WO2023095637A1 - 無方向性電磁鋼板用熱延鋼板の製造方法および無方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents

無方向性電磁鋼板用熱延鋼板の製造方法および無方向性電磁鋼板の製造方法 Download PDF

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WO2023095637A1
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steel sheet
hot
rolling
less
rolled
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龍一 末廣
智幸 大久保
雅康 植野
慎也 山口
茂宏 丸山
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Ｊｆｅスチール株式会社
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
    • H01F1/00—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties
    • H01F1/01—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials
    • H01F1/03—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity
    • H01F1/12—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of soft-magnetic materials
    • H01F1/14—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of soft-magnetic materials metals or alloys
    • H01F1/147—Alloys characterised by their composition

Definitions

  • the present invention relates to a method for manufacturing hot-rolled steel sheets for non-oriented electrical steel sheets and a method for manufacturing non-oriented electrical steel sheets.
  • a non-oriented electrical steel sheet is a material used for the iron cores of motors and generators.
  • CO2 reduction there is a strong demand for higher efficiency of electrical equipment, and further reduction in iron loss is required for non-oriented electrical steel sheets, which are iron core materials.
  • a method of manufacturing a non-oriented electrical steel sheet using a steel slab (thin slab) that is thinner than before has been proposed.
  • a thin slab is manufactured using a continuous casting machine called a thin slab caster, and then the thin slab is subjected to rolling.
  • the load in both hot rolling and cold rolling can be reduced.
  • energy costs can be greatly reduced because slab reheating is omitted by directly connecting a continuous casting machine (thin slab caster) and a hot rolling mill.
  • Patent Document 1 discloses a technique of hot-rolling a thin slab with a thickness of 20-100 mm to form a hot-rolled steel strip with a thickness of 1.0-4 mm.
  • Patent Document 2 discloses a technique of hot rolling a thin slab with a thickness of 30 to 140 mm to form a hot rolled steel strip with a thickness of 0.7 to 4.5 mm.
  • JP 2010-047785 A Japanese Patent Application Laid-Open No. 2002-206114
  • An object of the present invention is to solve the above problems.
  • the purpose is to suppress
  • the present invention has been completed based on the above findings, and the gist thereof is as follows.
  • a method for producing a hot-rolled steel sheet for a non-oriented electrical steel sheet comprising: A method for producing a hot-rolled steel sheet for non-oriented electrical steel sheet, wherein the hot-rolling step is performed under conditions satisfying (1) and (2) below.
  • the chemical composition of the steel slab is, in mass%, C: 0.005% or less, Cr: 3.0% or less, Ni: 2.0% or less, Cu: 2.0% or less, P: 0.2% or less, S: 0.0050% or less, N: 0.0050% or less, O: 0.0050% or less, Ti: 0.0040% or less, Sn: 0.20% or less, Sb: 0.20% or less, Mo: 0.10% or less, Ca: 0.01% or less, REM: 0.05% or less, 5.
  • the heat for non-oriented electrical steel sheet according to any one of 1 to 4 above, further containing at least one selected from the group consisting of Mg: 0.01% or less and Zn: 0.01% or less.
  • a method for manufacturing a rolled steel sheet is, in mass%, C: 0.005% or less, Cr: 3.0% or less, Ni: 2.0% or less, Cu: 2.0% or less, P: 0.2% or less, S: 0.0050% or less, N: 0.0050% or less, O
  • a thin non-oriented electrical steel sheet with a large alloy content can be produced at low cost without causing ridging.
  • 4 is a graph showing the correlation between the total content (% by mass) of Al and Mn in a steel slab and the arithmetic mean waviness Wa ( ⁇ m) in the width direction of a non-oriented electrical steel sheet.
  • 5 is a graph showing the correlation between the heat retention temperature (° C.) and heat retention time (seconds) in the heat retention step and the arithmetic mean waviness Wa ( ⁇ m) in the width direction of the non-oriented electrical steel sheet.
  • 4 is a graph showing the correlation between the total rolling reduction (%) in rough rolling, the total rolling reduction (%) in finish rolling, and the arithmetic mean waviness Wa ( ⁇ m).
  • Reheat rolling After removing the steel slab from the vacuum melting furnace, the entire steel slab was allowed to cool to room temperature in the atmosphere. Next, the steel slab was inserted into an electric furnace and reheated at 1100° C. for 30 minutes, after which the steel slab was removed from the electric furnace and inserted into a hot rolling mill.
  • the steel slab in the hot rolling, is roughly rolled to a plate thickness of 15 mm, then reheated to 1100 ° C. by an induction heating device, and then finish rolled to a plate thickness of 1.5 mm. Steel plate.
  • the obtained hot-rolled steel sheet was subjected to hot-rolled steel annealing at 1000°C for 40 seconds, and then cold-rolled to obtain a cold-rolled steel sheet having a thickness of 0.3 mm.
  • the cold-rolled steel sheet was subjected to finish annealing at 980° C. for 20 seconds to obtain a non-oriented electrical steel sheet.
  • the arithmetic mean waviness Wa of the surface of the non-oriented electrical steel sheet was measured.
  • a stylus type surface roughness meter was used, and the arithmetic mean waviness Wa was calculated from the waviness curve obtained by measuring the steel sheet surface in the width direction with a measurement length of 16 mm.
  • Fig. 1 shows the relationship between the total content (% by mass) of Al and Mn in the steel slab used and the measured Wa ( ⁇ m).
  • [Al] is the Al content of the steel slab
  • [Mn] is the Mn content of the steel slab
  • [Al] + [Mn] is the total content of Al and Mn in the steel slab. write.
  • Example 2 The present inventors presumed that fine precipitates such as MnS and AlN precipitated in direct rolling, and that these fine precipitates prevented recrystallization during hot-rolled sheet annealing. Therefore, it was decided that the precipitating process should be performed before the hot rolling process to precipitate and grow the precipitates to reduce the fine precipitates.
  • the steel slab was taken out from the electric furnace, inserted into a hot rolling mill, and hot rolled.
  • the steel slab is roughly rolled to a thickness of 10 mm, then reheated to 1100° C. by an induction heating apparatus, and then finish rolled to a thickness of 1.2 mm to obtain a hot rolled steel sheet.
  • the obtained hot-rolled steel sheet was subjected to hot-rolled steel annealing at 1000°C for 40 seconds, and then cold-rolled to obtain a cold-rolled steel sheet having a thickness of 0.3 mm.
  • the cold-rolled steel sheet was subjected to finish annealing at 980° C. for 20 seconds to obtain a non-oriented electrical steel sheet.
  • the arithmetic mean waviness Wa on the surface of the obtained non-oriented electrical steel sheet was measured by the same procedure as in Experiment 1 above.
  • Fig. 2 shows the relationship between the heat retention temperature and heat retention time in the heat retention process and the arithmetic mean waviness Wa.
  • the heat retention time was less than 60 seconds, ridging occurred at any heat retention temperature.
  • the heat retention time was 60 seconds or more, ridging was suppressed within the heat retention temperature range of 1100°C or higher and 1300°C or lower.
  • a steel slab with a thickness of 160 mm was melted in a vacuum melting furnace. While maintaining the surface temperature of the steel slab at 800° C. or higher, the steel slab was transported and inserted into an electric furnace, where it was heat-treated at 1150° C. for 300 seconds. After that, the steel slab was taken out from the electric furnace, inserted into a hot rolling mill, and hot rolled.
  • the steel slab was subjected to rough rolling, reheat treatment, and finish rolling in order to obtain a hot-rolled steel sheet with a thickness of 0.6 mm, 1.0 mm, or 1.8 mm.
  • the total rolling reduction in the rough rolling was 70.0 to 98.0%, and the total rolling reduction in the finish rolling was 43.8 to 98.8%.
  • the reheating treatment was performed using an induction heating apparatus, and the sheet bar (steel after rough rolling) was heated to 1100°C.
  • the obtained hot-rolled steel sheet was subjected to hot-rolled sheet annealing at 1000°C for 25 seconds, and then cold-rolled at a cold-rolling reduction of 80% to obtain a cold-rolled steel sheet.
  • the cold-rolled steel sheet was subjected to finish annealing at 980° C. for 20 seconds to obtain a non-oriented electrical steel sheet.
  • the arithmetic mean waviness Wa on the surface of the obtained non-oriented electrical steel sheet was measured by the same procedure as in Experiment 1 above.
  • Fig. 3 shows the relationship between the total rolling reduction in rough rolling, the total rolling reduction in finish rolling, and the arithmetic mean waviness Wa.
  • the three lines in FIG. 3 respectively correspond to the results at the delivery side thickness in the finish rolling (final thickness in the hot rolling process): 0.6 mm, 1.0 mm and 1.8 mm. Also, the numerical value attached to each point is the total rolling reduction (%) in the finish rolling.
  • the heat retention temperature is 1100 ° C. or more and 1300 ° C. or less, and the heat retention time is It was found that the ridging can be suppressed by performing the heat-retaining treatment for 60 seconds or more and setting the total rolling reduction ratio in each of the rough rolling and the finish rolling to 80% or more.
  • the total rolling reduction in rough rolling the amount of dislocations in the sheet bar increases, the rolled structure of the sheet bar is refined, and the grain boundary density increases. These dislocations and grain boundaries serve as precipitation sites for MnS and AlN that were not precipitated by the heat treatment, and promote the precipitation. Furthermore, by increasing the total rolling reduction in the finish rolling, the hot-rolled structure becomes finer, and the grain boundary density that becomes the recrystallization site increases.
  • Si 2.0-5.0%
  • Si is an element that has the effect of increasing the specific resistance of the steel sheet and reducing iron loss.
  • the Si content is set to 2.0% or more.
  • the Si content is made 5.0% or less.
  • the Si content is preferably 2.5% or more, more preferably 2.8% or more.
  • the Si content is preferably 4.5% or less, more preferably 4.0% or less.
  • Al 3.0% or less
  • Al is an element that has the effect of increasing the specific resistance of the steel sheet and reducing iron loss. However, if the Al content exceeds 3.0%, rolling becomes difficult. Therefore, the Al content is set to 3.0% or less. From the viewpoint of improving castability, the Al content is preferably 1.5% or less.
  • the lower limit of the Al content is not limited, but from the viewpoint of the balance between iron loss and manufacturability, the Al content is preferably 0.2% or more, more preferably 0.3% or more. It is preferably 0.5% or more, and more preferably 0.5% or more.
  • Mn 3.0% or less
  • Mn is an element that has the effect of increasing the specific resistance of the steel sheet and further reducing iron loss.
