JP3888033B2

JP3888033B2 - Method for producing non-oriented electrical steel sheet

Info

Publication number: JP3888033B2
Application number: JP2000181226A
Authority: JP
Inventors: 猛今村; 康之早川; 光正黒沢; ゆか小森; 正樹河野
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2000-06-16
Filing date: 2000-06-16
Publication date: 2007-02-28
Anticipated expiration: 2020-06-16
Also published as: JP2002003944A

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、モータや変圧器等の鉄心材料として好適な磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
電磁鋼板は、モータや変圧器等の鉄心材料として、従来から広く用いられている材料である。
近年、環境問題やコストダウンの点から、種々の分野において省エネルギーがクローズアップされているが、この観点から電磁鋼板においても低鉄損化が強く要求されている。
【０００３】
無方向性電磁鋼板の鉄損を低減するためには、一般的にSiやAlの添加量を増やして鋼板の電気抵抗を増大させる方法が採られている。電気抵抗が増大すると、鋼板が磁化されることによって生じる渦電流損が低減し、その結果鉄損が低減するからである。
しかしながら、かような元素の添加量を増大させると、その分合金コストが上昇し、また鋼板の硬度増加を招くため、打ち抜き性を重要視する無方向性電磁鋼板においては添加量の増大には限界があった。
【０００４】
また、方向性電磁鋼板においては、鋼板の集合組織を改善し、方位を高度に集積させることによって鉄損を低減する方法が一般的に行われているが、無方向性電磁鋼板においても鋼板の集合組織を改善して鉄損を低減する試みが活発化している。
無方向性電磁鋼板では、板面内のあらゆる方向に磁化容易軸である＜００１＞軸を数多く存在させ、かつ磁化困難軸である＜１１１＞軸を減少させることが磁気特性を良好にする。すなわち、磁気特性が良好な集合組織とは、かかる磁化容易軸が板面内に集積した集合組織である。
【０００５】
良好な集合組織を得る方法として、温間圧延を利用する方法が知られていて、例えば特公平３−7725号公報では、低炭素鋼を温間圧延することによって｛１１０｝＜００１＞方位を発達させ、磁気特性を改善する方法が開示されている。
しかしながら、この方法によって得られる磁気特性はＢ₅₀＝1.7 Ｔ、Ｗ_15/50＝2.3 W/kg程度であり、温間圧延だけでは改善幅は大きくない。
【０００６】
温間圧延以外の方法としては、例えば特開昭50−140317号公報には、溝付ロールにより圧延を施しさらにスムースロールにより平滑化する圧延を施すことで、また特開平３−281758号公報には、Niを多量に添加することにより、どちらも（１００）面近傍集合組織を有する電磁鋼板を製造する方法が開示されている。
しかしながら、特開昭50−140317号公報に記載の方法では、溝付きロールの使用が必須であるが、溝付きロールは磨耗によって使用回数が制限され、また特開平３−281758号公報に記載の方法では、Niを１〜８％添加しなくてはならず、どちらも大幅なコストアップを招くという問題があった。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上記の現状に鑑み開発されたもので、モータや変圧器等に使用される無方向性電磁鋼板について、コストアップを極力抑制しつつ、磁気特性を効果的に改善し得る、無方向性電磁鋼板の有利な製造方法を提案することを目的とする。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
以下、本発明の解明経緯について説明する。
さて、発明者らは、電磁鋼板の鉄損低減について鋭意研究を重ねた結果、Al含有量を極力低減した上で、温間圧延を施すことによって、磁気特性に有利な集合組織が発達し、鉄損および磁束密度が大幅に改善されることの知見を得た。
以下、本発明を由来するに至った実験結果について説明する。
【０００９】
実験１
Al含有量を種々に変化させた成分組成になる鋼スラブを、連続鋳造にて製造したのち、1100℃で20分加熱後、熱間圧延により板厚：2.8 mmの熱延板とし、ついで熱延板焼鈍後、 250℃での温間圧延により0.35mmの最終板厚に仕上げたのち、950 ℃の最終仕上焼鈍を施した。
かくして得られた製品板から圧延方向（Ｌ方向）および圧延直角方向（Ｃ方向）のエプスタインサンプルを採取し、Ｌ方向とＣ方向それぞれ同量を混合し、JIS C 2550規定のエプスタイン試験により磁気特性（（Ｌ＋Ｃ）方向での磁気特性）を測定した。
図１に、Al含有量と鉄損との関係について調べた結果を示す。
同図に示したとおり、Al量が0.02mass％以下になると、鉄損は急激に減少し、特にAl量を0.01mass％以下まで低減した場合には、鉄損値Ｗ_15/50 は 2.0 W/kg以下まで低減した。
【００１０】
また、図２，３にそれぞれ、上記の実験において、Al量が 0.005mass％および0.410 mass％の場合に得られた最終製品板の集合組織（ＯＤＦ表示；φ₂ ＝45°断面）の例を示す。ここで、結晶方位はオイラー角（φ₁,Φ, φ₂)で表される。
Al含有量が 0.005mass％の場合（図２）は、Al含有量が 0.410 mass ％の場合（図３）と比較して、Φ＝０°，φ₁ ＝０〜90°で表される（１００）面近傍方位の集積が高く、かつΦ＝55°，φ₁ ＝０〜90°で表される（１１１）面近傍方位の集積が低い集合組織となっていることが分かる。
さらに、反転極点図法によって（１００）面インバース強度Ｉ₁₀₀ （ランダムな集合組織に対する比）を測定したところ、Al含有量が0.005 mass％の場合はＩ₁₀₀ ＝5.25であったのに対し、Al含有量が 0.410mass％の場合はＩ₁₀₀ ＝1.80にすぎなかった。
【００１１】
上述したように磁気特性を良好にするためには、板面内のあらゆる方向に磁化容易軸である＜００１＞軸が数多く存在し、かつ磁化困難軸である＜１１１＞軸が少ないことが必要である。（１００）面近傍方位の集積が高いということは磁化容易軸である＜００１＞軸が板面内に数多く存在するということであるから、Alを低減することにより、磁気特性に有利な集合組織が発達していることが分かる。
