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WO2008050597A1 - Procédé de fabrication de tôle magnétique non orientée présentant d'excellentes propriétés magnétiques - Google Patents

Procédé de fabrication de tôle magnétique non orientée présentant d'excellentes propriétés magnétiques Download PDF

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WO2008050597A1
WO2008050597A1 PCT/JP2007/069531 JP2007069531W WO2008050597A1 WO 2008050597 A1 WO2008050597 A1 WO 2008050597A1 JP 2007069531 W JP2007069531 W JP 2007069531W WO 2008050597 A1 WO2008050597 A1 WO 2008050597A1
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WO
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atmosphere
oriented electrical
rem
molten steel
iron loss
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PCT/JP2007/069531
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English (en)
French (fr)
Inventor
Yousuke Kurosaki
Takeshi Kubota
Masafumi Miyazaki
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Nippon Steel Corp
Original Assignee
Nippon Steel Corp
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Publication date
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Priority to US12/311,726 priority patent/US8052811B2/en
Priority to EP07829269.5A priority patent/EP2078572B1/en
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite

Definitions

  • the present invention provides a manufacturing method for obtaining a non-oriented electrical steel sheet having high magnetic flux density and low iron loss.
  • Non-oriented electrical steel sheets are used in small stationary devices such as large generators, motors, acoustic equipment and ballasts.
  • Non-oriented electrical steel sheets with high magnetic flux density, low iron loss, and excellent magnetic properties. Desired.
  • One method for producing non-oriented electrical steel sheets with high magnetic flux density is the rapid solidification method. That is, the molten steel is solidified by the moving and renewed cooling body surface to form a forged steel strip, and then the forged steel strip is cold-rolled to a predetermined thickness and then subjected to finish annealing to obtain a non-oriented electrical steel sheet It is.
  • JP-A-62-240714, JP-A-5-306438, JP-A-6-306467, JP-A-2004-323972, and JP-A-2005-298876 disclose the magnetic flux density by the rapid solidification method.
  • a method for producing highly non-oriented electrical steel sheets has been proposed.
  • N produces A 1 N, but in order to suppress the precipitation of fine A 1 N, a method of adding 0.15% or more of A1 is common.
  • a method for controlling fine sulfides for example, a method for fixing S by adding REM to Japanese Patent Application Laid-Open No. 51-62115 has been proposed. Disclosure of the invention
  • the rapid solidification methods disclosed in Japanese Patent Laid-Open No. 2004-323972 and Japanese Patent Laid-Open No. 2005-298876 are not satisfactory in terms of the ability to obtain a high magnetic flux density and low iron loss.
  • Japanese Patent Laid-Open No. 51-62115 is a method for controlling sulfides with REM, and the magnetic flux density is not satisfactory.
  • the present invention provides a method for producing a non-oriented electrical steel sheet having a high magnetic flux density and a low iron loss, which has not been obtained by the method according to the prior art, and the gist thereof is as follows.
  • a non-oriented electrical steel sheet that contains 0.005, the remaining Fe and inevitable impurities, solidified by the moving and renewed cooling body surface to form a forged steel strip, then cold rolled the applicable forged steel strip, and then finish annealed
  • the manufacturing method of the above it is characterized in that either one or two of molten steel REM and Ca is 0.0020 to 0.01% in total, and the forging atmosphere is Ar, He or a mixed atmosphere thereof.
  • Figure 1 shows the relationship between REM content, forging atmosphere and W15 / 50.
  • the specimen of the specimen fabricated in an Ar atmosphere and the precipitate on the finish annealed plate were observed with an electron microscope at the center thickness layer. Although only a small amount of Cu-S was observed, m-size A1N and especially Mn-Cu-S of several tens of nm class were observed more than the flakes on the finished annealed sheet. From this, it can be seen that because the rapid solidification method has a high cooling rate, the molten steel S is mostly present as solute S in the shards and is precipitated as fine Mn-Cu-S in the tens of nm class by finish annealing. It was.
  • C 0.0008%, Si: 3.0% A1: 1.43 ⁇ 4, Mn: 0.23%, S: 0.0020%, N: 0.0019%, Ti: 0.0017%, Cu: 0.08%, T.0: 0.0022%, REM: A molten steel containing 0.03% Sn and 0.03% was rapidly solidified in a forging atmosphere Ar by a twin roll method to produce a 2.0 thigh thick piece. This was cold-rolled to 0.35 thigh thickness, finish annealed at 1050 for 30 seconds in an atmosphere of N 2 70% + H 2 30%, measured iron loss W15 / 50, and observed the surface layer with an electron microscope did.