  • the Mn content is set to 3.0% or less.
  • the lower limit of the Mn content is not limited, but from the viewpoint of further suppressing the precipitation of fine MnS, it is preferably 0.20% or more.
  • Total content of Al and Mn 0.40% or more
  • the total content of Al and Mn should be 0.40% or more, preferably 1.00% or more, and more preferably 1.50% or more.
  • the upper limit of the total content of Al and Mn is not particularly limited. However, since the Al content is 3.0% or less and the Mn content is 3.0% or less as described above, the maximum total content of Al and Mn is 6.00%.
  • the steel slab is Si: 2.0% or more and 5.0% or less, Al: 3.0% or less, Mn: 3.0% or less,
  • the balance consists of Fe and unavoidable impurities, It may have a component composition in which the total content of Al and Mn is 0.40% or more.
  • the chemical composition of the steel slab may further optionally contain at least one of the following elements.
  • C 0.005% or less C contained in a non-oriented electrical steel sheet is a harmful element that forms carbides, causes magnetic aging, and deteriorates iron loss characteristics. Therefore, when the steel slab contains C, the C content is made 0.005% or less, preferably 0.004% or less.
  • the lower limit of the C content is not particularly limited, but from the viewpoint of suppressing the decarburization cost in the refining process, the C content is preferably 0.0001% or more.
  • Cr 3.0% or less Cr is an element that has the effect of increasing the resistivity of the steel sheet and reducing iron loss. However, if the Cr content exceeds 3.0%, carbide precipitates and the iron loss rather increases. Therefore, when Cr is added, the Cr content is made 3.0% or less. From the viewpoint of magnetic properties, the Cr content is preferably 1.5% or less. On the other hand, the lower limit of the Cr content is not limited, but from the viewpoint of enhancing the effect of adding Cr, the Cr content is preferably 0.001% or more, more preferably 0.005% or more. , more preferably 0.01% or more.
  • Ni 2.0% or less
  • Ni is an element that has the effect of improving the magnetic flux density of the steel sheet.
  • Ni is an expensive element, and if the Ni content exceeds 2.0%, the cost becomes very high. Therefore, when Ni is added, the Ni content is set to 2.0% or less. From the viewpoint of the balance between magnetic properties and cost, the Ni content is preferably 0.5% or less.
  • the lower limit of the Ni content is not limited, but from the viewpoint of enhancing the effect of Ni addition, the Ni content is preferably 0.001% or more, more preferably 0.005% or more. , more preferably 0.01% or more.
  • Cu 2.0% or less
  • Cu is an element that has the effect of improving the magnetic flux density of the steel sheet.
  • the Cu content exceeds 2.0%, it causes hot shortness and causes surface defects. Therefore, when Cu is added, the Cu content is set to 2.0% or less. From the viewpoint of the balance between magnetic properties and cost, the Cu content is preferably 0.5% or less.
  • the lower limit of the Cu content is not limited, but from the viewpoint of enhancing the effect of adding Cu, the Cu content is preferably 0.005% or more, more preferably 0.01% or more. , more preferably 0.05% or more.
  • P 0.2% or less
  • P is an element used for strength adjustment of the steel sheet.
  • the P content should be 0.2% or less.
  • the P content is preferably 0.1% or less.
  • the lower limit of the P content is not limited, but from the viewpoint of increasing the effect of adding P, the P content is preferably 0.001% or more, more preferably 0.005% or more. , more preferably 0.01% or more.
  • S 0.0050% or less
  • S is an element that forms sulfide and increases iron loss. Therefore, when S is contained, the S content should be 0.0050% or less, preferably 0.0020% or less, more preferably 0.0010% or less.
  • the lower limit of the S content is not limited, and may be 0%.
  • S is an element inevitably mixed into steel as an impurity, and excessive reduction causes an increase in manufacturing costs. Therefore, from the viewpoint of cost, the S content is preferably 0.0001% or more, more preferably 0.0005% or more.
  • N 0.0050% or less
  • N is an element that forms nitrides and increases iron loss. Therefore, when N is contained, the N content is made 0.0050% or less, preferably 0.0030% or less, more preferably 0.0020% or less.
  • the lower limit of the N content is not limited, and may be 0%.
  • N is an element that is inevitably mixed into steel as an impurity, and excessive reduction causes an increase in manufacturing costs. Therefore, from the viewpoint of cost, the N content is preferably 0.0001% or more, more preferably 0.0005% or more.
  • O 0.0050% or less
  • O is an element that forms an oxide and increases iron loss. Therefore, when O is contained, the O content should be 0.0050% or less, preferably 0.0020% or less, and more preferably 0.0010% or less.
  • the lower limit of the O content is not limited, and may be 0%.
  • O is an element that is inevitably mixed into steel as an impurity, and excessive reduction causes an increase in manufacturing costs. Therefore, from the viewpoint of cost, the O content is preferably 0.0005% or more, more preferably 0.001% or more.
  • Ti is an element that forms carbonitrides and increases iron loss. Therefore, when Ti is contained, the Ti content should be 0.0040% or less, preferably 0.0020% or less, and more preferably 0.0010% or less. On the other hand, from the viewpoint of iron loss, the lower the Ti content, the better. Therefore, the lower limit of the Ti content is not limited, and may be 0%. However, Ti is an element that is inevitably mixed into steel as an impurity, and excessive reduction causes an increase in manufacturing costs. Therefore, from the viewpoint of cost, the Ti content is preferably 0.0001% or more, more preferably 0.0005% or more.
  • Sn 0.20% or less
  • Sn is an element that suppresses nitridation and oxidation of the surface layer and has the effect of reducing iron loss. However, the effect saturates even if it is added in excess of 0.20%, so when Sn is added, the Sn content is made 0.20% or less, preferably 0.10% or less. On the other hand, from the viewpoint of enhancing the above effect, the Sn content is preferably 0.005% or more.
  • Sb 0.20% or less
  • Sb is an element that has the effect of suppressing nitridation and oxidation of the surface layer and reducing iron loss. However, the effect saturates even if it is added in excess of 0.20%, so when Sb is added, the Sb content is made 0.20% or less, preferably 0.10% or less. On the other hand, from the viewpoint of enhancing the above effects, the Sb content is preferably 0.005 or more.
  • Mo 0.10% or less
  • Mo is an element that has the effect of suppressing nitridation and oxidation of the surface layer and reducing iron loss. However, adding more than 0.10% rather increases the core loss. Therefore, when Mo is added, the Mo content should be 0.10% or less, preferably 0.05% or less. On the other hand, from the viewpoint of enhancing the above effects, it is preferable to set the Mo content to 0.001% or more.
  • Ca 0.01% or less Ca is an element that suppresses the formation of fine oxides and sulfides and reduces iron loss. However, even if it is added in excess of 0.01%, the effect is saturated. Therefore, when Ca is added, the Ca content should be 0.01% or less, preferably 0.006% or less. On the other hand, from the viewpoint of enhancing the effect, the Ca content is preferably 0.001% or more.
  • REM 0.05% or less REM (rare earth metal) is an element that suppresses the formation of fine sulfides and reduces iron loss. However, even if it is added in excess of 0.05%, the effect is saturated. Therefore, when REM is added, the REM content should be 0.10% or less, preferably 0.03% or less. On the other hand, from the viewpoint of enhancing the above effects, the REM content is preferably 0.005% or more.
  • Mg 0.01% or less Mg is an element that suppresses the formation of fine sulfides and reduces iron loss. However, even if it is added in excess of 0.01%, the effect is saturated. Therefore, when Mg is added, the Mg content should be 0.10% or less, preferably 0.006% or less. On the other hand, from the viewpoint of enhancing the effect, the Mg content is preferably 0.001% or more.
  • Zn 0.01% or less
  • Zn is an element that suppresses the formation of fine oxides and sulfides and reduces iron loss. However, even if it is added in excess of 0.01%, the effect is saturated. Therefore, when Zn is added, the Zn content should be 0.01% or less, preferably 0.005% or less. On the other hand, from the viewpoint of enhancing the above effects, the Zn content is preferably 0.001 or more.
  • a method for producing a hot-rolled steel sheet for a non-oriented electrical steel sheet includes a continuous casting step of producing a steel slab by a continuous casting method, and a conveying step of conveying the steel slab to the furnace, a heat retaining step of retaining the steel slab in the furnace under conditions of a heat retention temperature of 1100 ° C. or more and 1300 ° C. or less and a heat retention time of 60 seconds or more, and rough rolling and reheating of the steel slab , and a hot rolling step in which finish rolling is sequentially performed to form a hot rolled steel sheet.
  • a continuous casting step of producing a steel slab by a continuous casting method
  • a conveying step of conveying the steel slab to the furnace
  • a heat retaining step of retaining the steel slab in the furnace under conditions of a heat retention temperature of 1100 ° C. or more and 1300 ° C. or less and a heat retention time of 60 seconds or more
  • rough rolling and reheating of the steel slab and a hot rolling step in which
  • a steel slab having the above-described composition is manufactured by a continuous casting method (continuous casting process).
  • a method for continuous casting is not particularly limited, and a conventional method can be used.
  • a method for adjusting the components of molten steel used for continuous casting is also not particularly limited, and any method can be used.
  • a converter, an electric furnace, a vacuum degassing device, and other devices and methods can be used to adjust the composition of the molten steel.
  • Steel slab thickness 50-200mm
  • a steel slab having a thickness of 50 mm or more and 200 mm or less is manufactured. If the thickness of the steel slab is less than 50 mm, a sufficient rolling reduction in rough rolling and finish rolling in the hot rolling process cannot be obtained, and recrystallization in hot-rolled sheet annealing is inhibited. Therefore, the thickness of the steel slab shall be 50 mm or more. From the viewpoint of suppressing a decrease in slab temperature between the continuous casting process and the heat retention process, it is preferable to set the thickness of the steel slab to 100 mm or more. Furthermore, from the viewpoint of ensuring a sufficient rolling reduction in rough rolling and finish rolling, it is more preferable to set the thickness of the steel slab to 140 mm or more. On the other hand, if the thickness of the steel slab exceeds 200 mm, the rolling load in the hot rolling process increases, leading to an increase in the length of the rolling equipment and the equipment cost. Therefore, the thickness of the steel slab shall be 200 mm or less.
  • the steel slab manufactured in the continuous casting process is conveyed to a furnace used for thermal insulation (conveyance process).
  • the transporting step it is important to transport while maintaining the surface temperature of the steel slab at 800° C. or higher.
  • the steel slab is conveyed so that the surface temperature of the steel slab does not drop below 800° C. from the time it is produced in the continuous casting process until it reaches the furnace.