【００１２】
実験２
Ｃ：25 ppm, Si：3.25mass％, Mn：0.16mass％, Al：0.005 mass％, Ｓ：0.0011mass％, Ｎ：0.0009mass％, Ｏ：0.0013mass％およびSb：0.035 mass％を含み、残部は実質的にFeの組成になる鋼スラブを、連続鋳造にて製造したのち、1100℃で20分加熱後、熱間圧延により板厚：2.8 mmの熱延板とした。
ついで、熱延板焼鈍後、タンデム圧延により板厚：0.35mmに仕上げる際に、タンデム圧延機入側で鋼板を予め、室温から 500℃まで種々に変化させて圧延し、その後最終仕上焼鈍を施した。
かくして得られた製品板の圧延方向（Ｌ方向）および圧延直角方向（Ｃ方向）のエプスタインサンプルを採取し、エプスタイン試験により（Ｌ＋Ｃ）方向での磁気特性を測定した。
【００１３】
図４に、鉄損値と圧延温度との関係について調べた結果を示す。
同図から明らかなように、圧延温度が 100〜300 ℃の範囲において磁気特性が良好となった。
また、図５, ６, ７に、この実験で得られた最終製品板の集合組織（ＯＤＦ表示；φ₂ ＝45°断面）の例を示す。
図５は圧延温度が室温の場合、図６は圧延温度が 250℃の場合、図７は圧延温度が 400℃の場合の集合組織をそれぞれ示している。
これらの図から明らかなように、圧延温度が 250℃の場合には、（１００）面近傍方位の集積が高くかつ（１１１）近傍方位の集積が低い、磁気特性に良好な集合組織となっている。この点、圧延温度が室温の場合には、（１００）面近傍方位の集積が低くかつ（１１１）近傍方位の集積が高い、磁気特性に好適でない集合組織となっており、また圧延温度が 400℃の場合には集合組織がランダム化している。
【００１４】
さらに、（１００）面インバース強度Ｉ₁₀₀ を測定したところ、圧延温度が室温の場合はＩ₁₀₀ ＝2.12、圧延温度が 250℃の場合はＩ₁₀₀ ＝4.30、圧延温度が 400℃の場合はＩ₁₀₀ ＝1.56であった。
従って、圧延温度を 250℃付近とすることで、最終製品板は磁気特性に良好な集合組織となることが分かる。
【００１５】
Al含有量を低減した材料を温間圧延することによって、磁気特性に良好な集合組織が発達する理由については、まだ明確に解明されたわけではないが、次のように考えられる。
まず、温間圧延を施すことによって、不均一変形領域である変形帯の量が冷間圧延の場合と比較して増加することが知られており、この変形帯から磁性に有利な方位を持つ再結晶粒が生成する。
一方、発明者らの研究によれば、Alが特定の粒界に濃化・偏析し、粒界性格を変化させることが見出された。
粒界を挟む２つの粒の方位差（粒界方位差角）が０°のとき粒界エネルギーは０である。粒界方位差角が増加すると、約30°までは粒界エネルギーは増加し、それ以後は双晶粒界である60°までは減少する性質を持つ。ここで、粒界エネルギーの極大付近である粒界方位差角：15〜45°を持つ粒界を高エネルギー粒界と定義する。
【００１６】
高エネルギー粒界は、それ以外の低エネルギー粒界に比べ粒界易動度は大きい。しかしながら、高エネルギー粒界は構造が乱雑であり粒界内での自由空間が大きいため、Al含有量が増加すると高エネルギー粒界に選択的にAlが濃化・偏析し、低エネルギー粒界と高エネルギー粒界のエネルギー差を相対的に減少させる。これより、Alを多量に含有する材料が粒成長する際、粒界易動度は粒界方位差角にほとんど依存しないが、Alを低減することにより、粒界方位差角が粒界易動度に与える影響は大きくなる。
よって、まず温間圧延により変形帯から磁性に有利な方位を持つ粒を発生させ、さらにAl低減により粒界易動度の粒界方位差角依存性を高めることにより、かかる粒を優先的に成長させることができたものと考えられる。
【００１７】
従来、無方向性電磁鋼板の高級材は、一般にAlを多量に含有させることで渦電流損を低減し、低鉄損化を図ってきた。このため、前述したとおり、打ち抜き性の悪化や合金コストの上昇といった問題が発生した。
しかしながら、本発明によれば、Al量を極力低減することが集合組織を発達させる上で一層望ましいことから、上記の問題を有利に回避することができる。
なお、特開平３−120316号公報においては、SiとAlを1.8 mass％以上含有する鋼スラブを用いて、熱間圧延、冷間圧延もしくは温間圧延の少なくとも一工程をリバース圧延とすることによって良好な磁気特性が得られる無方向性電磁鋼板の製造方法が開示されているが、本文中および実施例よりAl含有量は通常の高級無方向性電磁鋼板レベル（0.24〜0.54mass％）の範囲に止まり、しかも温間圧延は冷間圧延性の悪い材料を圧延するために用いられるものであり、本発明の技術思想とは全く異なるものである。
【００１８】
実験３
実験２と同じ成分組成になる鋼スラブを、連続鋳造にて製造したのち、1100℃で20分加熱後、熱間圧延により板厚：2.8 mmの熱延板とした。ついで、熱延板焼鈍後、リバース圧延により板厚：0.35mmに仕上げる際に、最終パスの圧下率を種々に変化させて圧延し、その後最終仕上焼鈍を施した。
リバース圧延については、最終パス以外すべて 250℃の温間圧延とし、最終パスについては室温での冷間圧延とした。
かくして得られた鋼板からＬ方向およびＣ方向のエプスタインサンプルを採取し、エプスタイン試験により（Ｌ＋Ｃ方向）での磁気特性を測定した。
図８に、最終パス圧下率と磁気特性との関係について調べた結果を示す。
同図から明らかなように、最終パス圧下率を10〜30％とすることで磁気特性が良好となった。
【００１９】
最終パスのみを冷間圧延とした場合に最も磁気特性が良好となった理由は、明らかではないが、冷間圧延を施すことによって焼鈍後の再結晶粒にランダム方位を有した粒が少量ながら発生し、かような粒が異方性を減少させることによって（Ｌ＋Ｃ）方向での磁気特性が向上したものと考えられる。
【００２０】
実験４
実験２と同じ成分組成になる鋼スラブを、連続鋳造にて製造したのち、1100℃で20分加熱後、熱間圧延により板厚：2.8 mmの熱延板とした。ついで、熱延板焼鈍後、リバース圧延により５パスで板厚：0.35mmに仕上げる際に、表１に示すようにパス毎に 200℃の温間圧延または室温の冷間圧延とし、最終パス圧下率を15％とした。その後最終仕上焼鈍を施した。
上記の各工程で製造した鋼板からＬ方向およびＣ方向のエプスタインサンプルを採取し、エプスタイン試験により（Ｌ＋Ｃ方向）での磁気特性を測定した。
得られた結果を表１に併記する。
【００２１】
【表１】