  • C is not an austenite or ferrite two-phase region, but a ferrite one phase and is set to 0.003% or less in order to develop columnar crystals as much as possible. C is also set to 0.003 or less because it suppresses the precipitation of fine TiC.
  • Si 1.53 ⁇ 4 to 3.5%
  • A1 0.2 to 3.0%
  • 1.93 ⁇ 4 ⁇ (% Si +% A1): C is 0 If it is less than .003% and 1.9% ⁇ (% Si +% A1), it becomes 1.9% ⁇ (% Si +% A1) because it becomes a ferrite 1 phase instead of an austenite and ferrite two phase region. Since Si and A1 increase the electrical resistance and decrease the current loss, the lower limits were set to 1.5% and 0.2, respectively. Addition of more than 3.5% and 3.0 respectively for Si and Ya1 significantly deteriorates the workability.
  • Mn is set to 0.02 or more to improve brittleness. If the upper limit of 1.0% is exceeded, the magnetic flux density will deteriorate.
  • S is not more than 0.0030% because it produces sulfide and has a harmful effect on iron loss.
  • N forms fine nitrides such as A1N and TiN and has a harmful effect on iron loss. Therefore, N is 0.2 or less, preferably 0.0030% or less.
  • Ti produces fine precipitates such as TiN and TiC and has a harmful effect on iron loss, so 0.0050% or less.
  • Cu is not more than 0.2% because it produces fine sulfides such as ⁇ -Cu-S, and thus acts harmful to iron loss.
  • REM 2 0 2 S and Ca-0-S were generated as much as possible, S was forced into a force, and A1N and TiN were coarsely complex precipitated, so the lower limit was set to 0.001.
  • the upper limit of 0.005% is exceeded, A 1 2 0 3 is formed, and A1N and TiN are difficult to precipitate coarsely.
  • REM and Ca are either one or two, and the total content is 0.002% to 0.0.
  • REM 2 0 2 S or Ca-0-S was generated as much as possible, S was scavenged, and A1N and TiN were coarsely complex precipitated, so the lower limit was made 0.002%. If the upper limit of 0.01% is exceeded, the magnetic properties will deteriorate.
  • REM is a collective term for a total of 17 elements consisting of 15 elements from lanthanum to lutesium plus scandium and yttrium, but even if only one of them is used, or two or more elements are used. Even if they are used in combination, the above-described effects are exhibited as long as they are within the scope of the present invention.
  • Sn and Sb are either one kind or two kinds in a total content of 0.005% to 0.3%. Sn and Sb segregate on the surface and suppress nitriding during finish annealing. If it is less than 0.005%, nitriding is not suppressed, and the upper limit of 0.3% is because the effect is saturated. The addition of Sn and Sb is effective not only in suppressing nitriding but also in improving magnetic flux density. Sn and Sb may be used alone or in combination.
  • the molten steel is solidified by the moving and renewed cooling body surface to form a forged steel strip.
  • Single roll method, twin roll method, etc. are used.
  • the fabrication atmosphere is Ar, He, or a mixed atmosphere thereof. If N 2 is in an atmospheric atmosphere, it will be nitrided during fabrication. In order to suppress this, an atmosphere of Ar, He, or a mixture thereof is used.
