ｍａｓｓ％とする。好ましくは０．１～１．５ｍａｓｓ％の範囲である。
Ｐ：０．１０ｍａｓｓ％以下
　Ｐは、鋼の固有抵抗を高めて、渦電流損を低減する効果が大きい元素である。また、鋼の硬度を高めて打ち抜き加工性を改善する効果もあるため、適宜添加することができる。しかし、Ｐの過剰な添加は、冷間圧延性の悪化を招くので、上限は０．１０ｍａｓｓ％とする。好ましくは０．０５ｍａｓｓ％以下である。
Ｓ：０．００５０ｍａｓｓ％以下
　Ｓは、硫化物となって析出物や介在物を形成し、製造性（熱間圧延性）や製品板の磁気特性を悪化させる有害元素であるので、極力低減するのが好ましい。そこで、本発明ではＳの上限を０．００５０ｍａｓｓ％とする。好ましくは０．００３０ｍａｓｓ％以下である。
Ａｌ：０．３０～２．０ｍａｓｓ％
　Ａｌは、Ｓｉと同様、鋼の固有抵抗を高めて、鉄損を低減する効果や鋼の強度を高める効果がある元素である。しかし、２．０ｍａｓｓ％を超えると鋼が脆化し、圧延することが困難になるため、上限は２．０ｍａｓｓ％とする。一方、Ａｌが０．３０ｍａｓｓ％未満となると、微細な窒化物を形成して析出し、却って鉄損特性を悪化させるため、下限は０．３０ｍａｓｓ％とする。好ましくは０．４～１．５ｍａｓｓ％の範囲である。
Ｎ：０．０１０ｍａｓｓ％以下
　Ｎは、窒化物を形成して析出し、磁気特性を劣化させる有害元素であるため、０．０１０ｍａｓｓ％以下に制限する。好ましくは０．００６０ｍａｓｓ％以下である。
Ｐｂ：０．０００１０～０．０１０ｍａｓｓ％
　Ｐｂは、微細な粒状の金属介在物として鋼中に分散し、仕上焼鈍後も鋼中に残留することで、打ち抜き加工時に応力が集中して亀裂の起点となったり亀裂の伝播を促進したりすることで、打ち抜き加工性を改善したり、金型の摩耗を抑制したりする効果がある。しかし、Ｐｂが０．０００１０ｍａｓｓ％未満では、上記効果が十分に得られず、一方、０．０１０ｍａｓｓ％を超えると、粒成長を阻害するようになり、良好な鉄損が得られなくなる。よって、Ｐｂは０．０００１０～０．０１０ｍａｓｓ％の範囲とする。好ましくは０．０００３～０．００５０ｍａｓｓ％の範囲である。
Ｚｎ：０．０００５～０．０２０ｍａｓｓ％
　Ｚｎは、安定かつ粗大な硫化物または酸化物を形成する、すなわち、鋼中の第２相粒子を粗大化して、第２相粒子による磁壁のピン止め力を弱め、前述したＰｂ添加による鉄損増加を抑止する効果がある。上記効果を得るためには、Ｚｎを０．０００５ｍａｓｓ％以上添加する必要がある。しかし、０．０２０ｍａｓｓ％を超えて添加しても、上記効果は飽和してしまう。よって、Ｚｎの含有量は０．０００５～０．０２０ｍａｓｓ％の範囲とする。好ましくは０．００１～０．０１０ｍａｓｓ％の範囲である。
Ｔｉ：０．００５０ｍａｓｓ％以下、Ｎｂ：０．００５０ｍａｓｓ％以下およびＶ：０．００５０ｍａｓｓ％以下
　Ｔｉ、ＮｂおよびＶは、いずれも微細な炭窒化物を形成して析出し、鉄損を増加させる有害元素である。特に、それぞれの元素が０．００５０ｍａｓｓ％を超えると、上記悪影響が顕著になるため、それぞれの元素の上限は０．００５０ｍａｓｓ％に制限する。好ましくはそれぞれ０．００３０ｍａｓｓ％以下である。
Ｏ：０．００５０ｍａｓｓ％以下
　Ｏは、酸化物を形成して、粒界および磁壁の移動をピン止めし、磁気特性を劣化させる有害元素であるため、極力低減する必要がある。そのため、本発明では０．００５０ｍａｓｓ％以下に制限する。好ましくは０．００４０ｍａｓｓ％以下である。
［Ｚｎ］／［Ｐｂ］≧１．５８
　本発明の無方向性電磁鋼板は、上記範囲でＰｂおよびＺｎを含有することに加えて、ＰｂとＺｎの含有量（ｍａｓｓ％）をそれぞれ［Ｚｎ］および［Ｐｂ］で表すとしたとき、上記［Ｚｎ］および［Ｐｂ］が、下記（１）式；