【００２２】
同表から明らかなように、最終の冷間圧延工程における少なくとも１パスを温間圧延とすることによって磁気特性が改善された。特に、最終パスのみを冷間圧延とした場合に最も良好な磁気特性を得ることができた。
【００２３】
実験５
実験２と同じ成分組成になる鋼スラブを、連続鋳造にて製造したのち、1100℃で20分加熱後、熱間圧延により板厚：2.8 mmの熱延板とした。ついで、熱延板焼鈍後、冷間圧延により板厚：0.35mmに仕上げる際に、圧延温度と圧延機ワークロールの直径を種々に変化させて圧延し（全パスについて）、その後最終仕上焼鈍を施した。
かくして得られた鋼板からＬ方向およびＣ方向のエプスタインサンプルを採取し、エプスタイン試験により（Ｌ＋Ｃ方向）での磁気特性を測定した。
図９に、圧延機ワークロールの直径および圧延温度が磁気特性に及ぼす影響について調べた結果を示す。
同図から明らかなように、ワークロール直径と圧延温度が次式(1)

の関係を満足する場合に、良好な磁気特性が得られている。
本発明は、上記の知見に立脚するものである。
【００２４】
すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
１．Ｃ： 0.005 mass ％以下、
Si ： 1.0 〜 4.0 mass ％および
Mn ： 0.05 〜 1.0 mass ％
を含み、かつAlを0.02mass％以下に低減し、さらにＳ，Ｎ，Ｏについてはそれぞれ 30ppm 以下に抑制した組成になる無方向性電磁鋼板用のスラブを、熱間圧延し、必要に応じて熱延板焼鈍を施したのち、１回または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延によって最終板厚とし、ついで最終仕上焼鈍を施す一連の工程によって無方向性電磁鋼板を製造するに当たり、
最終の冷間圧延工程において、最終パスを除く少なくとも１パスを圧延温度が100〜300℃の温間圧延とし、一方最終パスについては圧下率が10〜30％でかつ圧延温度が 100℃以下の冷間圧延とすることを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法。
【００２５】
２．Ｃ： 0.005 mass ％以下、
Si ： 1.0 〜 4.0 mass ％および
Mn ： 0.05 〜 1.0 mass ％
を含み、かつAlを0.02mass％以下に低減し、さらにＳ，Ｎ，Ｏについてはそれぞれ 30ppm 以下に抑制した組成になる無方向性電磁鋼板用のスラブを、熱間圧延し、必要に応じて熱延板焼鈍を施したのち、１回または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延によって最終板厚とし、ついで最終仕上焼鈍を施す一連の工程によって無方向性電磁鋼板を製造するに当たり、
最終の冷間圧延工程において、少なくとも１パスを圧延温度が 100〜300 ℃の温間圧延とし、その際、圧延機ワークロールの直径Ｒと圧延温度Ｔについて下記式(1) の関係を満足させることを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法。
記
0.417 Ｒ＋50≦Ｔ≦0.167 Ｒ＋237 --- (1)
ただし、Ｒ：圧延機ワークロール直径 (mm)
Ｔ：温間圧延温度（℃）
【００２６】
３．Ｃ： 0.005 mass ％以下、
Si ： 1.0 〜 4.0 mass ％および
Mn ： 0.05 〜 1.0 mass ％
を含み、かつAlを0.02mass％以下に低減し、さらにＳ，Ｎ，Ｏについてはそれぞれ 30ppm 以下に抑制した組成になる無方向性電磁鋼板用のスラブを、熱間圧延し、必要に応じて熱延板焼鈍を施したのち、１回または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延によって最終板厚とし、ついで最終仕上焼鈍を施す一連の工程によって無方向性電磁鋼板を製造するに当たり、
最終の冷間圧延工程において、最終パスを除く少なくとも１パスを圧延温度が 100〜300 ℃の温間圧延とし、その際、圧延機ワークロールの直径Ｒと圧延温度Ｔについて下記式(1) の関係を満足させると共に、最終パスについては圧下率が10〜30％でかつ圧延温度が 100℃以下の冷間圧延とすることを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法。
記
0.417 Ｒ＋50≦Ｔ≦0.167 Ｒ＋237 --- (1)
ただし、Ｒ：圧延機ワークロール直径 (mm)
Ｔ：温間圧延温度（℃）
【００２８】
【発明の実施の形態】
次に、本発明で対象とする無方向性電磁鋼板の好適成分組成について説明する。
Al：0.02mass％以下
前掲図１に示したとおり、Alを低減すると、温間圧延との組み合わせによって鋼板の集合組織が改善され、磁気特性が大幅に向上する。このため、本発明ではAl量は0.02mass％以下に限定した。なお、Al量は、低減すればするほど磁気特性が向上するので、好ましくは 0.010％以下、さらに好ましくは 0.005mass％以下である。
【００２９】
また、本発明では、以下の元素を添加または抑制する必要がある。
Ｃ：0.005 mass％以下
Ｃは、磁気特性の観点からは有害であるため、極力低減することが望ましいが、0.005 mass％以下であれば許容される。
【００３０】
Si：1.0 〜4.0 mass％
電磁鋼板においてSiは、電気抵抗を高め、鉄損を改善する有用元素である。このためには、1.0 mass％以上含有させる必要があるが、4.0 mass％を超えると鋼板の加工性が悪化し、かつ飽和磁束密度も低下するので、Si量は 1.0〜4.0 mass％の範囲に限定した。
【００３１】
Mn：0.05〜1.0 mass％
Mnは、熱間加工性を良好にするために有効な元素であるが、含有量が0.05mass％未満ではその添加効果に乏しく、一方 1.0mass％を超えると磁気特性を劣化させかつ合金コスト高となるため、Mn量は0.05〜1.0 mass％の範囲に限定した。
【００３２】
Ｓ，ＯおよびＮ：30 ppm以下
これらの元素はいずれも、地鉄中に残存して磁気特性を劣化させる元素である。従って、Ｓ, ＯおよびＮ量はいずれも、30 ppm以下に低減する必要がある。
【００３３】
その他、鉄損を向上させるために、Ni：0.01〜1.50mass％, Sn：0.01〜1.50mass％, Sb：0.005 〜0.50mass％, Cu：0.01〜1.50mass％, Mo：0.005 〜0.50mass％およびCr：0.01〜1.50mass％を添加することができる。これらの元素はいずれも、上記の範囲より添加量が少ない場合には鉄損改善効果が少なく、一方添加量が多い場合にはかえって鉄損の劣化を招く。
【００３４】
次に、本発明に従う製造工程について説明する。
上記の好適成分組成に調整した溶鋼から、通常の造塊−分塊法や連続鋳造法によってスラブを製造してもよいし、100 mm以下の厚さの薄鋳片を直接鋳造法で製造してもよい。
ついで、スラブは通常の方法で加熱して熱間圧延に供するが、鋳造後、加熱せずに直ちに熱間圧延に供してもよい。なお、薄鋳片の場合には、熱間圧延しても良いし、熱間圧延を省略してそのまま以後の工程に進めてもよい。
ついで、必要に応じて熱延板焼鈍を施したのち、１回または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を施して最終板厚に仕上げる。
【００３５】
上記の最終冷延工程において、最終パスを除く少なくとも１パスを圧延温度が 100〜300 ℃の温間圧延とし、一方最終パスについては圧下率が10〜30％でかつ圧延温度が 100℃以下の冷間圧延とすることが重要である。
というのは、前掲図４に示したとおり、本発明のAlを低減した成分系では、圧延温度が 100〜300 ℃の温間圧延を行うことによって、鋼板の集合組織が良好に発達し、磁気特性お有利な改善が図れるからである。また、この時、最終パスについては、100 ℃以下の冷間圧延とすることにより（Ｌ＋Ｃ）方向の磁気特性が向上し、かつ前掲図８に示したとおり、圧下率を10〜30％とすることによって磁気特性の一層の向上を図ることができる。ここでの各パスはタンデム圧延の場合、各スタンドでの圧延に相当する。
【００３６】
また、上記の最終冷間圧延工程において、少なくとも１パスを圧延温度が 100〜300 ℃の温間圧延とし、その際、圧延機ワークロールの直径Ｒと圧延温度Ｔについて次式(1)