  • Table 2 shows the relationship between the forging atmosphere, molten steel N, and flake N at this time and the magnetic properties. From this, it can be seen that a high magnetic flux density and low iron loss can be obtained by setting the fabrication atmosphere to Ar, He, or a mixed atmosphere thereof. Table 2
  • Table 4 shows the relationship between the Sn and Sb contents, the presence / absence of nitriding on the surface of the finish annealing plate, and the magnetic properties. From this, it can be seen that when Sn and Sb are within the scope of the present invention, nitriding is suppressed, and high magnetic flux density and low iron loss can be obtained. Table 4

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Description

明 細 書 磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板の製造方法 技術分野
本発明は、 磁束密度が高く、 鉄損が低い無方向性電磁鋼板を得る 製造方法を提供するものである。 背景技術
無方向性電磁鋼板は、 大型発電機、 モー夕、 音響機器用や安定器 などの小型静止器に使用され、 磁束密度が高く、 鉄損が低い、 磁気 特性が優れた無方向性電磁鋼板が求められる。
磁束密度の高い無方向性電磁鋼板の製造方法の一つに急冷凝固法 がある。 すなわち、 移動更新する冷却体表面によって溶鋼を凝固せ しめて铸造鋼帯とし、 次いで、 該当铸造鋼帯を冷間圧延して所定の 厚さとした後、 仕上焼鈍して無方向性電磁鋼板を得る方法である。 特開昭 62-240714号公報、 特開平 5-306438号公報、 特開平 6- 306467 号公報、 特開 2004-323972号公報および特開 2005-298876号公報には 、 急冷凝固法による磁束密度の高い無方向性電磁鋼板の製造方法が 提案されている。
一方、 微細な析出物は仕上焼鈍における結晶粒成長を抑制したり 、 磁化過程において磁壁の移動を妨げ鉄損を劣化させる。 Nは A 1 Nを 生成するが、 微細な A 1 Nの析出を抑制するために A1を 0. 15%以上添加 する方法が一般的である。 また、 微細な硫化物を制御する方法とし て、 例えば特開昭 5 1-621 15号公報に REMを添加して Sを固定する方法 が提案されている。 発明の開示
省エネルギー、 省資源が求められるなか、 磁束密度が高く、 鉄損 の低い鋼板が求められており、 上記特開昭 62-240714号公報、 特開 平 5-306438号公報、 特開平 6-306467号公報、 特開 2004- 323972号公 報および特開 2005- 298876号公報の急冷凝固法では、 高い磁束密度 を得られる力 低鉄損という点で満足できるものではなかった。 ま た、 特開昭 51-62115号公報は REMで硫化物を制御する方法であり、 磁束密度は満足できるものではなかった。
本発明は、 上記先行技術による方法では得られなかった、 磁束密 度の高く、 かつ鉄損の低い無方向性電磁鋼板を製造する方法を提供 するもので、 その要旨は次のとおりである。
(1) 質量％で， C： 0.003%以下， Si ： 1.5 〜3.5¾, A1 ： 0.2%〜3.0¾
、 1.9%≤ ( % Si+ %A1) 、 Mn： 0.02%以上 1.0%以下、 S： 0.0030%以 下、 N : 0.2 以下、 Ti ： 0.0050%以下、 Cu : 0.2%以下、 T.0 : 0.001〜 0.005 を含み、 残部 Fe及び不可避的不純物よりなる溶鋼を移動更新 する冷却体表面によって凝固せしめて铸造鋼帯とし、 次いで、 該当 铸造鋼帯を冷間圧延し、 次いで仕上焼鈍する無方向性電磁鋼板の製 造方法において、 溶鋼の REM, Caのいずれかを 1種または 2種を合計 の含有量で 0.0020〜0.01%とし、 踌造雰囲気を Ar、 Heまたはそれら の混合雰囲気とすることを特徴とする磁気特性の優れた無方向性電 磁鋼板の製造方法。