  • the surface temperature of the steel slab is less than 800°C, the energy required for reheating the steel slab increases, and the effect of energy saving cannot be obtained.
  • the method for suppressing the surface temperature drop of the steel slab in the transport process is not particularly limited, but for example, the surface temperature drop can be suppressed by increasing the casting speed or increasing the slab thickness.
  • the steel slab may be cut and then transported to the furnace.
  • Heat Retention Step the steel slab is heated in the furnace at a heat retention temperature of 1100° C. or higher and 1300° C. or lower for a heat retention time of 60 seconds or longer (heat retention step).
  • heat retention step By promoting the precipitation and coarsening of MnS and AlN by heat-retaining treatment, recrystallization is promoted in the hot-rolled sheet annealing process when manufacturing a non-oriented electrical steel sheet.
  • Heat retention temperature 1100-1300°C If the heat retention temperature is lower than 1100° C., coarsening of precipitates is not promoted, and fine precipitates remain in the slab. As a result, recrystallization in hot-rolled sheet annealing is inhibited, and ridging is likely to occur. Therefore, the heat retention temperature is set to 1100° C. or higher, preferably 1150° C. or higher. On the other hand, if the heat retention temperature is higher than 1300° C., precipitation of precipitates does not progress, and fine precipitation of MnS and AlN occurs during hot rolling after heat retention. As a result, recrystallization in hot-rolled sheet annealing is inhibited, and ridging is likely to occur. Therefore, the heat retention temperature is set to 1300° C. or lower, preferably 1250° C. or lower.
  • Heat retention time 60 s or more If the heat retention time is less than 60 s, precipitation and coarsening of MnS and AlN do not proceed, and thus ridging is likely to occur. Therefore, the heat retention time is set to 60 s or longer, preferably 300 s or longer. On the other hand, the upper limit of the heat retention time is not particularly limited, but if it exceeds 3600 seconds, the effect is saturated and the construction cost of the facility increases. Therefore, the retention time is preferably 3600 s or less, more preferably 2400 s or less, and even more preferably 2000 s or less.
  • a heating method in the heat insulating treatment is not particularly limited, and any method such as induction heating, gas furnace, electric furnace, or the like can be used.
  • any method such as induction heating, gas furnace, electric furnace, or the like can be used.
  • gas furnace when a gas furnace is used, scale is generated on the surface of the steel sheet by the combustion gas. Therefore, from the viewpoint of suppressing scale formation and CO 2 emission, it is preferable to use induction heating or an electric furnace, which are heating methods using electric energy.
  • the electric furnace is suitable for continuously heating the steel slab for a long time, and the construction cost is low. Therefore, it is more preferable to use an electric furnace for the thermal insulation.
  • Hot rolling step the steel slab is subjected to rough rolling, reheat treatment, and finish rolling in order to form a hot rolled steel sheet (hot rolling step).
  • hot rolling step it is important to carry out the hot rolling step under conditions satisfying the following (1) and (2).
  • Total rolling reduction in rough rolling 80% or more If the total rolling reduction in rough rolling is less than 80%, the promotion of precipitation of MnS and AlN due to the introduction of dislocations is insufficient, and the subsequent reheating treatment causes precipitates to coarsen. do not have. Also, the grain boundary density after hot rolling is not sufficiently refined. As a result, recrystallization is not promoted in hot-rolled sheet annealing for producing non-oriented electrical steel sheets, and ridging tends to occur. Therefore, the total reduction in rough rolling is set to 80% or more, preferably 88% or more, and more preferably 91% or more.
  • the total rolling reduction of rough rolling is the rolling reduction calculated from the thickness before the start of rough rolling (thickness of steel slab) and the thickness after completion of rough rolling (thickness at delivery side).
  • the number of passes of the rough rolling is not particularly limited, and may be any number of passes of 1 or more.
  • Total rolling reduction in finish rolling 80% or more If the total rolling reduction in finish rolling is less than 80%, the grain boundary density after hot rolling will not be sufficiently refined, so recrystallization in hot rolled sheet annealing will occur. is not promoted, and ridging tends to occur. Therefore, the total reduction in finish rolling is set to 80% or more, preferably 88% or more, and more preferably 91% or more. In particular, when the total rolling reduction in finish rolling is 91% or more, the grain boundary density after hot rolling increases significantly, and the number of dislocations remaining in the steel sheet after hot rolling also increases significantly. . As a result, recrystallization is more likely to occur during hot-rolled sheet annealing, and ridging can be more effectively suppressed.
  • the total reduction ratio of finish rolling is a reduction ratio calculated from the thickness before the start of finish rolling and the thickness after completion of finish rolling (delivery side thickness).
  • the number of passes in the finish rolling is not particularly limited, and may be an arbitrary number of passes greater than or equal to one.
  • the total rolling reduction in rough rolling is preferably larger than the total rolling reduction in finish rolling.
  • the limitation of the rolling reduction in the present invention is for solving the problem of ridging peculiar to direct rolling, and is based on a novel idea that is completely different from the control of the rolling reduction in conventional reheat rolling. It was made.
  • Reheating is performed between the above rough rolling and finish rolling. It is necessary to carry out the reheating treatment in order to coarsen the precipitates finely precipitated in rough rolling and suppress ridging. Further, by performing the reheating treatment, the temperature of the material can be raised to lower the deformation resistance during finish rolling.
  • the heating temperature in the reheating treatment is not particularly limited, but is preferably 950°C or higher, more preferably 1050°C or higher.
  • the upper limit of the heating temperature is not particularly limited, but if the heating temperature is excessively high, the effect is saturated and the energy efficiency is lowered. Therefore, the heating temperature in the reheating treatment is preferably 1300° C. or lower, more preferably 1200° C. or lower.
  • the heating method in the reheating treatment is not particularly limited, and any method such as induction heating, gas furnace, electric furnace, etc. can be used.
  • the delivery side thickness (the thickness of the finally obtained hot-rolled steel sheet) in the finish rolling is not particularly limited, and may be any thickness. However, if the delivery-side plate thickness is less than 0.4 mm, the total length of the steel plate becomes excessively long, resulting in a decrease in productivity. Therefore, from the viewpoint of productivity, it is preferable to set the delivery side plate thickness in the finish rolling to 0.4 mm or more. On the other hand, if the delivery side plate thickness exceeds 2.0 mm, the cold rolling load increases. Therefore, from the viewpoint of reducing the load in cold rolling, it is preferable to set the delivery side plate thickness in finish rolling to 2.0 mm or less. From the viewpoint of reducing the cold rolling load even when the final thickness after cold rolling is thin, it is more preferable to set the delivery side thickness to 1.5 mm or less.
  • a method for manufacturing a non-oriented electrical steel sheet according to one embodiment of the present invention comprises a hot-rolled steel sheet manufacturing step of manufacturing a hot-rolled steel sheet by the manufacturing method described above, and a hot-rolled sheet annealing step of subjecting the hot-rolled steel sheet to hot-rolled sheet annealing. and a cold-rolling step of cold-rolling the hot-rolled steel sheet to form a cold-rolled steel sheet, and a finish annealing step of subjecting the cold-rolled steel sheet to finish annealing.
  • the steps of hot-rolled sheet annealing, cold rolling, and finish annealing are not particularly limited, and can be carried out according to conventional methods.
  • pickling after the hot-rolled sheet annealing and prior to the cold rolling. It is also preferable to form an insulating coating on the surface of the obtained non-oriented electrical steel sheet after the finish annealing.
  • the pickling and formation of the insulating coating are not particularly limited, either, and can be carried out according to conventional methods.
  • Example 1 C: 0.002%, Si: 3.2%, Al: 0.60%, Mn: 0.50%, S: 0.0010%, N: 0.0015%, O: 0.0010%, Cr : 0.02%, Ni: 0.01%, Cu: 0.02%, P: 0.01%, and Ti: 0.001%, and the balance is Fe and unavoidable impurities.
  • 60 mm thick steel slabs were produced by continuous casting. Without cutting the steel slab, the surface temperature of the slab was maintained at 800° C. or higher and conveyed to a tunnel electric furnace, where heat-retaining treatment was performed in the electric furnace. The heat retention temperature and heat retention time in the heat retention treatment were as shown in Table 1. For comparison, some examples were not subjected to thermal insulation.
  • the steel slab was subjected to hot rolling consisting of 3 passes of rough rolling, reheat treatment, and 4 passes of finish rolling under the conditions shown in Table 1 to obtain hot rolled steel sheets.
  • reheating treatment the slab immediately after rough rolling was heated by an induction heating method.
  • reheating treatment was omitted in some examples.
  • the hot-rolled steel sheet after finish rolling was continuously wound into a coil to form a hot-rolled coil, and the hot-rolled coil was subjected to hot-rolled sheet annealing at 1030°C for 40 seconds to obtain a hot-rolled annealed sheet.
  • the hot-rolled and annealed sheet was cold-rolled at a rolling reduction of 85% to obtain a cold-rolled steel sheet.
  • the cold-rolled steel sheet was subjected to finish annealing at 1000° C. for 15 seconds to obtain a non-oriented electrical steel sheet.
  • the arithmetic mean waviness Wa of the surface of the non-oriented electrical steel sheet was measured.
  • a stylus type surface roughness meter was used, and the arithmetic mean waviness Wa was calculated from the waviness curve obtained by measuring the steel sheet surface in the width direction with a measurement length of 16 mm. The measurement results are also shown in Table 1.
  • Example 2 C: 0.002%, Si: 3.0%, Al: 1.3%, Mn: 0.40%, S: 0.0005%, N: 0.0015%, O: 0.0010%, Cr : 0.10%, Ni: 0.15%, Cu: 0.18%, P: 0.02%, and Ti: 0.0015%, and the balance is Fe and unavoidable impurities.
  • 160 mm thick steel slabs were produced by continuous casting. Without cutting the steel slab, the surface temperature of the slab was maintained at 800° C. or higher, and the steel slab was conveyed to a tunnel-type gas furnace, and heat-retaining treatment was performed in the gas furnace. The heat retention temperature and heat retention time in the heat retention treatment were as shown in Table 2. For comparison, some examples were not subjected to thermal insulation.
  • the steel slab was subjected to hot rolling consisting of 4 passes of rough rolling, reheat treatment, and 5 passes of finish rolling under the conditions shown in Table 2 to obtain hot rolled steel sheets.
  • reheating treatment the slab immediately after rough rolling was heated by an induction heating method.
  • reheating treatment was omitted in some examples.