の関係を満足させる方法も有用である。
ここに、ワークロール直径Ｒと圧延温度Ｔの関係を上記の範囲に制限したのは、前掲図９に示したとおり、ＲとＴについて式(1) の関係を満足させた場合に、とりわけ良好な磁気特性が得られるからである。
【００３７】
なお、温間圧延の具体的な方法については特に限定しないが、予め鋼板を加熱する方法、加工発熱を利用する方法、ロールを加熱して熱伝導を利用する方法等を単独または組み合わせて使用することができる。
【００３８】
上記の冷間圧延後、最終仕上焼鈍を施して製品板とする。
さらに、必要に応じて絶縁コーティングを施しても良い。この絶縁コーティングは、積層した鋼板の鉄損を改善するために施すものであるが、この目的のためには、２種類以上の被膜からなる多層膜であってもよいし、樹脂等を混合させたコーティングとしてもよい。
【００３９】
【実施例】
実施例１
表２に示す成分組成になる鋼スラブを、連続鋳造にて製造したのち、1100℃で20分加熱後、熱間圧延により板厚：2.8 mmの熱延板とした。ついで、熱延板焼鈍後、１回目の冷間圧延により板厚：0.85mmの中間厚としたのち、 900℃の中間焼鈍を施し、ついで圧延温度：250 ℃、ワークロール直径：330 mmで４パスのタンデム圧延による温間圧延（全パスとも）を施して0.35mmの最終板厚に仕上げたのち、950 ℃の最終仕上焼鈍を施した。
上記の各工程で得られた鋼板からＬ方向およびＣ方向のエプスタインサンプルを採取し、エプスタイン試験により（Ｌ＋Ｃ）方向での磁気特性を測定した。また、反転極点図法により（１００）面インバース強度Ｉ₁₀₀ を測定した。
得られた結果を表２に併記する。
【００４０】
【表２】

【００４１】
同表に示したとおり、本発明の好適成分組成を満足する場合（鋼記号Ａ〜Ｃ）には、集合組織が発達し、特に良好な磁気特性が得られることが分かる。
【００４２】
実施例２
表２中、鋼記号Ｂの成分組成になる鋼スラブを、連続鋳造にて製造したのち、1100℃で20分加熱後、熱間圧延により板厚：2.8 mmの熱延板とした。ついで、熱延板焼鈍後、表３に示す条件で１回または中間焼鈍を挟む２回の圧延を施して、0.35mmの最終板厚に仕上げたのち、950 ℃の最終仕上焼鈍を施した。
上記の各工程で得られた鋼板からＬ方向およびＣ方向のエプスタインサンプルを採取し、エプスタイン試験により（Ｌ＋Ｃ）方向での磁気特性を測定した。また、反転極点図法により（１００）面インバース強度Ｉ₁₀₀ を測定した。
得られた結果を表３に併記する。
【００４３】
【表３】

【００４４】
同表から明らかなように、最終圧延工程における圧延温度および最終パスの圧下率が本発明の適正範囲を満足する場合には、集合組織が発達し、良好な磁気特性が得られることが分かる。
【００４５】
実施例３
表４に示す成分組成になる鋼スラブを、連続鋳造にて製造したのち、1100℃で20分加熱後、熱間圧延により板厚：2.2 mmの熱延板とした。ついで、熱延板焼鈍後、ワークロール直径：90mmの圧延機を用い、表５〜７に示す圧延温度で５パスの圧延を施して0.35mmの最終板厚に仕上げたのち、950 ℃の最終仕上焼鈍を施した。
上記の各工程で得られた鋼板からＬ方向およびＣ方向のエプスタインサンプルを採取し、エプスタイン試験により（Ｌ＋Ｃ）方向での磁気特性を測定した。また、反転極点図法により（１００）面インバース強度Ｉ₁₀₀ を測定した。
得られた結果を表５〜７に併記する。
【００４６】
【表４】

【００４７】
【表５】

【００４８】
【表６】

【００４９】
【表７】

【００５０】
表５〜７から明らかなように、本発明の適正範囲を満足するAl量および圧延条件を満足する場合には、集合組織が発達して良好な磁気特性が得られることが分かる。
【００５１】
実施例４
表２中、鋼記号Ｂの成分組成になる鋼スラブを、連続鋳造にて製造したのち、1100℃で20分加熱後、熱間圧延により板厚：2.8 mmの熱延板とした。ついで、熱延板焼鈍後、ワークロール直径：90mmのリバース圧延機を用い、５パスの圧延を施して0.35mmの最終板厚に仕上げるに際し、表８に示す条件で圧延し、950 ℃で最終仕上焼鈍を施した。
上記の各工程で得られた鋼板からＬ方向およびＣ方向のエプスタインサンプルを採取し、エプスタイン試験により（Ｌ＋Ｃ）方向での磁気特性を測定した。また、反転極点図法により（１００）面インバース強度Ｉ₁₀₀ を測定した。
得られた結果を表８に併記する。
【００５２】
【表８】