(2) 溶鋼に Sn， Sbの 1種または 2種を合計で 0.005%〜0.3 含有するこ とを特徴とする （1)に記載の磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板の 製造方法。 図面の簡単な説明
図 1は、 REM含有量、 铸造雰囲気と W15/50の関係図である。 発明を実施するための最良の形態
以下、 本発明の詳細について説明する。
本発明者らは、 磁束密度の高く、 かつ鉄損の低い無方向性電磁鋼 板用の製造方法を開発すべく鋭意研究を重ねた結果、 急冷凝固法に おいて、 溶鋼の REM, Caいずれかを 1種または 2種を合計で 0.0020〜0
.01%とし、 铸造雰囲気を Ar、 Heまたはそれらの混合雰囲気とするこ とが非常に有効であることを見いだした。
以下は、 本発明者らが行なった実験結果の一例である。 C : 0.001 2%, Si ： 3.0¾, A1 ： 1.4¾, Mn： 0.24¾, S： 0.0022%、 N： 0.0023%、 T i : 0.0015%、 Cu： 0.09 、 T.0： 0.0030%を含む溶鋼を双ロール法に より铸造雰囲気 N2で急冷凝固し、 2.0匪厚の铸片を作成した。 これ を 0.35M厚に冷間圧延し、 N2 70% + H2 3(Uの雰囲気で 1050で X30 秒の仕上焼鈍を行った。 仕上焼鈍板中の析出物を電子顕微鏡で観察 した結果、 mサイズの A1Nと数十〜 lOOnm程度の Mn-Cu-Sが観察され 、 特に A1Nが非常に多かった。 そこで铸片、 仕上焼鈍板の Nを分析し たところ、 溶鋼 Nが 23ppmであったのに対し铸片、 仕上焼鈍板ともに 89ppmもあり、 铸造で窒化していることが判明し、 これにより多量 の A1Nを生成させていたことが分かった。
次に、 C： 0.0011〜0.0012%, Si ： 3.0%、 A1 ： 1.4¾, Mn： 0.24%、 S ： 0.0022〜0.0025 、 N： 0.0021〜 0.0023%、 Ti ： 0.0015%, Cu： 0.09 %, T.0： 0.0032 を含む溶鋼を双ロール法により铸造雰囲気を変え て急冷凝固し、 2. Omm厚の铸片を作成し、 0.35mm厚に冷間圧延し、 N 2 70% + H2 30%の雰囲気で 1050で X30秒の仕上焼鈍を行った。 そし て、 铸片 Nを分析した結果を表 1に示す。 これより铸造雰囲気を N2や 大気とすると铸造中に浸窒し、 铸片中の Nが著しく増加してしまう が、 Ar， Heとすると窒化を抑えられることが判明した。 表 1
Figure imgf000006_0001
Ar雰囲気で铸造した試料の踌片と仕上焼鈍板の析出物を板厚中心 層で電子顕微鏡で観察したところ、 铸片では析出物は少なく少数の サイズの A1Nと数十〜 lOOnm程度の Mn-Cu-Sがわずかに認められる だけであつたが、 仕上焼鈍板では mサイズの A1Nと特に数十 nmクラ スの Mn-Cu-Sが踌片より も増え、 多く観察された。 これより、 急冷 凝固法では冷却速度が速いために溶鋼 Sは铸片ではほとんどが固溶 S として存在し、 仕上焼鈍で数十 nmクラスの微細な Mn-Cu-Sとして析 出することが分かった。
本発明者らは、 Sの制御について鋭意検討した結果、 溶鋼に REM, Caを含有させることが非常に有効であることが分かった。 C ： 0.001 0%, Si ： 3.0%、 A1 ： 1.4%, Mn ： 0.24%、 S ： 0.0025%、 N： 0.0022%、 T i : 0.0019%、 Cu ： 0.08¾, T.0 ： 0.0022¾, REMを種々の量を含む溶鋼 を双ロール法により铸造雰囲気 Arと N2で急冷凝固し、 1.0匪厚の铸 片を作成した。 これを 0.35mm厚に冷間圧延し、 N2 70¾ + H2 30 の 雰囲気で 1050t: x30秒の仕上焼鈍を行った。 そして、 Ar雰囲気で铸 造した铸片と仕上焼鈍板の析出物を板厚中心層で電子顕微鏡で観察 した。 铸片も仕上焼鈍板も析出形態は同じで、 REM202 Sに A1Nが m サイズで複合析出したものが主であり、 数十 nmクラスの析出物はほ とんどなかった。 このことより、 REMを加えると、 溶鋼で REM202 Sを 晶出して Sをス力べンジし、 更にそれをサイ 卜に A1Nや ΠΝが複合析 出させることにより、 A1Nが単独で微細に出現することを防止でき ることを見出したのである。 図 1には REM含有量、 铸造雰囲気と鉄損 W15/50の関係を示す。 これより、 REMを 20〜100ppm含有させ、 铸造 雰囲気 Arで铸造した場合に鉄損の低下が著しいことが分かる。 Caに ついても実験し、 同様な効果を得られることを確認した。