  • the hot-rolled steel sheet after finish rolling was continuously wound into a coil to form a hot-rolled coil, and the hot-rolled coil was subjected to hot-rolled sheet annealing at 1020°C for 30 seconds to obtain a hot-rolled annealed sheet.
  • the hot-rolled and annealed sheet was cold-rolled at a rolling reduction of 85% to obtain a cold-rolled steel sheet.
  • the cold-rolled steel sheet was subjected to finish annealing at 1000° C. for 15 seconds to obtain a non-oriented electrical steel sheet.
  • Example 3 C: 0.002%, Si: 3.4%, Al: 0.3%, Mn: 0.60%, S: 0.0008%, N: 0.010%, O: 0.0010%, Cr : 0.015%, Ni: 0.015%, Cu: 0.03%, P: 0.015%, and Ti: 0.0015%, and the balance is Fe and unavoidable impurities.
  • a steel slab with a thickness of 190 mm was produced by continuous casting. Without cutting the steel slab, the surface temperature of the slab was maintained at 800° C. or higher, and the steel slab was conveyed to a tunnel-type gas furnace, and heat-retaining treatment was performed in the gas furnace. The heat retention temperature and heat retention time in the heat retention treatment were as shown in Table 3. For comparison, some examples were not subjected to thermal insulation.
  • the steel slab was subjected to hot rolling consisting of 4 passes of rough rolling, reheat treatment, and 5 passes of finish rolling under the conditions shown in Table 3 to obtain hot rolled steel sheets.
  • reheating treatment the slab immediately after rough rolling was heated by an induction heating method.
  • reheating treatment was omitted in some examples.
  • the hot-rolled steel sheet after finish rolling was continuously wound into a coil to form a hot-rolled coil, and the hot-rolled coil was subjected to hot-rolled sheet annealing at 1050°C for 20 seconds to obtain a hot-rolled annealed sheet.
  • the hot-rolled and annealed sheet was cold-rolled at a rolling reduction of 85% to obtain a cold-rolled steel sheet.
  • the cold-rolled steel sheet was subjected to finish annealing at 1000° C. for 15 seconds to obtain a non-oriented electrical steel sheet.
  • Example 4 A steel slab having a thickness of 150 mm and having the chemical composition shown in Tables 4 to 6 was produced by a continuous casting method. Without cutting the steel slab, the surface temperature of the slab was maintained at 800° C. or higher, and the steel slab was conveyed to a tunnel-type gas furnace, and heat-retaining treatment was performed in the gas furnace. The heat retention temperature in the heat retention treatment was set to 1150° C., and the heat retention time was set to 1500 seconds.
  • the steel slab was subjected to hot rolling consisting of 4 passes of rough rolling, reheat treatment, and 5 passes of finish rolling to obtain a hot rolled steel sheet.
  • the total rolling reduction in the rough rolling was 90%, and the total rolling reduction in the finish rolling was 93.3%.
  • the slab immediately after rough rolling was heated to 1100° C. by an induction heating method.
  • the hot-rolled steel sheet after finish rolling was continuously wound into a coil to form a hot-rolled coil, and the hot-rolled coil was subjected to hot-rolled sheet annealing at 1050°C for 20 seconds to obtain a hot-rolled annealed sheet.
  • the hot-rolled and annealed steel sheet was cold-rolled at a rolling reduction of 80% to obtain a cold-rolled steel sheet having a thickness of 0.20 mm.
  • the cold-rolled steel sheet was subjected to finish annealing at 1000° C. for 20 seconds to obtain a non-oriented electrical steel sheet.
  • the arithmetic mean waviness Wa of the surface of the non-oriented electrical steel sheet was measured in the same manner as in Example 1 above. The measurement results are also shown in Tables 4-6.
  • Example 5 Steel slabs having a thickness of 150 mm and having chemical compositions shown in Tables 7-9 were produced by continuous casting. Without cutting the steel slab, the surface temperature of the slab was maintained at 800° C. or higher, and the steel slab was conveyed to a tunnel-type gas furnace, and heat-retaining treatment was performed in the gas furnace. The heat retention temperature in the heat retention treatment was 1150° C., and the heat retention time was 500 seconds.
  • the steel slab was subjected to hot rolling consisting of 4 passes of rough rolling, reheat treatment, and 5 passes of finish rolling to obtain a hot rolled steel sheet.
  • the total rolling reduction in the rough rolling was 92%, and the total rolling reduction in the finish rolling was 91.7%.
  • the slab immediately after rough rolling was heated to 1100° C. by an induction heating method.
  • the hot-rolled steel sheet after finish rolling was continuously wound into a coil to form a hot-rolled coil, and the hot-rolled coil was subjected to hot-rolled sheet annealing at 1050°C for 20 seconds to obtain a hot-rolled annealed sheet.