【００５３】
同表から明らかなように、本発明の要件を満足する条件で圧延を行った場合には、集合組織が発達し、良好な磁気特性を示すことが分かる。
【００５４】
【発明の効果】
かくして、本発明によれば、コストアップを招くことなしに、磁気特性および打ち抜き性に優れた無方向性電磁鋼板を安定して得ることができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】鋼中のAl含有量と製品板の鉄損との関係を示したグラフである。
【図２】 Al：0.005 mass％含有材の最終製品板の集合組織（ＯＤＦ表示；φ₂＝45°断面）を示した図である。
【図３】 Al：0.410 mass％含有材の最終製品板の集合組織（ＯＤＦ表示；φ₂＝45°断面）を示した図である。
【図４】温間圧延温度と製品板の鉄損との関係を示したグラフである。
【図５】室温で圧延した材料の最終製品板の集合組織を示した図である。
【図６】 250 ℃で圧延した材料の最終製品板の集分組織を示した図である。
【図７】 400 ℃で圧延した材料の最終製品板の集分組織を示した図である。
【図８】最終パス圧下率の鉄損との関係を示した図である。
【図９】圧延機ワークロールの直径および圧延温度が製品板の磁気特性に及ぼす影響を示したグラフである。[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to a non-oriented electrical steel sheet having excellent magnetic properties suitable as an iron core material for motors and transformers.
[0002]
[Prior art]
The electromagnetic steel sheet is a material that has been widely used as an iron core material for motors and transformers.
In recent years, energy saving has been highlighted in various fields from the viewpoint of environmental problems and cost reduction. From this point of view, there is a strong demand for low iron loss in electrical steel sheets.
[0003]
In order to reduce the iron loss of the non-oriented electrical steel sheet, generally, a method of increasing the electrical resistance of the steel sheet by increasing the addition amount of Si or Al is employed. This is because when the electrical resistance is increased, eddy current loss caused by magnetizing the steel sheet is reduced, and as a result, iron loss is reduced.
However, increasing the amount of such an element increases the alloy cost and increases the hardness of the steel sheet. For non-oriented electrical steel sheets that place emphasis on punchability, it is necessary to increase the amount of addition. There was a limit.
[0004]
In the grain-oriented electrical steel sheet, a method of reducing iron loss by improving the texture of the steel sheet and highly accumulating the orientation is generally performed. Attempts to improve the texture and reduce iron loss are active.
In a non-oriented electrical steel sheet, magnetic properties are improved by having many <001> axes that are easy magnetization axes in all directions within the plate surface and reducing the <111> axes that are hard magnetization axes. That is, a texture having good magnetic properties is a texture in which such easy magnetization axes are accumulated in the plate surface.
[0005]
As a method for obtaining a good texture, a method using warm rolling is known. For example, in Japanese Patent Publication No. 3-7725, the {110} <001> orientation is obtained by warm rolling low carbon steel. Methods for developing and improving magnetic properties have been disclosed.
However, the magnetic properties obtained by this method are about B ₅₀ = 1.7 T and W _15/50 = 2.3 W / kg, and the improvement is not large only by warm rolling.
[0006]
As a method other than warm rolling, for example, in Japanese Patent Laid-Open No. 50-140317, rolling by a grooved roll and further smoothing by a smooth roll are performed, and also in Japanese Patent Laid-Open No. 3-281758. Discloses a method for producing an electrical steel sheet having a texture near (100) plane by adding a large amount of Ni.
However, in the method described in Japanese Patent Laid-Open No. 50-140317, the use of a grooved roll is essential, but the number of times of use of the grooved roll is limited by wear, and the method described in Japanese Patent Laid-Open No. 3-281758 is also disclosed. In the method, 1 to 8% of Ni must be added, both of which have a problem of causing a significant cost increase.
[0007]
[Problems to be solved by the invention]
The present invention was developed in view of the above-mentioned present situation, and for non-oriented electrical steel sheets used for motors, transformers, etc., it is possible to effectively improve magnetic properties while suppressing cost increase as much as possible. It aims at proposing the advantageous manufacturing method of a grain-oriented electrical steel sheet.
[0008]
[Means for Solving the Problems]
The elucidation process of the present invention will be described below.
Now, as a result of earnest research on reducing iron loss of electrical steel sheets, the inventors have developed a texture that is advantageous for magnetic properties by performing warm rolling after reducing the Al content as much as possible, The knowledge that the iron loss and the magnetic flux density are greatly improved was obtained.
Hereinafter, the experimental results that led to the present invention will be described.
[0009]
Experiment 1
A steel slab having a composition with various contents of Al was produced by continuous casting, heated at 1100 ° C for 20 minutes, hot rolled into a hot-rolled sheet with a thickness of 2.8 mm, and then heated. After annealing, the steel sheet was finished to a final thickness of 0.35 mm by warm rolling at 250 ° C, followed by a final finish annealing at 950 ° C.
The Epstein samples in the rolling direction (L direction) and the perpendicular direction (C direction) were taken from the product plate thus obtained, and the same amount was mixed in each of the L direction and C direction, and the magnetic properties were measured by the Epstein test specified in JIS C 2550. (Magnetic characteristics in the (L + C) direction) were measured.
FIG. 1 shows the results of examining the relationship between Al content and iron loss.
As shown in the figure, when the Al content is 0.02 mass% or less, the iron loss decreases rapidly. Especially when the Al content is reduced to 0.01 mass% or less, the iron loss value W _15/50 is 2.0 W. Reduced to less than / kg.
[0010]
Figures 2 and 3 show examples of the texture (ODF display; φ ₂ = 45 ° cross section) of the final product plate obtained when the Al content is 0.005 mass% and 0.410 mass% in the above experiments, respectively. Show. Here, the crystal orientation is represented by Euler angles (φ ₁ , φ, φ ₂ ).
If Al content is 0.005 mass% (Fig. 2), as compared to the Al content is 0.410 mass% (Fig. 3), [Phi = 0 °, is represented by φ ₁ = 0~90 ° ( It can be seen that the accumulation in the (100) plane vicinity orientation is high and the accumulation in the (111) plane vicinity orientation represented by Φ = 55 ° and φ ₁ = 0 to 90 ° is a texture .
Furthermore, when the (100) plane inverse strength I ₁₀₀ (ratio to random texture) was measured by inversion pole figure method, when Al content was 0.005 mass%, I ₁₀₀ = 5.25, whereas Al content When the amount was 0.410 mass%, I ₁₀₀ was only 1.80.
[0011]
As described above, in order to improve the magnetic characteristics, it is necessary that there are many <001> axes that are easy magnetization axes in all directions in the plate surface and few <111> axes that are hard magnetization axes. It is. The high accumulation in the (100) plane vicinity orientation means that there are many <001> axes, which are easy magnetization axes, in the plate surface. It can be seen that is developing.
[0012]
Experiment 2
C: 25 ppm, Si: 3.25 mass%, Mn: 0.16 mass%, Al: 0.005 mass%, S: 0.0011 mass%, N: 0.0009 mass%, O: 0.0013 mass% and Sb: 0.035 mass%, the balance A steel slab having a substantially Fe composition was produced by continuous casting, heated at 1100 ° C. for 20 minutes, and hot rolled into a hot rolled sheet having a thickness of 2.8 mm.