本発明者は、 更に調査を進め、 上記の REM 35ppmを含有する試料 の仕上焼鈍板を観察した結果、 表層部に析出物が観察され、 これを 電子顕微鏡で観察、 分析したところ、 微細な A1Nであることが分か つた。 そこで、 铸片の表層を観察したが、 铸片には認められなかつ た。 微細な A1Nは、 仕上焼鈍で窒化により生成したものであった。 そこで、 C： 0.0008%, Si： 3.0% A1 ： 1.4¾, Mn： 0.23%, S： 0.0020 %、 N： 0.0019%、 Ti： 0.0017%、 Cu： 0.08%, T.0： 0.0022%、 REM： 0. 0030 、 Sn なしと 0.03%を含む溶鋼を双ロール法により铸造雰囲気 A rで急冷凝固し、 2.0腿厚の铸片を作成した。 これを 0.35腿厚に冷間 圧延し、 N2 70% + H2 30%の雰囲気で 1050で X30秒の仕上焼鈍を行 い、 鉄損 W15/50を測定し、 表層部を電子顕微鏡で観察した。 Sn 0.0 3%添加では表層の A1Nなし、 W15/50 1.89W/kg, Snなしでは窒化によ る表層の A1Nが認められ、 W15/50 1.92W/kgであり、 Snを添加して窒 化を抑えることにより更に鉄損が改善することが分かる。 REMを添 加すると Sを REM202 Sとしてスカベンジングするため、 Sの表面偏析 がなくなり窒化を起こすが、 Snを添加すると Snが表面に偏折し、 窒 化を効果的に抑制するものと考えられる。 Sbについても実験し、 同 様な効果を得られることを確認した。
以下に本発明の限定理由を説明する。
Cは， オーステナイ ト、 フェライ ト 2相域とせず、 フェライ ト 1相 とし、 柱状晶をできるだけ発達させるため 0.003%以下とした。 また 、 Cは微細な TiCの析出を抑えることからも 0.003 以下とする。
Si： 1.5¾〜3.5%、 A1 ： 0.2 〜3.0%、 1.9¾≤ ( % Si + % A1) ： Cが 0 .003%以下で、 1.9%≤ (%Si+ %A1) であればオーステナイ ト、 フ ェライ ト 2相域とならずフェライ ト 1相となるため 1.9%≤ (%Si + % A1) とした。 Si， A1は電気抵抗を上げ、 淌電流損失を下げるため、 下限は各々 1.5%, 0.2 とした。 Si, 八1を各々 3.5%, 3.0 超添加する と加工性が著しく劣化する。
Mnは、 脆性を改善するため 0.02 以上とする。 上限の 1.0%はこれ を超えて添加すると磁束密度が劣化する。
Sは、 硫化物をつく り、 鉄損に有害な作用を演ずるため、 0.0030% 以下とする。
Nは、 A1N， TiNなど微細な窒化物をつく り、 鉄損に有害な作用を 演ずるため、 0.2 以下、 好ましくは 0.0030%以下とする。
Tiは、 TiN, TiCなどの微細な析出物をつく り、 鉄損に有害な作用 を演ずるため、 0.0050%以下とする。
Cuは、 Μπ-Cu- Sなど微細な硫化物をつくるため、 鉄損に有害な作 用を演ずるため、 0.2%以下とする。
T.0は、 REM202 S、 Ca- 0- Sをできるだけ生成させ、 Sをス力べンジ し、 A1N， TiNを粗大に複合析出させるため下限を 0.001 とした。 上 限の 0.005%を超えると A 1203が生成し、 A1N， TiNが粗大に複合析出 しにく くなる。
REM, Caは、 いずれかを 1種または 2種を合計の含有量で 0.002%〜0 .0 とする。 REM202 Sまたは Ca-0-Sをできるだけ生成させ、 Sをスカ ベンジし、 A1N、 TiNを粗大に複合析出させるため下限を 0.002%とし た。 上限の 0.01%を超えるとかえつて磁気特性が劣化する。 ここで R EMとは、 ランタンからルテシゥムまでの 15元素にスカンジウムとィ ッ トリウムを加えた合計 17元素の総称であるが、 そのうちの 1種だ けを用いても、 あるいは 2種以上の元素を組み合わせて用いても本 発明の範囲内であれば、 上記効果は発揮される。 REMと Caは 1種でも 良いし、 2種を組み合わせても良い。
Sn, Sbは、 いずれかを 1種または 2種を合計の含有量で 0. 005%〜0. 3%とする。 Sn， Sbは表面に偏析し仕上焼鈍での窒化を抑制する。 0. 005%未満であると窒化が抑制されず、 上限の 0. 3%は効果が飽和する ためである。 Sn， Sbの添加は、 窒化の抑制のみならず、 磁束密度の 改善にも効果がある。 Snと Sbは 1種でも良いし、 2種組み合わせても 良い。