  • the hot-rolled and annealed steel sheet was cold-rolled at a rolling reduction of 80% to obtain a cold-rolled steel sheet having a thickness of 0.20 mm.
  • the cold-rolled steel sheet was subjected to finish annealing at 1000° C. for 20 seconds to obtain a non-oriented electrical steel sheet.
  • the arithmetic mean waviness Wa of the surface of the non-oriented electrical steel sheet was measured in the same manner as in Example 1 above. The measurement results are also shown in Tables 4-6.

Abstract

薄スラブを用いるプロセスにおいて、Ｓｉ、Ａｌ、Ｍｎの合金元素を多く含む鋼を扱う場合に問題となるリジングを抑制する。所定の成分組成を有し、厚みが５０ｍｍ以上２００ｍｍ以下である鋼スラブを連続鋳造法により製造する連続鋳造工程と、前記鋼スラブの表面温度を８００℃以上に維持したまま炉に搬送する搬送工程と、前記炉において前記鋼スラブを保熱温度１１００℃以上１３００℃以下、保熱時間６０ｓ以上の条件で保熱する保熱工程と、前記鋼スラブに粗圧延、再加熱処理、および仕上圧延を順次施して熱延鋼板とする熱延工程と、を含む無方向性電磁鋼板用熱延鋼板の製造方法であって、前記熱延工程が下記（１）および（２）を満たす条件で行われる、無方向性電磁鋼板用熱延鋼板の製造方法。 （１）前記粗圧延の総圧下率：８０％以上 （２）前記仕上圧延の総圧下率：８０％以上

Description

無方向性電磁鋼板用熱延鋼板の製造方法および無方向性電磁鋼板の製造方法
　本発明は、無方向性電磁鋼板用熱延鋼板の製造方法および無方向性電磁鋼板の製造方法に関する。
　無方向性電磁鋼板は、モータや発電機の鉄心に用いられる材料である。近年、ＣＯ２削減の観点から電気機器の高効率化が強く求められており、鉄心材料である無方向性電磁鋼板にはさらなる低鉄損化が要求されている。
　無方向性電磁鋼板の低鉄損化には、Ｓｉ、Ａｌ、Ｍｎなどの合金元素を添加して比抵抗を増加させることや、板厚を薄くすることが有効である。しかし、高合金化および薄手化は冷間圧延における負荷の増加を招くため、冷間圧延中に破断が生じやすくなるという課題があった。冷間圧延に供する熱延鋼板を薄手化すれば冷間圧延の負荷を低減することができるが、その場合、熱間圧延における負荷が増加し、形状制御が困難になるという課題があった。
　そこで、従来よりも薄い鋼スラブ（薄スラブ）を用いて無方向性電磁鋼板を製造する方法が提案されている。この方法では、薄スラブキャスタと呼ばれる連続鋳造機を用いて薄スラブを製造し、次いで、該薄スラブが圧延に供される。スラブ厚を薄くすることにより、熱間圧延と冷間圧延の両方における負荷を低減することができる。また、薄スラブを用いる方法では、通常、連続鋳造機（薄スラブキャスタ）と熱間圧延機を直結することでスラブ再加熱を省略しているため、エネルギーコストを大幅に低減することができる。
　薄スラブを用いた無方向性電磁鋼板の製造方法としては、例えば、特許文献１、２に開示された方法が挙げられる。特許文献１には、厚さ２０～１００ｍｍの薄スラブに熱間圧延を施して、板厚１．０～４ｍｍの熱延鋼帯とする技術が開示されている。また、特許文献２には、厚さ３０～１４０ｍｍの薄スラブに熱間圧延を施して、板厚０．７～４．５ｍｍの熱延鋼帯とする技術が開示されている。
特開２０１０－０４７７８５号公報 特開２００２－２０６１１４号公報
　しかし、特許文献１、２に記載されているような従来技術においては、合金元素であるＳｉ、Ａｌ、Ｍｎの量を増加させると、熱延板焼鈍における再結晶が困難となり、最終的に得られる無方向性電磁鋼板の表面にリジング（うねり模様）が発生しやすくなることがわかった。
　本発明は、上記課題を解決することを目的としたものであり、具体的には、薄スラブを用いるプロセスにおいて、Ｓｉ、Ａｌ、Ｍｎの合金元素を多く含む鋼を扱う場合に問題となるリジングを抑制することを目的とする。
　本発明者らによる鋭意検討の結果、熱延工程の前に高温での保熱を行い、熱間圧延を粗圧延と仕上圧延に分割して両者の間で再加熱処理を行い、かつ、前記粗圧延と前記仕上圧延の圧下率を高めることにより、リジングを効果的に抑制できることを見出した。
　本発明は、上記知見に基づいて完成されたものであり、その要旨は以下の通りである。
１．質量％で、
　　Ｓｉ：２．０％以上５．０％以下、
　　Ａｌ：３．０％以下、および
　　Ｍｎ：３．０％以下を含有し、
　　ＡｌとＭｎの合計含有量が０．４０％以上である成分組成を有し、
　厚みが５０ｍｍ以上２００ｍｍ以下である鋼スラブを連続鋳造法により製造する連続鋳造工程と、
　前記鋼スラブの表面温度を８００℃以上に維持したまま炉に搬送する搬送工程と、
　前記炉において前記鋼スラブを保熱温度１１００℃以上１３００℃以下、保熱時間６０ｓ以上の条件で保熱する保熱工程と、
　前記鋼スラブに粗圧延、再加熱処理、および仕上圧延を順次施して熱延鋼板とする熱延工程と、を含む無方向性電磁鋼板用熱延鋼板の製造方法であって、
　前記熱延工程が下記（１）および（２）を満たす条件で行われる、無方向性電磁鋼板用熱延鋼板の製造方法。
（１）前記粗圧延の総圧下率：８０％以上
（２）前記仕上圧延の総圧下率：８０％以上
２．前記仕上圧延における出側板厚を０．４ｍｍ以上２．０ｍｍ以下とする、上記１に記載の無方向性電磁鋼板用熱延鋼板の製造方法。
３．前記熱延工程が下記（１’）および（２’）の少なくとも一方を満たす条件で行われる、上記１または２に記載の無方向性電磁鋼板用熱延鋼板の製造方法。
（１’）前記粗圧延の総圧下率：８８％以上
（２’）前記仕上圧延の総圧下率：８８％以上
４．前記粗圧延の総圧下率が前記仕上圧延の総圧下率より大きい、上記１～３のいずれか一項に記載の無方向性電磁鋼板用熱延鋼板の製造方法。
５．前記鋼スラブの成分組成が、質量％で、
　Ｃ　：０．００５％以下、
　Ｃｒ：３．０％以下、
　Ｎｉ：２．０％以下、
　Ｃｕ：２．０％以下、
　Ｐ　：０．２％以下、
　Ｓ　：０．００５０％以下、
　Ｎ　：０．００５０％以下、
　Ｏ　：０．００５０％以下、
　Ｔｉ：０．００４０％以下、
　Ｓｎ：０．２０％以下、
　Ｓｂ：０．２０％以下、
　Ｍｏ：０．１０％以下、
　Ｃａ：０．０１％以下、
　ＲＥＭ：０．０５％以下、
　Ｍｇ：０．０１％以下、および
　Ｚｎ：０．０１％以下からなる群より選択される少なくとも１つをさらに含有する、上記１～４のいずれか一項に記載の無方向性電磁鋼板用熱延鋼板の製造方法。
６．上記１～５のいずれか一項に記載の無方向性電磁鋼板用熱延鋼板の製造方法により熱延鋼板を製造する熱延鋼板製造工程と、
　前記熱延鋼板に熱延板焼鈍を施す熱延板焼鈍工程と、
　前記熱延鋼板に冷間圧延を施して冷延鋼板とする冷延工程と、
　前記冷延鋼板に仕上焼鈍を施す仕上焼鈍工程と、を含む無方向性電磁鋼板の製造方法。
　本発明によれば、合金量が多くかつ薄手の無方向性電磁鋼板を、低コストで、かつリジングを発生させることなく製造することができる。
鋼スラブにおけるＡｌとＭｎの合計含有量（質量％）と無方向性電磁鋼板の幅方向における算術平均うねりＷａ（μｍ）との相関を示すグラフである。 保熱工程における保熱温度（℃）および保熱時間（秒）と、無方向性電磁鋼板の幅方向における算術平均うねりＷａ（μｍ）との相関を示すグラフである。 粗圧延における総圧下率（％）および仕上圧延における総圧下率（％）と、算術平均うねりＷａ（μｍ）との相関を示すグラフである。
　まず、本発明を開発する契機となった実験について説明する。なお、本明細書において、含有量の単位としての「％」は、とくに断らない限り「質量％」を指すものとする。
（実験１）
　Ｃ：０．００２％、Ｓｉ：３．０％、Ａｌ：０．０５～２．０％、Ｍｎ：０．０５～１．０％、Ｃｒ：０．０１％、Ｎｉ：０．０１％、Ｃｕ：０．０１％、Ｐ：０．０１％、Ｎ：０．００３％、Ｓ：０．００２％、Ｏ：０．００１％、およびＴｉ：０．００１％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する、厚さ１６０ｍｍの鋼スラブを真空溶解炉で溶製した。その後、得られた鋼スラブを以下の２つの方法のいずれかで熱間圧延した。
（１）再加熱圧延：
　前記鋼スラブを真空溶解炉から取り出したのち、該鋼スラブ全体を室温まで大気中で放冷した。次いで、該鋼スラブを電気炉に挿入し、１１００℃、３０分間の再加熱処理を行ったのち、電気炉から前記鋼スラブを取り出して熱間圧延機に挿入した。
（２）直送圧延：
　前記鋼スラブを真空溶解炉から取り出したのち、表面温度が９００℃以下とならないように熱間圧延機に挿入した。
　上記いずれの方法においても、熱間圧延では、鋼スラブを板厚１５ｍｍまで粗圧延し、次いで、誘導加熱装置により１１００℃まで再加熱し、その後、板厚１．５ｍｍまで仕上圧延して熱延鋼板とした。
　得られた熱延鋼板に、１０００℃、４０秒間の熱延板焼鈍を施したのち、冷間圧延して板厚０．３ｍｍの冷延鋼板とした。次いで、前記冷延鋼板に、９８０℃、２０秒の仕上焼鈍を施して、無方向性電磁鋼板を得た。
　得られた無方向性電磁鋼板の表面におけるリジングを評価するために、該無方向性電磁鋼板表面の算術平均うねりＷａを測定した。前記算術平均うねりＷａの測定においては、触針式表面粗さ計を使用し、鋼板表面を板幅方向に測定長１６ｍｍで測定して得られたうねり曲線から算術平均うねりＷａを算出した。
　用いた鋼スラブのＡｌとＭｎの合計含有量（質量％）と測定されたＷａ（μｍ）との関係を図１に示す。なお、以下の説明では、鋼スラブのＡｌ含有量を［Ａｌ］、鋼スラブのＭｎ含有量を［Ｍｎ］、鋼スラブのＡｌとＭｎの合計含有量を［Ａｌ］＋［Ｍｎ］と、それぞれ表記する。
　図１に示した結果から分かるように、再加熱圧延では、［Ａｌ］＋［Ｍｎ］の値にかかわらずリジングは発生しなかったが、直送圧延では［Ａｌ］＋［Ｍｎ］が０．４％を超えるとリジングが発生した。直送圧延を用いたプロセスで得られた熱延鋼板のミクロ組織を観察したところ、［Ａｌ］＋［Ｍｎ］が０．４％より高い熱延鋼板では未再結晶組織が残存していた。
　上記の実験結果から、本発明者らは、直送圧延を用いた場合に観察されたリジングの発生は、熱延板焼鈍で未再結晶組織が残存したことに起因すると推定した。そこで、熱延板焼鈍で再結晶を促進する方法についてさらなる検討を行った。
（実験２）