Next, after hot-rolled sheet annealing, when finishing the sheet thickness to 0.35 mm by tandem rolling, the steel sheet is rolled in various ways from room temperature to 500 ° C on the inlet side of the tandem rolling mill, and then final finish annealing is performed. did.
Epstein samples in the rolling direction (L direction) and the perpendicular direction (C direction) of the product plate thus obtained were taken, and the magnetic properties in the (L + C) direction were measured by an Epstein test.
[0013]
FIG. 4 shows the results of examining the relationship between the iron loss value and the rolling temperature.
As is apparent from the figure, the magnetic properties were good when the rolling temperature was in the range of 100 to 300 ° C.
5, 6 and 7 show examples of the texture (ODF display; φ ₂ = 45 ° cross section) of the final product plate obtained in this experiment.
FIG. 5 shows the texture when the rolling temperature is room temperature, FIG. 6 shows the texture when the rolling temperature is 250 ° C., and FIG. 7 shows the texture when the rolling temperature is 400 ° C.
As can be seen from these figures, when the rolling temperature is 250 ° C., the (100) plane orientation accumulation is high and the (111) vicinity orientation accumulation is low. Yes. In this regard, when the rolling temperature is room temperature, the (100) plane direction orientation accumulation is low and the (111) vicinity orientation accumulation is high, resulting in a texture unsuitable for magnetic properties. In the case of ℃, the texture is randomized.
[0014]
Furthermore, (100) plane was measured inverse intensity I _100, if the rolling temperature is room temperature I ₁₀₀ = 2.12, if the rolling temperature is 250 ° C. I ₁₀₀ = 4.30, if the rolling temperature is 400 ° C. I ₁₀₀ = 1.56.
Therefore, it can be seen that by setting the rolling temperature to around 250 ° C., the final product plate has a texture that has good magnetic properties.
[0015]
The reason why a texture with good magnetic properties is developed by warm-rolling a material with reduced Al content has not yet been clearly clarified, but is thought to be as follows.
First, it is known that the amount of deformation band, which is a non-uniform deformation region, increases as compared to the case of cold rolling by performing warm rolling, and this deformation band has an advantageous orientation for magnetism. Recrystallized grains are formed.
On the other hand, according to studies by the inventors, it has been found that Al concentrates and segregates at specific grain boundaries and changes the grain boundary character.
The grain boundary energy is 0 when the orientation difference (grain boundary orientation angle) between two grains sandwiching the grain boundary is 0 °. When the grain boundary misorientation angle increases, the grain boundary energy increases up to about 30 ° and thereafter decreases to 60 ° which is a twin grain boundary. Here, a grain boundary having a grain boundary orientation difference angle of 15 to 45 °, which is near the maximum of the grain boundary energy, is defined as a high energy grain boundary.
[0016]
High energy grain boundaries have greater grain boundary mobility than other low energy grain boundaries. However, because the structure of high energy grain boundaries is messy and the free space in the grain boundaries is large, when the Al content increases, Al selectively concentrates and segregates at the high energy grain boundaries, Relatively reduce the energy difference of high energy grain boundaries. As a result, when a material containing a large amount of Al grows, the grain boundary mobility hardly depends on the grain boundary misorientation angle. The effect on the degree will be greater.
Therefore, by first generating grains with an advantageous orientation for magnetism from the deformation zone by warm rolling, and further increasing the dependence of grain boundary mobility on the grain boundary orientation difference angle by reducing Al, such grains are given priority. It is thought that it was able to grow.
[0017]
Conventionally, high-grade materials for non-oriented electrical steel sheets have generally reduced eddy current loss and reduced iron loss by containing a large amount of Al. For this reason, as described above, problems such as deterioration of punchability and an increase in alloy cost occurred.
However, according to the present invention, it is more desirable to reduce the Al content as much as possible to develop the texture. Therefore, the above problem can be advantageously avoided.
In JP-A-3-120316, by using a steel slab containing 1.8 mass% or more of Si and Al, reverse rolling at least one step of hot rolling, cold rolling or warm rolling. Although a method for producing a non-oriented electrical steel sheet capable of obtaining good magnetic properties is disclosed, the Al content is in the range of normal high-grade non-oriented electrical steel sheet level (0.24-0.54 mass%) from the text and examples. In addition, warm rolling is used for rolling a material having poor cold rolling property, and is completely different from the technical idea of the present invention.
[0018]
Experiment 3
A steel slab having the same composition as in Experiment 2 was manufactured by continuous casting, heated at 1100 ° C. for 20 minutes, and then hot rolled into a hot rolled sheet having a thickness of 2.8 mm. Subsequently, after hot-rolled sheet annealing, when finishing to a sheet thickness of 0.35 mm by reverse rolling, rolling was performed while variously reducing the rolling reduction of the final pass, and then final finishing annealing was performed.
For reverse rolling, all except the final pass was warm rolling at 250 ° C, and the final pass was cold rolling at room temperature.
Epstein samples in the L direction and C direction were collected from the steel plates thus obtained, and the magnetic properties in the (L + C direction) were measured by an Epstein test.
FIG. 8 shows the results of examining the relationship between the final pass reduction ratio and the magnetic characteristics.
As is apparent from the figure, the magnetic characteristics were improved by setting the final pass reduction ratio to 10 to 30%.
[0019]
The reason for the best magnetic properties when only the final pass is cold-rolled is not clear, but the number of grains with random orientation in the recrystallized grains after annealing is small by applying cold rolling. It is considered that the magnetic properties in the (L + C) direction are improved by the generation of such grains and the reduction in anisotropy.
[0020]
Experiment 4
A steel slab having the same composition as in Experiment 2 was manufactured by continuous casting, heated at 1100 ° C. for 20 minutes, and then hot rolled into a hot rolled sheet having a thickness of 2.8 mm. Then, after hot-rolled sheet annealing, when finishing to a thickness of 0.35mm in 5 passes by reverse rolling, as shown in Table 1, each pass is warm rolled at 200 ° C or cold rolled at room temperature, and the final pass pressure is reduced. The rate was 15%. Then, final finish annealing was performed.
Epstein samples in the L direction and C direction were collected from the steel plates produced in the above steps, and the magnetic properties in the (L + C direction) were measured by an Epstein test.
The obtained results are also shown in Table 1.
[0021]
[Table 1]