　［Ｚｎ］／［Ｐｂ］≧１．５８　・・・（１）
を満たす必要がある。前述した実験結果から明らかなように、Ｐｂを添加すると、鉄損が劣化するが、Ｚｎを上記（１）式を満たして添加することで、磁壁のピン止め力が低下して、良好な鉄損を得ることができる。好ましくは、［Ｚｎ］／［Ｐｂ］≧２．５である。
　本発明の無方向性電磁鋼板は、上記成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。ただし、要求特性に応じて、上記成分に加えてさらに以下の成分を適宜含有することができる。
ＳｎおよびＳｂのうちの少なくとも１種：合計で０．００５～０．２０ｍａｓｓ％
　ＳｎおよびＳｂは、いずれも再結晶集合組織を改善し、磁束密度や鉄損特性を改善する効果がある。上記効果を得るためには上記成分のうちの少なくとも１種を合計で０．００５ｍａｓｓ％以上添加する必要がある。しかし、０．２０ｍａｓｓ％を超えて添加しても、上記効果が飽和してしまう。よって、ＳｎおよびＳｂを添加する場合は、少なくとも１種を合計で０．００５～０．２０ｍａｓｓ％の範囲とするのが好ましい。より好ましくは合計で０．０１０～０．１０ｍａｓｓ％の範囲である。
Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭのうちの少なくとも１種：合計で０．０００５～０．０２０ｍａｓｓ％
　Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭは、いずれも安定かつ粗大な硫化物または酸化物を形成することで、第２相粒子の磁壁のピン止め力を低減する効果がある。上記効果を得るためには、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭのうちの少なくとも１種を合計で０．０００５ｍａｓｓ％以上添加する必要がある。しかし、０．０２０ｍａｓｓ％を超えて添加しても、上記効果は飽和してしまう。よって、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭを添加する場合は、少なくとも１種を合計で０．０００５～０．０２０ｍａｓｓ％の範囲とするのが好ましい。より好ましくは合計で０．００１０～０．０１０ｍａｓｓ％の範囲である。
Ｃｕ、ＮｉおよびＣｒのうちの少なくとも１種：合計で０．０１～１．０ｍａｓｓ％
　Ｃｕ、ＮｉおよびＣｒは、いずれも鋼の固有抵抗を高めて鉄損を低減する効果がある。上記効果を得るためには、Ｃｕ、ＮｉおよびＣｒのうちの少なくとも１種を合計で０．０１ｍａｓｓ％以上添加するのが好ましい。しかし、１．０ｍａｓｓ％を超える添加は、原料コストの上昇を招く。よって、上記元素は少なくとも１種を合計で０．０１～１．０ｍａｓｓ％の範囲で添加するのが好ましい。より好ましくは、合計で０．０３～０．８ｍａｓｓ％の範囲である。
Ｍｏ：０．００１～０．０５０ｍａｓｓ％およびＷ：０．００１～０．０５０ｍａｓｓ％のうちの少なくとも１種
　ＭｏおよびＷは、いずれも鋼板の表面欠陥（ヘゲ）を抑制するのに有効な元素である。特に本発明の鋼板は高合金鋼であり、表面が酸化され易いため、表面割れに起因するヘゲが発生し易いが、高温強度を高める元素であるＭｏやＷを微量添加することで、上記割れを抑制することができる。上記効果は、Ｍｏ、Ｗの含有量がそれぞれ０．００１ｍａｓｓ％を下回ると十分ではなく、一方、それぞれ０．０５０ｍａｓｓ％を超えて添加しても、上記効果が飽和し、合金コストが上昇するだけである。よって、ＭｏおよびＷを添加する場合は、少なくとも１種をそれぞれ上記範囲とするのが好ましい。より好ましくは０．００５０～０．０５０ｍａｓｓ％の範囲である。
Ｂ：０．０００１～０．００４０ｍａｓｓ％