　本発明者らは、直送圧延では、ＭｎＳやＡｌＮなどの析出物が微細に析出し、それら微細な析出物が熱延板焼鈍における再結晶を妨げていると推定した。そこで、熱間圧延工程の前に保熱処理を行って析出物を析出・成長させ、微細な析出物を低減することとし、そのために必要な条件について検討した。
　Ｃ：０．００２％、Ｓｉ：３．０％、Ａｌ：０．５％、Ｍｎ：０．２％、Ｃｒ：０．０１％、Ｎｉ：０．０１％、Ｃｕ：０．０１％、Ｐ：０．０１％、Ｎ：０．００３％、Ｓ：０．００２％、Ｏ：０．００１％、およびＴｉ：０．００１％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する、厚さ１２０ｍｍの鋼スラブを真空溶解炉で溶製した。前記鋼スラブの表面温度を８００℃以上に維持したまま搬送して電気炉に挿入し、保熱温度：１０００～１３５０℃、保熱時間：３０ｓ～６００ｓの保熱処理を行った（保熱工程）。その後、前記電気炉から鋼スラブを取り出して熱間圧延機に挿入し、熱間圧延した。前記熱間圧延では、鋼スラブを板厚１０ｍｍまで粗圧延し、次いで、誘導加熱装置により１１００℃まで再加熱し、その後、板厚１．２ｍｍまで仕上圧延して熱延鋼板とした。
　得られた熱延鋼板に、１０００℃、４０秒間の熱延板焼鈍を施したのち、冷間圧延して板厚０．３ｍｍの冷延鋼板とした。次いで、前記冷延鋼板に、９８０℃、２０秒の仕上焼鈍を施して、無方向性電磁鋼板を得た。
　得られた無方向性電磁鋼板の表面における算術平均うねりＷａを、上記実験１と同じ手順で測定した。
　前記保熱工程における保熱温度および保熱時間と、算術平均うねりＷａの関係を図２に示す。図２に示した結果から分かるように、保熱時間が６０秒未満のとき、いずれの保熱温度でもリジングが発生した。一方、保熱時間が６０秒以上のときには、保熱温度が１１００℃以上１３００℃以下の範囲でリジングが抑制されていた。
（実験３）
　次に、本発明者らは、直送圧延における粗熱延と仕上熱延の圧下率の配分について検討するために、以下の実験を行った。
　Ｃ：０．００２％、Ｓｉ：３．０％、Ａｌ：０．５％、Ｍｎ：０．２％、Ｃｒ：０．０１％、Ｎｉ：０．０１％、Ｃｕ：０．０１％、Ｐ：０．０１％、Ｎ：０．００３％、Ｓ：０．００２％、Ｏ：０．００１％、およびＴｉ：０．００１％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する、厚さ１６０ｍｍの鋼スラブを真空溶解炉で溶製した。前記鋼スラブの表面温度を８００℃以上に維持したまま搬送して電気炉に挿入し、１１５０℃、３００ｓの保熱処理を行った。その後、前記電気炉から鋼スラブを取り出して熱間圧延機に挿入し、熱間圧延した。
　前記熱間圧延では、鋼スラブに対して、粗圧延、再加熱処理、および仕上圧延を順次施して、板厚０．６ｍｍ、１．０ｍｍ、または１．８ｍｍの熱延鋼板とした。前記粗圧延における総圧下率は７０．０～９８．０％、前記仕上圧延における総圧下率を４３．８～９８．８％とした。また、前記再加熱処理は誘導加熱装置を用いて行い、シートバー（粗圧延後の鋼）を１１００℃まで加熱した。
　得られた熱延鋼板に、１０００℃、２５秒間で熱延板焼鈍を施したのち、冷延圧下率８０％で冷間圧延して冷延鋼板とした。前記冷延鋼板に、９８０℃、２０秒で仕上焼鈍を施して無方向性電磁鋼板を得た。
　得られた無方向性電磁鋼板の表面における算術平均うねりＷａを、上記実験１と同じ手順で測定した。
　粗圧延における総圧下率および仕上圧延における総圧下率と、算術平均うねりＷａとの関係を図３に示す。図３における３つのラインは、それぞれ仕上圧延における出側板厚（熱延工程における最終的な板厚）：０．６ｍｍ、１．０ｍｍ、および１．８ｍｍでの結果に対応する。また、各点に付された数値は、仕上圧延における総圧下率（％）である。
　図３に示した結果から分かるように、粗圧延における総圧下率と仕上圧延における総圧下率がともに８０％以上のとき、リジングが抑制されていた。また、粗圧延における総圧下率と仕上圧延における総圧下率がともに８８％以上のとき、リジングがさらに抑制されていた。
　上記実験１～３の結果から、鋼スラブのＡｌ含有量とＭｎ含有量が高く、かつ、直送圧延を含むプロセスを用いる場合であっても、保熱温度１１００℃以上１３００℃以下、保熱時間６０ｓ以上の条件で保熱処理を行い、かつ粗圧延と仕上圧延における総圧下率を、それぞれ８０％以上とすることで、リジングを抑制できることがわかった。
　この理由について、本発明者らは以下のように考えている。まず、不純物としてＮおよびＳを含有する鋼において、ＡｌおよびＭｎが多くなると、ＭｎＳおよびＡｌＮの析出温度が高温化する一方、これら析出物の析出速度が低下する。そこで、保熱温度を高くして析出速度を増加させ、かつ、保熱時間を長くすることにより、析出物を粗大に成長させることができる。
　また、粗圧延における総圧下率を高くすることで、シートバーの転位量が増加するとともに、シートバーの圧延組織が微細化し、粒界密度が増加する。これら転位および粒界は保熱処理で析出しなかったＭｎＳおよびＡｌＮの析出サイトとなって析出を促進し、続く再加熱処理で析出物が粗大に成長する。さらに、仕上圧延における総圧下率を高くすることで、熱延組織が微細となり、再結晶サイトとなる粒界密度が増加する。
　このようにして、析出物の粗大化と熱延組織微細化による再結晶サイトの増加によって熱延板焼鈍における再結晶が促進され、リジングの形成が抑制されると考えらえる。
　本発明は上記の知見に基づくものである。以下、本発明を実施するための形態について具体的に説明する。なお、本発明はこの実施形態に限定されるものではない。
［成分組成］
　本発明において、鋼スラブの成分組成の限定理由について説明する。
Ｓｉ：２．０～５．０％
　Ｓｉは鋼板の固有抵抗を上げ、鉄損を低減する効果を有する元素である。前記効果を得るために、Ｓｉ含有量を２．０％以上とする。一方、Ｓｉ含有量が５．０％を超えると圧延が困難となるため、Ｓｉ含有量は５．０％以下とする。固有抵抗と加工性のバランスの観点からは、Ｓｉ含有量を２．５％以上とすることが好ましく、２．８％以上とすることがより好ましい。同様の理由から、Ｓｉ含有量は４．５％以下とすることが好ましく、４．０％以下とすることがより好ましい。
Ａｌ：３．０％以下
　Ａｌは鋼板の固有抵抗を上げ、鉄損を低減する効果を有する元素である。しかし、Ａｌ含有量が３．０％を超えると圧延が困難となる。そのため、Ａｌ含有量は３．０％以下とする。鋳造性を良好とするという観点からは、Ａｌ含有量を１．５％以下とすることが好ましい。一方、Ａｌ含有量の下限については限定されないが、鉄損と製造性のバランスの観点からは、Ａｌ含有量が０．２％以上であることが好ましく、０．３％以上であることがより好ましく、０．５％以上であることがさらに好ましい。
Ｍｎ：３．０％以下
　Ｍｎは鋼板の固有抵抗を上げ、鉄損をさらに低減する効果を有する元素である。しかし、Ｍｎ含有量が３．０％を超えるとスラブ割れが生じるなど、操業性が悪化する。そのため、Ｍｎ含有量は３．０％以下とする。微細なＭｎＳの析出を抑制するという観点からは、Ｍｎ含有量を１．５％以下とすることがより好ましい。一方、Ｍｎ含有量の下限は限定されないが、微細なＭｎＳの析出をさらに抑制するという観点からは、０．２０％以上とすることが好ましい。
ＡｌとＭｎの合計含有量：０．４０％以上
　ＡｌとＭｎの合計含有量が０．４０％未満になると、析出物の析出温度が低温化し、本発明の特徴である高温での保熱処理を適用すると、保熱処理で析出が進行せず、続く熱間圧延で微細に析出するためにリジングが発生してしまう。そのため，ＡｌとＭｎの合計含有量は０．４０％以上、好ましくは１．００％以上、より好ましくは１．５０％以上とする。一方、ＡｌとＭｎの合計含有量の上限については特に限定されない。しかし、上述したようにＡｌ含有量が３．０％以下、Ｍｎ含有量が３．０％以下であることから、ＡｌとＭｎの合計含有量は最大でも６．００％である。
　本発明の一実施形態においては、前記鋼スラブが、
　Ｓｉ：２．０％以上５．０％以下、
　Ａｌ：３．０％以下、
　Ｍｎ：３．０％以下を含有し、
　残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、
　ＡｌとＭｎの合計含有量が０．４０％以上である成分組成を有していてもよい。
　本発明の他の実施形態においては、前記鋼スラブの成分組成がさらに任意に下記の元素の少なくとも１つを含有することができる。
Ｃ：０．００５％以下
　無方向性電磁鋼板に含まれるＣは、炭化物を形成して磁気時効を起こし、鉄損特性を劣化させる有害元素である。そのため、鋼スラブにＣが含まれる場合、Ｃ含有量を０．００５％以下、好ましくは０．００４％以下とする。一方、Ｃ含有量の下限は特に限定されないが、精錬工程での脱炭コストを抑制する観点から、Ｃ含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。
Ｃｒ：３．０％以下
　Ｃｒは鋼板の固有抵抗を上げ、鉄損を低減する効果を有する元素である。しかし、Ｃｒ含有量が３．０％を超えると炭化物が析出し、鉄損がかえって高くなる。そのため、Ｃｒを添加する場合、Ｃｒ含有量を３．０％以下とする。磁気特性の観点からは、Ｃｒ含有量を１．５％以下とすることが好ましい。一方、Ｃｒ含有量の下限については限定されないが、Ｃｒの添加効果を高めるという観点からは、Ｃｒ含有量を０．００１％以上とすることが好ましく、０．００５％以上とすることがより好ましく、０．０１％以上とすることがさらに好ましい。
Ｎｉ：２．０％以下
　Ｎｉは鋼板の磁束密度を向上させる効果を有する元素である。しかし、Ｎｉは高価な元素であり、Ｎｉ含有量が２．０％を超えると非常にコストが高くなる。そのため、Ｎｉを添加する場合、Ｎｉ含有量は２．０％以下とする。磁気特性とコストのバランスの観点からは、Ｎｉ含有量を０．５％以下とすることが好ましい。一方、Ｎｉ含有量の下限については限定されないが、Ｎｉの添加効果を高めるという観点からは、Ｎｉ含有量を０．００１％以上とすることが好ましく、０．００５％以上とすることがより好ましく、０．０１％以上とすることがさらに好ましい。
Ｃｕ：２．０％以下
　Ｃｕは鋼板の磁束密度を向上させる効果を有する元素である。しかし、Ｃｕ含有量が２．０％を超えると熱間脆性を引き起こし、表面欠陥の原因となる。そのため、Ｃｕを添加する場合、Ｃｕ含有量を２．０％以下とする。磁気特性とコストのバランスの観点からは、Ｃｕ含有量を０．５％以下とすることが好ましい。一方、Ｃｕ含有量の下限については限定されないが、Ｃｕの添加効果を高めるという観点からは、Ｃｕ含有量を０．００５％以上とすることが好ましく、０．０１％以上とすることがより好ましく、０．０５％以上とすることがさらに好ましい。
Ｐ：０．２％以下
　Ｐは鋼板の強度調整に用いられる元素である。しかし、Ｐ含有量が０．２％を超えると鋼が脆くなり、冷間圧延が困難となる。そのため、Ｐを添加する場合、Ｐ含有量は０．２％以下とする。強度と脆性のバランスの観点からは、Ｐ含有量を０．１％以下とすることが好ましい。一方、Ｐ含有量の下限については限定されないが、Ｐの添加効果を高めるという観点からは、Ｐ含有量を０．００１％以上とすることが好ましく、０．００５％以上とすることがより好ましく、０．０１％以上とすることがさらに好ましい。