[0022]
As is clear from the table, the magnetic properties were improved by performing at least one pass in the final cold rolling process as warm rolling. In particular, the best magnetic properties could be obtained when only the final pass was cold rolled.
[0023]
Experiment 5
A steel slab having the same composition as in Experiment 2 was manufactured by continuous casting, heated at 1100 ° C. for 20 minutes, and then hot rolled into a hot rolled sheet having a thickness of 2.8 mm. Then, after hot-rolled sheet annealing, when rolling to a thickness of 0.35 mm by cold rolling, rolling is performed with various changes in rolling temperature and rolling mill work roll diameter (for all passes), and then final finish annealing is performed. gave.
Epstein samples in the L direction and C direction were collected from the steel plates thus obtained, and the magnetic properties in the (L + C direction) were measured by an Epstein test.
FIG. 9 shows the results of examining the influence of the diameter of the rolling mill work roll and the rolling temperature on the magnetic properties.
As is clear from the figure, the work roll diameter and rolling temperature are expressed by the following equation (1)

When the above relationship is satisfied, good magnetic properties are obtained.
The present invention is based on the above findings.
[0024]
That is, the gist configuration of the present invention is as follows.
1. C: 0.005 mass % or less,
Si: 1.0 ~ 4.0 mass% and
Mn : 0.05 to 1.0 mass %
And slabs for non-oriented electrical steel sheets having a composition in which Al is reduced to 0.02 mass% or less and S, N, and O are each suppressed to 30 ppm or less, and hot-rolled as necessary. After producing the non-oriented electrical steel sheet by performing a series of processes in which the final sheet thickness is obtained by performing cold rolling at least twice after intermediate or intermediate annealing after performing hot rolling sheet annealing,
In the final cold rolling process, at least one pass excluding the final pass is a warm rolling with a rolling temperature of 100 to 300 ° C, while the final pass has a rolling reduction of 10 to 30% and a rolling temperature of 100 ° C or less. method for producing a non-oriented electrical steel sheet you, characterized in that the cold rolling.
[0025]
2. C: 0.005 mass % or less,
Si: 1.0 ~ 4.0 mass% and
Mn : 0.05 to 1.0 mass %
And slabs for non-oriented electrical steel sheets having a composition in which Al is reduced to 0.02 mass% or less and S, N, and O are each suppressed to 30 ppm or less, and hot-rolled as necessary. After producing the non-oriented electrical steel sheet by performing a series of processes in which the final sheet thickness is obtained by performing cold rolling at least twice after intermediate or intermediate annealing after performing hot rolling sheet annealing,
In the final cold rolling process, at least one pass is warm-rolled at a rolling temperature of 100 to 300 ° C., and the relationship of the following formula (1) is satisfied with respect to the diameter R of the rolling mill work roll and the rolling temperature T. method for producing a non-oriented electrical steel sheet you wherein a.
Record
0.417 R + 50 ≦ T ≦ 0.167 R + 237 --- (1)
Where R: Rolling mill work roll diameter (mm)
T: Warm rolling temperature (° C)
[0026]
3. C: 0.005 mass % or less,
Si: 1.0 ~ 4.0 mass% and
Mn : 0.05 to 1.0 mass %
And slabs for non-oriented electrical steel sheets having a composition in which Al is reduced to 0.02 mass% or less and S, N, and O are each suppressed to 30 ppm or less, and hot-rolled as necessary. After producing the non-oriented electrical steel sheet by performing a series of processes in which the final sheet thickness is obtained by performing cold rolling at least twice after intermediate or intermediate annealing after performing hot rolling sheet annealing,
In the final cold rolling process, at least one pass excluding the final pass is a warm rolling with a rolling temperature of 100 to 300 ° C., and at this time, the diameter R of the rolling mill work roll and the rolling temperature T are expressed by the following formula (1): together to satisfy the relationship the method of the non-oriented electrical steel sheet you characterized in that and the rolling temperature at a reduction ratio 10 to 30% for the final pass and rolled 100 ° C. or less cold.
Record
0.417 R + 50 ≦ T ≦ 0.167 R + 237 --- (1)
Where R: Rolling mill work roll diameter (mm)
T: Warm rolling temperature (° C)
[0028]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
Next, the suitable component composition of the non-oriented electrical steel sheet which is the subject of the present invention will be described.
Al: 0.02 mass% or less As shown in FIG. 1 above, when Al is reduced, the texture of the steel sheet is improved by combination with warm rolling, and the magnetic properties are greatly improved. For this reason, in this invention, Al amount was limited to 0.02 mass% or less. The amount of Al is preferably 0.010% or less, more preferably 0.005 mass% or less, because the magnetic properties are improved as the amount of Al decreases.
[0029]
Further, in the present invention, it is necessary to the accompanying pressure or inhibit the following elements.
C: 0.005 mass% or less Since C is harmful from the viewpoint of magnetic properties, it is desirable to reduce it as much as possible, but 0.005 mass% or less is acceptable.
[0030]
Si: 1.0 to 4.0 mass%
In the electrical steel sheet, Si is a useful element that increases electrical resistance and improves iron loss. For this purpose, it is necessary to contain 1.0 mass% or more , but if it exceeds 4.0 mass%, the workability of the steel sheet deteriorates and the saturation magnetic flux density also decreases, so the Si content is in the range of 1.0 to 4.0 mass% . Limited .
[0031]
Mn: 0.05-1.0 mass%
Mn is an effective element for improving hot workability. However, if the content is less than 0.05 mass%, the effect of addition is poor. On the other hand, if it exceeds 1.0 mass%, the magnetic properties deteriorate and the alloy costs increase. Therefore, the amount of Mn was limited to the range of 0.05 to 1.0 mass%.
[0032]
S, O and N: 30 ppm or less All of these elements are elements that remain in the ground iron and deteriorate the magnetic properties. Therefore, the amounts of S, O and N all need to be reduced to 30 ppm or less.
[0033]
To improve iron loss, Ni: 0.01 to 1.50 mass%, Sn: 0.01 to 1.50 mass%, Sb: 0.005 to 0.50 mass%, Cu: 0.01 to 1.50 mass%, Mo: 0.005 to 0.50 mass% and Cr: 0.01 to 1.50 mass% can be added. Any of these elements is less effective in improving the iron loss when the addition amount is less than the above range, and on the other hand, when the addition amount is large, the iron loss is deteriorated.
[0034]
Next, the manufacturing process according to the present invention will be described.
A slab may be produced from the molten steel adjusted to the above preferred component composition by a normal ingot-bundling method or continuous casting method, or a thin cast piece having a thickness of 100 mm or less is produced by a direct casting method. May be.
Next, the slab is heated by a normal method and subjected to hot rolling, but may be immediately subjected to hot rolling without being heated after casting. In the case of a thin slab, hot rolling may be performed, or hot rolling may be omitted and the subsequent process may be performed as it is.
Next, after performing hot-rolled sheet annealing as necessary, it is subjected to cold rolling at least once with one or more intermediate annealings in order to finish the final sheet thickness.
[0035]
In the above-mentioned final cold rolling process, at least one pass excluding the final pass is a warm rolling with a rolling temperature of 100 to 300 ° C, while the final pass has a rolling reduction of 10 to 30% and a rolling temperature of 100 ° C or less. It is important to use cold rolling.
This is because, as shown in FIG. 4 above, in the component system in which Al is reduced according to the present invention, the hot rolling at a rolling temperature of 100 to 300 ° C. allows the texture of the steel sheet to develop well, and This is because the characteristics can be advantageously improved. At this time, in the final pass, the magnetic properties in the (L + C) direction are improved by cold rolling at 100 ° C. or lower, and the rolling reduction is 10-30% as shown in FIG. As a result, the magnetic characteristics can be further improved. Each pass here corresponds to rolling in each stand in the case of tandem rolling.
[0036]
In the final cold rolling step, at least one pass is warm rolling at a rolling temperature of 100 to 300 ° C. At that time, the diameter R of the rolling mill work roll and the rolling temperature T are expressed by the following formula (1):

A method of satisfying this relationship is also useful.
Here, the relationship between the work roll diameter R and the rolling temperature T is limited to the above range, as shown in FIG. 9, especially when the relationship of the formula (1) is satisfied for R and T. This is because excellent magnetic properties can be obtained.
[0037]
In addition, although it does not specifically limit about the specific method of warm rolling, The method of heating a steel plate beforehand, the method of using process heat_generation | fever, the method of heating a roll and using heat conduction, etc. are used individually or in combination. be able to.
[0038]
After the cold rolling, final finish annealing is performed to obtain a product plate.
Furthermore, you may give an insulating coating as needed. This insulation coating is applied to improve the iron loss of the laminated steel sheets. For this purpose, it may be a multilayer film composed of two or more kinds of films, or a resin or the like may be mixed. It may be a coating.
[0039]
【Example】
Example 1
Steel slabs having the composition shown in Table 2 were manufactured by continuous casting, heated at 1100 ° C. for 20 minutes, and then hot-rolled to obtain a hot-rolled sheet having a thickness of 2.8 mm. Next, after hot-rolled sheet annealing, the first cold rolling was performed to obtain an intermediate thickness of 0.85 mm, followed by an intermediate annealing of 900 ° C., followed by a rolling temperature of 250 ° C. and a work roll diameter of 330 mm. Warm rolling (all passes) by pass tandem rolling was performed to a final sheet thickness of 0.35 mm, followed by a final finish annealing at 950 ° C.
Epstein samples in the L direction and the C direction were taken from the steel sheets obtained in the above steps, and the magnetic properties in the (L + C) direction were measured by an Epstein test. In addition, the (100) plane inverse strength I ₁₀₀ was measured by the inverted pole figure method.
The obtained results are also shown in Table 2.
[0040]
[Table 2]