　Ｂは、鋼板組織を細粒化し、打ち抜き加工性の改善に寄与する元素である。この効果を得るためには０．０００１ｍａｓｓ％以上添加するのが好ましい。一方、０．００４０ｍａｓｓ％を超えると、上記の効果が飽和するだけでなく、硼化物が過剰に生成して却って鉄損が増加するようになるため、上限は０．００４０ｍａｓｓ％とするのが好ましい。より好ましくは０．０００５～０．００２０ｍａｓｓ％の範囲である。
Ｃｏ：０．０００５～０．０２００ｍａｓｓ％
　Ｃｏは、仕上焼鈍時の窒化を抑制する効果があり、上記効果を得るためには、０．０００５ｍａｓｓ％以上添加するのが好ましい。一方、０．０２００ｍａｓｓ％を超えて添加しても、上記効果が飽和し、合金コストが増大するだけである。よって、Ｃｏを添加する場合は、０．０００５～０．０２００ｍａｓｓ％の範囲とするのが好ましい。より好ましくは０．００１～０．０１０ｍａｓｓ％の範囲である。
Ｔａ：０～０．００２０ｍａｓｓ％
　Ｔａは、鋼の加工性改善や高強度化のために添加することができる。上記効果を確実に得るためには０．０００１ｍａｓｓ％以上添加するのが好ましい。一方、Ｔａは、鉄損を増加させる元素でもあり、特に０．００２０ｍａｓｓ％を超えると上記悪影響が著しくなるため、上限は０．００２０ｍａｓｓ％とする。より好ましくは０．０００３～０．００１０ｍａｓｓ％の範囲である。
Ａｓ：０～０．０２０ｍａｓｓ％
　Ａｓは、鋼の硬度を高める元素であり、機械特性の調整のため添加することができる。上記効果を確実に得るためには０．００１ｍａｓｓ％以上添加するのが好ましい。一方、Ａｓは、鋼を脆化させる元素でもあり、特に０．０２０ｍａｓｓ％を超えると上記悪影響が著しくなるため、上限は０．０２０ｍａｓｓ％とする。より好ましくは０．００３～０．０１０ｍａｓｓ％の範囲である。
Ｇｅ：０～０．０３０ｍａｓｓ％およびＧａ：０～０．０３０ｍａｓｓ％のうちの少なくとも１種
　ＧｅおよびＧａは、いずれも集合組織を改善する元素である。上記効果を確実に得るためには上記元素のうちの少なくとも１種をそれぞれ０．００１ｍａｓｓ％以上添加するのが好ましい。一方、０．０３０ｍａｓｓ％を超えて添加しても上記効果が飽和するため、上限はそれぞれ０．０３０ｍａｓｓ％とする。より好ましい範囲はそれぞれ０．００３～０．０１０ｍａｓｓ％である。
　次に、本発明の無方向性電磁鋼板について説明する。
　本発明の無方向性電磁鋼板は、鋼板中に存在する粒径が０．１０μｍ以上５．００μｍ未満の第２相粒子の粒径および個数密度から、下記（３）式；
Figure JPOXMLDOC01-appb-I000004
　ここで、ｄｉ：階級ｉの階級値（μｍ）、Ｎｓｉ：階級ｉの度数（個／μｍ２）
によって求められる磁壁ピン止め力が０．００１５個・μｍ－１以下であることが必要である。上記磁壁ピン止め力が０．００１５個・μｍ－１を超えると、磁壁の移動が妨げられるため、Ｚｎ添加による鉄損劣化を打ち消すことができなくなる。好ましくは０．００１２個・μｍ－１以下である。
　また、本発明の無方向性電磁鋼板は、鉄損増加の原因となる磁壁のピン止め力をより低減する観点から、鋼板中に存在する粒径が０．１０μｍ以上５．００μｍ未満の範囲内の第２相粒子の粒径の平均値が０．４０μｍ以上であることが好ましい。さらに好ましくは０．６μｍ以上である。
　次に、本発明の無方向性電磁鋼板の製造方法について説明する。
　本発明の無方向性電磁鋼板は、公知の方法で製造すればよく、特に限定しないが、好ましい製造方法の一例を以下に説明する。