Ｓ：０．００５０％以下
　Ｓは硫化物を形成し、鉄損を増加させる元素である。そのため、Ｓが含有される場合、Ｓ含有量を０．００５０％以下、好ましくは０．００２０％以下、より好ましくは０．００１０％以下とする。一方、鉄損の観点からは、Ｓ含有量は低ければ低いほどよいため、Ｓ含有量の下限は限定されず、０％であってよい。しかし、Ｓは不純物として不可避的に鋼に混入する元素であり、過度の低減は製造コストの増加を招く。そのため、コストの観点からは、Ｓ含有量を０．０００１％以上とすることが好ましく、０．０００５％以上とすることがより好ましい。　
Ｎ：０．００５０％以下
　Ｎは窒化物を形成し、鉄損を増加させる元素である。そのため、Ｎが含有される場合、Ｎ含有量を０．００５０％以下、好ましくは０．００３０％以下、より好ましくは０．００２０％以下とする。一方、鉄損の観点からは、Ｎ含有量は低ければ低いほどよいため、Ｎ含有量の下限は限定されず、０％であってよい。しかし、Ｎは不純物として不可避的に鋼に混入する元素であり、過度の低減は製造コストの増加を招く。そのため、コストの観点からは、Ｎ含有量を０．０００１％以上とすることが好ましく、０．０００５％以上とすることがより好ましい。
Ｏ：０．００５０％以下
　Ｏは酸化物を形成し、鉄損を増加させる元素である。そのため、Ｏが含有される場合、Ｏ含有量を０．００５０％以下、好ましくは０．００２０％以下、より好ましくは０．００１０％以下とする。一方、鉄損の観点からは、Ｏ含有量は低ければ低いほどよいため、Ｏ含有量の下限は限定されず、０％であってよい。しかし、Ｏは不純物として不可避的に鋼に混入する元素であり、過度の低減は製造コストの増加を招く。そのため、コストの観点からは、Ｏ含有量を０．０００５％以上とすることが好ましく、０．００１％以上とすることがより好ましい。
Ｔｉ：０．００４０％以下
　Ｔｉは炭窒化物を形成し、鉄損を増加させる元素である。そのため、Ｔｉが含有される場合、Ｔｉ含有量を０．００４０％以下、好ましくは０．００２０％以下、より好ましくは０．００１０％以下とする。一方、鉄損の観点からは、Ｔｉ含有量は低ければ低いほどよいため、Ｔｉ含有量の下限は限定されず、０％であってよい。しかし、Ｔｉは不純物として不可避的に鋼に混入する元素であり、過度の低減は製造コストの増加を招く。そのため、コストの観点からは、Ｔｉ含有量を０．０００１％以上とすることが好ましく、０．０００５％以上とすることがより好ましい。
Ｓｎ：０．２０％以下
　Ｓｎは表層の窒化、酸化を抑制し、鉄損を低減する効果を有する元素である。しかし、０．２０％を超えて添加しても効果が飽和するため、Ｓｎを添加する場合、Ｓｎ含有量を０．２０％以下、好ましくは０．１０％以下とする。一方、前記効果を高めるという観点からは、Ｓｎ含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。
Ｓｂ：０．２０％以下
　Ｓｂは表層の窒化、酸化を抑制し、鉄損を低減する効果を有する元素である。しかし、０．２０％を超えて添加しても効果が飽和するため、Ｓｂを添加する場合、Ｓｂ含有量を０．２０％以下、好ましくは０．１０％以下とする。一方、前記効果を高めるという観点からは、Ｓｂ含有量を０．００５以上とすることが好ましい。
Ｍｏ：０．１０％以下
　Ｍｏは表層の窒化、酸化を抑制し、鉄損を低減する効果を有する元素である。しかし、０．１０％を超えて添加するとかえって鉄損が高くなる。そのため、Ｍｏを添加する場合、Ｍｏ含有量を０．１０％以下、好ましくは０．０５％以下とする。一方、前記効果を高めるという観点からは、Ｍｏ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。
Ｃａ：０．０１％以下
　Ｃａは微細な酸化物、硫化物の生成を抑制し、鉄損を低減させる元素である。しかし、０．０１％を超えて添加しても効果が飽和する。そのため、Ｃａを添加する場合、Ｃａ含有量を０．０１％以下、好ましくは０．００６％以下とする。一方、前記効果を高めるという観点からは、Ｃａ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。
ＲＥＭ：０．０５％以下
　ＲＥＭ（希土類金属）は微細な硫化物の生成を抑制し、鉄損を低減させる元素である。しかし、０．０５％を超えて添加しても効果が飽和する。そのため、ＲＥＭを添加する場合、ＲＥＭ含有量を０．１０％以下、好ましくは０．０３％以下とする。一方、前記効果を高めるという観点からは、ＲＥＭ含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。
Ｍｇ：０．０１％以下
　Ｍｇは微細な硫化物の生成を抑制し、鉄損を低減させる元素である。しかし、０．０１％を超えて添加しても効果が飽和する。そのため、Ｍｇを添加する場合、Ｍｇ含有量を０．１０％以下、好ましくは０．００６％以下とする。一方、前記効果を高めるという観点からは、Ｍｇ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。
Ｚｎ：０．０１％以下
　Ｚｎは微細な酸化物、硫化物の生成を抑制し、鉄損を低減させる元素である。しかし、０．０１％を超えて添加しても効果が飽和する。そのため、Ｚｎを添加する場合、Ｚｎ含有量を０．０１％以下、好ましくは０．００５％以下とする。一方、前記効果を高めるという観点からは、Ｚｎ含有量を０．００１以上とすることが好ましい。
［無方向性電磁鋼板用熱延鋼板の製造条件］
　次に、上記成分組成を有する鋼スラブを用いて無方向性電磁鋼板用熱延鋼板を製造する際の製造条件について説明する。
　本発明の一実施形態における無方向性電磁鋼板用熱延鋼板の製造方法は、鋼スラブを連続鋳造法により製造する連続鋳造工程と、前記鋼スラブの表面温度を８００℃以上に維持したまま炉に搬送する搬送工程と、前記炉において前記鋼スラブを保熱温度１１００℃以上１３００℃以下、保熱時間６０ｓ以上の条件で保熱する保熱工程と、前記鋼スラブに粗圧延、再加熱処理、および仕上圧延を順次施して熱延鋼板とする熱延工程とを含む。以下、各工程について説明する。
・連続鋳造工程
　まず、連続鋳造法により上述した成分組成を有する鋼スラブを製造する（連続鋳造工程）。連続鋳造を行う方法は特に限定されず、常法に従って行うことができる。連続鋳造に使用する溶鋼の成分調整方法についても特に限定されず、任意の方法で行うことができる。例えば、前記溶鋼の成分調整には、転炉、電炉、真空脱ガス装置、およびその他の装置と方法を用いることができる。
鋼スラブの厚み：５０～２００ｍｍ
　上記連続鋳造工程では、厚みが５０ｍｍ以上２００ｍｍ以下である鋼スラブを製造する。鋼スラブの厚みが５０ｍｍ未満であると、熱延工程における粗圧延と仕上圧延の圧下率を十分にとることができず、熱延板焼鈍における再結晶が阻害される。そのため、鋼スラブの厚みを５０ｍｍ以上とする。連続鋳造工程から保熱工程までの間におけるスラブ温度の低下を抑制するという観点からは、鋼スラブの厚みを１００ｍｍ以上とすることが好ましい。さらに、粗圧延と仕上圧延において圧下率を十分に確保するという観点からは、鋼スラブの厚みを１４０ｍｍ以上とすることがより好ましい。一方、鋼スラブの厚みが２００ｍｍを超えると、熱延工程における圧延負荷が増大し、圧延設備の長大化をまねき設備コストが増大する。そのため、鋼スラブの厚みは２００ｍｍ以下とする。
・搬送工程
　次に、上記連続鋳造工程で製造された鋼スラブを、保熱処理に用いる炉に搬送する（搬送工程）。前記搬送工程においては、鋼スラブの表面温度を８００℃以上に維持したまま搬送を行うことが重要である。言い換えると、本発明では連続鋳造工程で製造されてから炉に到達するまでの間に、鋼スラブの表面温度が８００℃未満にならないよう搬送を行う。鋼スラブの表面温度が８００℃未満になると、該鋼スラブの再加熱に必要なエネルギーが増大し、省エネルギー化の効果が得られなくなる。
　前記搬送工程における鋼スラブの表面温度の低下を抑制するための方法はとくに限定されないが、例えば、鋳造速度を速くすることやスラブ厚を厚くすることにより表面温度の低下を抑制することができる。
　前記搬送工程においては、鋼スラブを切断したのちに炉まで搬送してもよい。しかし、スラブの温度低下を抑制する観点からは、鋼スラブを切断せずに直接、炉（保熱設備）まで搬送することが好ましい。
・保熱工程
　次いで、前記炉において前記鋼スラブを保熱温度１１００℃以上１３００℃以下、保熱時間６０ｓ以上の条件で保熱する（保熱工程）。保熱処理を行ってＭｎＳやＡｌＮの析出と粗大化を　促進することにより、無方向性電磁鋼板を製造する際の熱延板焼鈍工程における再結晶が促進される。
保熱温度：１１００～１３００℃
　前記保熱温度が１１００℃未満であると、析出物の粗大化が促進されず、微細なままスラブに残存する。そしてその結果、熱延板焼鈍における再結晶が阻害され、リジングが発生しやすくなる。そのため、保熱温度を１１００℃以上、好ましくは１１５０℃以上とする。一方、保熱温度が１３００℃より高いと、析出物の析出が進行しないため、保熱後の熱間圧延でＭｎＳやＡｌＮが微細析出する。そしてその結果、熱延板焼鈍における再結晶が阻害され、リジングが発生しやすくなる。そのため、保熱温度を１３００℃以下、好ましくは１２５０℃以下とする。
保熱時間：６０ｓ以上
　また、保熱時間が６０ｓ未満であると、ＭｎＳやＡｌＮの析出と粗大化が進行しないため、やはりリジングが発生しやすくなる。そのため、保熱時間は６０ｓ以上、好ましくは３００ｓ以上とする。一方、保熱時間の上限については特に限定されないが、３６００ｓを超えると効果が飽和することに加え、設備の建設コストが増大する。そのため、前記保持時間は３６００ｓ以下とすることが好ましく、２４００ｓ以下とすることがより好ましく、２０００ｓ以下とすることがさらに好ましい。
　前記保熱処理における加熱方法は特に限定されず、例えば、誘導加熱、ガス炉、電気炉など任意の方法を用いることができる。ただし、ガス炉を用いた場合、燃焼ガスにより鋼板の表面にスケールが生成する。そのため、スケールの生成を抑制するとともに、ＣＯ２の排出を抑制するという観点からは、電気エネルギーを用いる加熱方法である、誘導加熱または電気炉を用いることが好ましい。中でも、電気炉は長時間、連続的に鋼スラブを加熱することに適しており、建設コストも低い。そのため、前記保熱処理には、電気炉を用いることがさらに好ましい。
・熱間圧延
　次いで、前記鋼スラブに粗圧延、再加熱処理、および仕上圧延を順次施して熱延鋼板とする（熱延工程）。本発明では、下記（１）および（２）を満たす条件で前記熱延工程を実施することが重要である。
（１）粗圧延の総圧下率：８０％以上
（２）仕上圧延の総圧下率：８０％以上
粗圧延の総圧下率：８０％以上