[0041]
As shown in the table, when the preferred component composition of the present invention is satisfied (steel symbols A to C), it can be seen that a texture develops and particularly good magnetic properties are obtained.
[0042]
Example 2
In Table 2, a steel slab having the composition of steel symbol B was produced by continuous casting, heated at 1100 ° C. for 20 minutes, and then hot rolled to obtain a hot rolled sheet having a thickness of 2.8 mm. Then, after hot-rolled sheet annealing, rolling was performed once or two times with intermediate annealing under the conditions shown in Table 3 to finish to a final sheet thickness of 0.35 mm, followed by final finishing annealing at 950 ° C.
Epstein samples in the L direction and the C direction were taken from the steel sheets obtained in the above steps, and the magnetic properties in the (L + C) direction were measured by an Epstein test. In addition, the (100) plane inverse strength I ₁₀₀ was measured by the inverted pole figure method.
The results obtained are also shown in Table 3.
[0043]
[Table 3]

[0044]
As can be seen from the table, when the rolling temperature and the rolling reduction in the final pass in the final rolling process satisfy the appropriate range of the present invention, the texture develops and good magnetic properties can be obtained.
[0045]
Example 3
Steel slabs having the composition shown in Table 4 were manufactured by continuous casting, heated at 1100 ° C. for 20 minutes, and hot rolled to form a hot rolled sheet having a thickness of 2.2 mm. Then, after hot-rolled sheet annealing, using a rolling mill with a work roll diameter of 90 mm, after rolling 5 passes at a rolling temperature shown in Tables 5 to 7 to a final sheet thickness of 0.35 mm, a final temperature of 950 ° C. Finish annealing was performed.
Epstein samples in the L direction and the C direction were taken from the steel sheets obtained in the above steps, and the magnetic properties in the (L + C) direction were measured by an Epstein test. In addition, the (100) plane inverse strength I ₁₀₀ was measured by the inverted pole figure method.
The obtained results are also shown in Tables 5-7.
[0046]
[Table 4]

[0047]
[Table 5]

[0048]
[Table 6]

[0049]
[Table 7]

[0050]
As is apparent from Tables 5 to 7, when the Al amount and the rolling conditions satisfying the appropriate range of the present invention are satisfied, the texture develops and good magnetic properties are obtained.
[0051]
Example 4
In Table 2, a steel slab having the composition of steel symbol B was produced by continuous casting, heated at 1100 ° C. for 20 minutes, and then hot rolled to obtain a hot rolled sheet having a thickness of 2.8 mm. Next, after hot-rolled sheet annealing, using a reverse rolling mill with a work roll diameter of 90 mm, when rolling to 5 passes and finishing to a final sheet thickness of 0.35 mm, rolling was performed under the conditions shown in Table 8 and finalized at 950 ° C. Finish annealing was performed.
Epstein samples in the L direction and the C direction were taken from the steel sheets obtained in the above steps, and the magnetic properties in the (L + C) direction were measured by an Epstein test. In addition, the (100) plane inverse strength I ₁₀₀ was measured by the inverted pole figure method.
The obtained results are also shown in Table 8.
[0052]
[Table 8]

[0053]
As is apparent from the table, when rolling is performed under the conditions satisfying the requirements of the present invention, the texture develops and shows good magnetic properties.
[0054]
【The invention's effect】
Thus, according to the present invention, a non-oriented electrical steel sheet having excellent magnetic properties and punchability can be stably obtained without causing an increase in cost.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a graph showing the relationship between the Al content in steel and the iron loss of a product plate.
FIG. 2 is a diagram showing a texture (ODF display; φ ₂ = 45 ° cross section) of a final product plate containing Al: 0.005 mass%.
FIG. 3 is a diagram showing a texture (ODF display; φ ₂ = 45 ° cross section) of a final product plate containing Al: 0.410 mass%.
FIG. 4 is a graph showing the relationship between the warm rolling temperature and the iron loss of the product plate.
FIG. 5 is a view showing a texture of a final product plate of a material rolled at room temperature.
FIG. 6 is a view showing a collection structure of a final product plate of a material rolled at 250 ° C.
FIG. 7 is a view showing a collection structure of a final product plate of a material rolled at 400 ° C.
FIG. 8 is a graph showing the relationship between the final path rolling reduction and the iron loss.
FIG. 9 is a graph showing the influence of the diameter of the work roll and the rolling temperature on the magnetic properties of the product plate.

Claims

C: 0.005 mass % or less,
Si: 1.0 ~ 4.0 mass% and
Mn : 0.05 to 1.0 mass %
And slabs for non-oriented electrical steel sheets having a composition in which Al is reduced to 0.02 mass% or less and S, N, and O are each suppressed to 30 ppm or less, and hot-rolled as necessary. After producing the non-oriented electrical steel sheet by performing a series of processes in which a final sheet thickness is obtained by performing cold rolling at least once after sandwiching the hot-rolled sheet annealing, or by two or more cold rollings between the intermediate annealing,
In the final cold rolling process, at least one pass excluding the final pass is a warm rolling with a rolling temperature of 100 to 300 ° C, while the final pass has a rolling reduction of 10 to 30% and a rolling temperature of 100 ° C or less. method for producing a non-oriented electrical steel sheet you, characterized in that the cold rolling.

C: 0.005 mass % or less,
Si: 1.0 ~ 4.0 mass% and
Mn : 0.05 to 1.0 mass %
And slabs for non-oriented electrical steel sheets having a composition in which Al is reduced to 0.02 mass% or less and S, N, and O are each suppressed to 30 ppm or less, and hot-rolled as necessary. After producing the non-oriented electrical steel sheet by performing a series of processes in which a final sheet thickness is obtained by performing cold rolling at least once after sandwiching the hot-rolled sheet annealing, or by two or more cold rollings between the intermediate annealing,
In the final cold rolling process, at least one pass is warm-rolled at a rolling temperature of 100 to 300 ° C., and the relationship of the following formula (1) is satisfied with respect to the diameter R of the rolling mill work roll and the rolling temperature T. method for producing a non-oriented electrical steel sheet you wherein a.
Record
0.417 R + 50 ≦ T ≦ 0.167 R + 237 --- (1)
Where R: Rolling mill work roll diameter (mm)
T: Warm rolling temperature (° C)

C: 0.005 mass % or less,
Si: 1.0 ~ 4.0 mass% and
Mn : 0.05 to 1.0 mass %
And slabs for non-oriented electrical steel sheets having a composition in which Al is reduced to 0.02 mass% or less and S, N, and O are each suppressed to 30 ppm or less, and hot-rolled as necessary. After producing the non-oriented electrical steel sheet by performing a series of processes in which a final sheet thickness is obtained by performing cold rolling at least once after sandwiching the hot-rolled sheet annealing, or by two or more cold rollings between the intermediate annealing,
In the final cold rolling process, at least one pass excluding the final pass is a warm rolling with a rolling temperature of 100 to 300 ° C., and at this time, the diameter R of the rolling mill work roll and the rolling temperature T are expressed by the following formula (1): together to satisfy the relationship the method of the non-oriented electrical steel sheet you characterized in that and the rolling temperature at a reduction ratio 10 to 30% for the final pass and rolled 100 ° C. or less cold.
Record
0.417 R + 50 ≦ T ≦ 0.167 R + 237 --- (1)
Where R: Rolling mill work roll diameter (mm)
T: Warm rolling temperature (° C)