　まず、前述した本発明に適合する成分組成を有する鋼を、転炉や電気炉、真空脱ガス装置等を用いる公知の精錬プロセスで溶製した後、公知の連続鋳造法あるいは造塊－分解圧延法で鋼素材（スラブ）を製造する。上記の溶製プロセスにおいて、市中から発生した鉄スクラップを原料とする電気炉を用いることで、不純物としてＰｂおよびＺｎを含有する低廉なスクラップを鉄源として活用することができるので、原料コストの低減に貢献できる。また、上記のスラブの製造においては、後工程の冷延圧下率を低減し、磁束密度を向上する目的で、スラブ厚が２００ｍｍ以下の薄スラブを製造してもよい。
　また、連続鋳造でスラブを製造するときは、凝固時の冷却速度が大きいと、介在物が微細化して粒成長を阻害したり磁壁をピン止めする力が大きくなったりするので、スラブの厚さ中心部における凝固温度から１４００℃までの平均冷却速度は１．０℃／ｓ以下とするのが好ましい。より好ましくは０．５℃／ｓ以下である。なお、上記凝固時の冷却速度は、鋳造するスラブの厚さを大きくしたり、鋳造速度を下げたりすることでも制御することができる。
　なお、第２相粒子の粒径を粗大化して無害化を促進する方法としては、上記した連続鋳造時の冷却速度を低減することの他に、粗大な硫化物・酸化物を形成するＣａ、ＭｇおよびＲＥＭなどを添加することも有効である。
　次いで、上記の方法で製造したスラブは、熱間圧延し、必要に応じて熱延板焼鈍し、酸洗し、冷間圧延し、仕上焼鈍し、必要に応じて絶縁被膜を被成して無方向性電磁鋼板の製品板とする。これらの製造工程は、従来公知の条件で行えばよく、特に限定しない。また、上記冷間圧延は１回の冷間圧延で最終板厚（製品板厚）としても良いし、中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延で最終板厚としてもよい。
　表１に示す種々の成分を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼素材（スラブ）を連続鋳造法で製造し、熱間圧延して板厚１．５ｍｍの熱延板とした。次いで、上記熱延板に１０８０℃×３０秒の熱延板焼鈍を施した後、酸洗し、冷間圧延して最終板厚０．２５ｍｍの冷延板とした。なお、Ｎｏ．Ａ１およびＮｏ．Ａ４は、冷間圧延中に破断を起こしたため、冷間圧延以降の評価を中止した。その後、上記冷延板に１０００℃×１５秒の仕上焼鈍を施し、製品板とした。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
　次いで、上記仕上焼鈍後の鋼板（製品板）から、クリアランスを５％に設定した金型で打ち抜き加工して直径１０ｍｍの円盤状の試験片を採取した。この際、上記打ち抜き金型は、鋼板ごとに新たな金型に交換し、１００万回打ち抜き後の円盤状試験片について、圧延方向の両端２箇所の打ち抜き加工端部のカエリの高さを測定し、平均値を算出した。
　また、仕上焼鈍後の鋼板から、長手方向を圧延方向（Ｌ方向）または幅方向（Ｃ方向）とする幅３０ｍｍ×長さ２８０ｍｍの２種類の試験片を、せん断加工により切り出した。次いで、エプスタイン試験機に同数のＬ方向とＣ方向の試験片を積層し、ＪＩＳ　Ｃ　２５５０に記載の方法で鉄損Ｗ１０／４００を測定した。
　さらに、上記鋼板の圧延方向の断面を（全板厚×圧延方向）で２ｍｍ２以上に亘ってＳＥＭで観察し、上記断面内の存在する粒径が０．１０μｍ以上５．００μｍ未満のすべての第２相粒子の粒径を測定した。次いで、上記粒径測定データを粒径０．１０μｍピッチで分別し、粒径分布のヒストグラムを作成し、上記ヒストグラムから、下記（３）式；
Figure JPOXMLDOC01-appb-I000008
　ここで、ｄｉ：階級ｉの階級値（μｍ）、Ｎｓｉ：階級ｉの度数（個／μｍ２）
で定義される磁壁のピン止力を求めた。