溶鋼は、 移動更新する冷却体表面によって凝固せしめて铸造鋼帯 とする。 単ロール法、 双ロール法などが用いられる。
铸造雰囲気は、 Ar， Heまたはそれらの混合雰囲気とする。 N2ゃ大 気雰囲気であると踌造時に窒化してしまう。 これを抑止するため Ar 、 Heまたはそれらの混合雰囲気とする。 実施例 1
C： 0. 0012¾ , S i ： 3. 0¾, Mn： 0. 22¾ , So l . A 1 ： 1. 4%、 S： 0. 00 15〜 0. 0018%, N： 0. 00 19〜0. 0025 、 T. 0： 0. 0020〜 0. 0025%、 T i ： 0. 001 2〜0. 0015%、 Cu : 0. 08%、 REM： 0. 0025%を含有する溶鋼を種々の铸 造雰囲気で双ロール法により急冷凝固し、 2. 0mm厚に铸造した。 続 いて酸洗し、 0. 35mmに冷延し、 N2 70% + H2 30%の雰囲気で 1075で X 30秒の連続焼鈍し、 絶縁皮膜を塗布して製品とした。 この時の、 铸造雰囲気、 溶鋼 N、 铸片 Nと磁気特性の関係を表 2に示す。 これよ り、 铸造雰囲気を Ar、 Heまたはその混合雰囲気とすることにより、 高い磁束密度でかつ低い鉄損を得られることが分かる。 表 2
Figure imgf000010_0001
実施例 2
C： 0· 001 、 Si ： 3.0%, Mn： 0.25%, Sol. A1 ： 1.4%、 N： 0.0022〜 0.0028%、 Ti ： 0.0016〜0.0015%、 Cu : 0.11%、 T.0、 S、 REM, Caを含 有する溶鋼を铸造雰囲気 Arで双ロール法により急冷凝固し、 2. Omm 厚に铸造した。 続いて酸洗し、 0.35mmに冷延し、 N2 70¾ + H2 30¾ の雰囲気で 1075で X30秒の連続焼鈍し、 絶縁皮膜を塗布して製品と した。 この時の、 T.0、 S、 REM, Caの含有量と磁気特性の関係を表 3 に示す。 これより、 本発明範囲であると高い磁束密度でかつ低い鉄 損を得られることが分かる。
表 3
Figure imgf000011_0001
実施例 3
C : 0.0010 、 Si : 2.9%、 Mn： 0.20¾ S ·· 0.0019〜 0.0022%、 Sol. A 1 ： 1.2%、 N： 0.0019〜0.0029 、 Ti ： 0.0012〜0.0013%、 Cu： 0. 11¾ 、 T.0： 0.0011〜0.0016%、 REM： 0.0080〜0.0085%、 Sn， Sbを含有す る溶鋼を铸造雰囲気 Arで双ロール法により急冷凝固し、 2.0mm厚に 铸造した。 続いて酸洗し、 0.35龍に冷延し、 N2 70¾ + H2 30%の雰 囲気で 1075 : x30秒の連続焼鈍し、 絶縁皮膜を塗布して製品とした 。 この時の、 Sn, Sbの含有量と仕上焼鈍板表面窒化の有無、 磁気特 性の関係を表 4に示す。 これより、 Sn, Sbが本発明範囲であると窒 化を抑制され、 高い磁束密度でかつ低い鉄損を得られることが分か る 表 4
Figure imgf000012_0001
産業上の利用可能性
本発明によれば、 回転機、 小型静止器などの鉄心用途に、 度が高く、 鉄損の低い無方向性電磁鋼板を提供できる。

Claims

請 求 の 範 囲
1. 質量％で， C： 0.003%以下， Si ： 1.5%〜3.5%、 A1 ： 0.2¾〜3.0 %、 1.9¾≤ ( Si+ %A1) 、 Mn： 0.02%以上 1.0%以下、 S： 0.0030% 以下、 N : 0.2%以下、 Ti ： 0.0050 以下、 Cu : 0.2%以下、 T.0 : 0.001 〜0.005%を含み、 残部 Fe及び不可避的不純物よりなる溶鋼を移動更 新する冷却体表面によって凝固せしめて铸造鋼帯とし、 次いで、 該 铸造鋼帯を冷間圧延し、 次いで仕上焼鈍する無方向性電磁鋼板の製 造方法において、 溶鋼の REM, Caのいずれかを 1種または 2種を合計 で 0.0020〜0.01%とし、 铸造雰囲気を Ar、 Heまたはそれらの混合雰 囲気とすることを特徴とする磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板の 製造方法。
2. 溶鋼に Sn, Sbの 1種または 2種を合計で 0.005%〜0.3%含有する ことを特徴とする請求項 1に記載の磁気特性の優れた無方向性電磁 鋼板の製造方法。
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