　上記測定の結果（１００万回打ち抜き加工後のカエリ高さ、鉄損Ｗ１０／４００、第２相粒子による磁壁のピン止め力および第２相粒子の平均粒径）を表２に示した。この結果から、本発明の条件を満たす鋼板は、いずれも打ち抜き加工性に優れ、かつ、鉄損特性にも優れていることがわかる。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000009
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000010
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000011
 

Claims (3)

  1. Ｃ：０．００５０ｍａｓｓ％以下、Ｓｉ：２．５～６．５ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．０５～２．０ｍａｓｓ％、Ｐ：０．１０ｍａｓｓ％以下、Ｓ：０．００５０ｍａｓｓ％以下、Ａｌ：０．３０～２．０ｍａｓｓ％、Ｎ：０．０１０ｍａｓｓ％以下、Ｐｂ：０．０００１０～０．０１０ｍａｓｓ％、Ｚｎ：０．０００５～０．０２０ｍａｓｓ％、Ｔｉ：０．００５０ｍａｓｓ％以下、Ｎｂ：０．００５０ｍａｓｓ％以下、Ｖ：０．００５０ｍａｓｓ％以下およびＯ：０．００５０ｍａｓｓ％以下を含有し、かつ、ＰｂとＺｎの含有量（ｍａｓｓ％）をそれぞれ［Ｐｂ］および［Ｚｎ］と表すとしたとき、上記［Ｐｂ］および［Ｚｎ］が下記（１）式を満たし、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
    圧延方向の板厚断面内に存在する粒径が０．１０μｍ以上５．００μｍ未満の第２相粒子の粒径分布を、粒径を階級、個数密度を度数、階級幅を０．１０μｍとするヒストグラムに表したとき、上記粒径分布が下記（２）式を満たすことを特徴とする無方向性電磁鋼板。
    　　　　　　　記
    　［Ｚｎ］／［Ｐｂ］≧１．５８　・・・（１）
    Figure JPOXMLDOC01-appb-I000001
    　ここで、ｄｉ：階級ｉの階級値（μｍ）、Ｎｓｉ：階級ｉの度数（個／μｍ２）
  2. 圧延方向の板厚断面内に存在する、粒径が０．１０μｍ以上５．００μｍ未満の第２相粒子の平均粒径が０．４０μｍ以上であ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。
  3. 上記成分組成に加えてさらに、下記Ａ～Ｉ群のうちの少なくとも１群の成分を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の無方向性電磁鋼板。
    　　　　　記
    　・Ａ群；ＳｎおよびＳｂのうちの少なくとも１種：合計で０．００５～０．２０ｍａｓｓ％
    　・Ｂ群；Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭのうちの少なくとも１種：合計で０．０００５～０．０２０ｍａｓｓ％
    　・Ｃ群；Ｃｒ、ＣｕおよびＮｉのうちの少なくとも１種：合計で０．０１～１．０ｍａｓｓ％
    　・Ｄ群；Ｍｏ：０．００１～０．０５０ｍａｓｓ％およびＷ：０．００１～０．０５０ｍａｓｓ％のうちの少なくとも１種
    　・Ｅ群；Ｂ：０．０００１～０．００４０ｍａｓｓ％
    　・Ｆ群；Ｃｏ：０．０００５～０．０２００ｍａｓｓ％
    　・Ｇ群；Ｔａ：０～０．００２０ｍａｓｓ％
    　・Ｈ群；Ａｓ：０～０．０２０ｍａｓｓ％
    　・Ｉ群；Ｇｅ：０～０．０３０ｍａｓｓ％およびＧａ：０～０．０３０ｍａｓｓ％のうちの少なくとも１種
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