　粗圧延の総圧下率が８０％未満であると、転位導入によるＭｎＳやＡｌＮの析出促進が不十分となり、続く再加熱処理での析出物粗大化が生じない。また、熱延後の粒界密度が十分に微細化されない。そしてその結果、無方向性電磁鋼板を製造する際の熱延板焼鈍において再結晶が促進されず、リジングが生じやすくなる。そのため、粗圧延の総圧下率は８０％以上、好ましくは８８％以上、より好ましくは９１％以上とする。特に、粗圧延の総圧下率が９１％であると、粗圧延後の加工組織の幅が極めて微細となり、ＭｎＳやＡｌＮの析出サイトとなる粒界の板厚方向における密度が大幅に増加する。そしてその結果、ＭｎＳやＡｌＮの析出を極めて効果的に促進することができる。ここで、粗圧延の総圧下率とは、粗圧延の開始前における板厚（鋼スラブの板厚）と、粗圧延終了後の板厚（出側板厚）から計算される圧下率である。なお、前記粗圧延のパス数はとくに限定されず、１以上の任意のパス数とすることができる。
仕上圧延の総圧下率：８０％以上
　また、仕上圧延の総圧下率が８０％未満であると、熱延後の粒界密度が十分に微細化されないために、熱延板焼鈍にて再結晶が促進されずリジングが生じやすくなる。そのため、仕上圧延の総圧下率は８０％以上、好ましくは８８％以上、より好ましくは９１％以上とする。特に、仕上圧延の総圧下率が９１％以上であると、熱延後の粒界密度が大幅に増加することに加え、熱延後の鋼板への残留する転位の数も大幅に相加する。そしてその結果、熱延板焼鈍での再結晶がさらに生じやすくなり、リジングをさらに効果的に抑制することができる。なお、ここで、仕上圧延の総圧下率とは、仕上圧延の開始前における板厚と、仕上圧延終了後の板厚（出側板厚）から計算される圧下率である。なお、前記仕上圧延のパス数はとくに限定されず、１以上の任意のパス数とすることができる。
　また、ＭｎＳやＡｌＮの析出をさらに促進し、リジングの抑制効果をさらに高めるという観点からは、粗圧延の総圧下率が仕上圧延の総圧下率より大きいことが好ましい。
　なお、従来の再加熱圧延によるプロセスでは、鋳造された鋼スラブを一旦室温付近まで冷却するため、大きな過冷度によって冷却中または再加熱中にＡｌＮやＭｎＳが析出し、再加熱の間に析出物が粗大化する。そのため、再加熱圧延の場合には、リジングを抑制するために熱間圧延における圧下率を制御する必要性がない。
　一方、本発明のように、鋳造された鋼スラブを高温に維持したまま熱間圧延に供するプロセス（直送圧延）の場合には、鋳造から熱間圧延までの間にＡｌＮやＭｎＳの析出および粗大化が進行しない。そのため、たとえ保熱処理を施したとしても、粗圧延と仕上圧延における圧下率を高くして熱延板焼鈍での再結晶を促進しなければ、リジングの抑制効果を十分に得ることができない。すなわち、本発明における圧下率の限定は、直送圧延の場合に特有のリジングの問題を解決するためのものであり、従来の再加熱圧延における圧下率の制御とはまったく異なる新規な着想に基づいてなされたものである。
　上記粗圧延と仕上圧延の間には、再加熱処理を行う。粗圧延において微細に析出した析出物を粗大化させてリジングを抑制するために、前記再加熱処理を行うことが必要である。また、前記再加熱処理を行うことにより、材料の温度を上げて、仕上圧延の際の変形抵抗を下げることもできる。
　前記再加熱処理における加熱温度は特に限定されないが、９５０℃以上とすることが好ましく、１０５０℃以上とすることがより好ましい。一方、前記加熱温度の上限についても特に限定されないが、過度に加熱温度が高いと効果が飽和することに加え、エネルギー効率が低下する。そのため、前記再加熱処理における加熱温度は、１３００℃以下とすることが好ましく、１２００℃以下とすることがより好ましい。前記再加熱処理における加熱方法は特に限定されず、誘導加熱、ガス炉、電気炉など任意の方法を利用することができる。
　なお、前記仕上圧延における出側板厚（最終的に得られる熱延鋼板の板厚）はとくに限定されず、任意の厚さであってよい。しかし、前記出側板厚が０．４ｍｍ未満であると、鋼板の全長が過剰に長くなり、生産性が低下する。そのため、生産性の観点からは、仕上圧延における出側板厚を０．４ｍｍ以上とすることが好ましい。一方、前記出側板厚が２．０ｍｍを超えると冷間圧延の負荷が増大する。そのため、冷間圧延における負荷を低減するという観点からは、仕上圧延における出側板厚を２．０ｍｍ以下とすることが好ましい。冷間圧延後の最終板厚が薄い場合でも冷延負荷を低減するという観点からは、前記出側板厚を１．５ｍｍ以下とすることがより好ましい。
［無方向性電磁鋼板の製造条件］
　本発明の一実施形態における無方向性電磁鋼板の製造方法は、上記製造方法により熱延鋼板を製造する熱延鋼板製造工程と、前記熱延鋼板に熱延板焼鈍を施す熱延板焼鈍工程と、前記熱延鋼板に冷間圧延を施して冷延鋼板とする冷間圧延工程と、前記冷延鋼板に仕上焼鈍を施す仕上焼鈍工程とを含む。
　上記熱延板焼鈍、冷間圧延、および仕上焼鈍の各工程は、特に限定されず、常法に従って行うことができる。
　前記熱延板焼鈍の後、前記冷間圧延に先だって、酸洗を行うことも好ましい。また、前記仕上焼鈍の後、得られた無方向性電磁鋼板の表面に絶縁コーティングを形成することも好ましい。前記酸洗および絶縁コーティングの形成についても、特に限定されず、常法に従って行うことができる。
（実施例１）
　Ｃ：０．００２％、Ｓｉ：３．２％、Ａｌ：０．６０％、Ｍｎ：０．５０％、Ｓ：０．００１０％、Ｎ：０．００１５％、Ｏ：０．００１０％、Ｃｒ：０．０２％、Ｎｉ：０．０１％、Ｃｕ：０．０２％、Ｐ：０．０１％、およびＴｉ：０．００１％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する、厚さ６０ｍｍの鋼スラブを連続鋳造法で製造した。前記鋼スラブを切断することなく、該スラブの表面温度を８００℃以上に維持したままトンネル式の電気炉に搬送し、前記電気炉で保熱処理を行った。前記保熱処理における保熱温度と保熱時間は表１に示したとおりとした。なお、比較のため、一部の実施例では保熱処理を行わなかった。
　次いで、前記鋼スラブに、表１に示した条件で、３パスの粗圧延、再加熱処理、および４パスの仕上圧延からなる熱間圧延を施して熱延鋼板とした。前記再加熱処理においては、誘導加熱方式で粗圧延直後のスラブを加熱した。なお、比較のため、一部の実施例では再加熱処理を省略した。
　仕上圧延後の熱延鋼板を、連続的にコイルに巻きとって熱延コイルとし、前記熱延コイルに１０３０℃、４０秒間の熱延板焼鈍を施して熱延焼鈍板とした。次いで、前記熱延焼鈍板に、圧下率８５％の冷間圧延を施して冷延鋼板とした。その後、前記冷延鋼板に、１０００℃、１５秒間の仕上焼鈍を施して無方向性電磁鋼板を得た。
　得られた無方向性電磁鋼板の表面におけるリジングを評価するために、該無方向性電磁鋼板表面の算術平均うねりＷａを測定した。前記算術平均うねりＷａの測定においては、触針式表面粗さ計を使用し、鋼板表面を板幅方向に測定長１６ｍｍで測定して得られたうねり曲線から算術平均うねりＷａを算出した。測定結果を表１に併記する。
　表１に示した結果から分かるように、本発明の条件を満たす実施例においては、算術平均うねりＷａが低減されており、リジングが抑制できていた。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
（実施例２）
　Ｃ：０．００２％、Ｓｉ：３．０％、Ａｌ：１．３％、Ｍｎ：０．４０％、Ｓ：０．０００５％、Ｎ：０．００１５％、Ｏ：０．００１０％、Ｃｒ：０．１０％、Ｎｉ：０．１５％、Ｃｕ：０．１８％、Ｐ：０．０２％、およびＴｉ：０．００１５％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する、厚さ１６０ｍｍの鋼スラブを連続鋳造法で製造した。前記鋼スラブを切断することなく、該スラブの表面温度を８００℃以上に維持したままトンネル式のガス炉に搬送し、前記ガス炉で保熱処理を行った。前記保熱処理における保熱温度と保熱時間は表２に示したとおりとした。なお、比較のため、一部の実施例では保熱処理を行わなかった。
　次いで、前記鋼スラブに、表２に示した条件で、４パスの粗圧延、再加熱処理、および５パスの仕上圧延からなる熱間圧延を施して熱延鋼板とした。前記再加熱処理においては、誘導加熱方式で粗圧延直後のスラブを加熱した。なお、比較のため、一部の実施例では再加熱処理を省略した。
　仕上圧延後の熱延鋼板を、連続的にコイルに巻きとって熱延コイルとし、前記熱延コイルに１０２０℃、３０秒間の熱延板焼鈍を施して熱延焼鈍板とした。次いで、前記熱延焼鈍板に、圧下率８５％の冷間圧延を施して冷延鋼板とした。その後、前記冷延鋼板に、１０００℃、１５秒間の仕上焼鈍を施して無方向性電磁鋼板を得た。
　得られた無方向性電磁鋼板の表面におけるリジングを評価するために、該無方向性電磁鋼板表面の算術平均うねりＷａを上記実施例１と同様の方法で測定した。測定結果を表２に併記する。
　表２に示した結果から分かるように、本発明の条件を満たす実施例においては、算術平均うねりＷａが低減されており、リジングが抑制できていた。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
（実施例３）
　Ｃ：０．００２％、Ｓｉ：３．４％、Ａｌ：０．３％、Ｍｎ：０．６０％、Ｓ：０．０００８％、Ｎ：０．０１０％、Ｏ：０．００１０％、Ｃｒ：０．０１５％、Ｎｉ：０．０１５％、Ｃｕ：０．０３％、Ｐ：０．０１５％、およびＴｉ：０．００１５％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する、厚さ１９０ｍｍの鋼スラブを連続鋳造法で製造した。前記鋼スラブを切断することなく、該スラブの表面温度を８００℃以上に維持したままトンネル式のガス炉に搬送し、前記ガス炉で保熱処理を行った。前記保熱処理における保熱温度と保熱時間は表３に示したとおりとした。なお、比較のため、一部の実施例では保熱処理を行わなかった。
　次いで、前記鋼スラブに、表３に示した条件で、４パスの粗圧延、再加熱処理、および５パスの仕上圧延からなる熱間圧延を施して熱延鋼板とした。前記再加熱処理においては、誘導加熱方式で粗圧延直後のスラブを加熱した。なお、比較のため、一部の実施例では再加熱処理を省略した。
　仕上圧延後の熱延鋼板を、連続的にコイルに巻きとって熱延コイルとし、前記熱延コイルに１０５０℃、２０秒間の熱延板焼鈍を施して熱延焼鈍板とした。次いで、前記熱延焼鈍板に、圧下率８５％の冷間圧延を施して冷延鋼板とした。その後、前記冷延鋼板に、１０００℃、１５秒間の仕上焼鈍を施して無方向性電磁鋼板を得た。
　得られた無方向性電磁鋼板の表面におけるリジングを評価するために、該無方向性電磁鋼板表面の算術平均うねりＷａを上記実施例１と同様の方法で測定した。測定結果を表３に併記する。
　表３に示した結果から分かるように、本発明の条件を満たす実施例においては、算術平均うねりＷａが低減されており、リジングが抑制できていた。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
（実施例４）
　表４～６に示した成分組成を有する、厚さ１５０ｍｍの鋼スラブを連続鋳造法で製造した。前記鋼スラブを切断することなく、該スラブの表面温度を８００℃以上に維持したままトンネル式のガス炉に搬送し、前記ガス炉で保熱処理を行った。前記保熱処理における保熱温度は１１５０℃、保熱時間は１５００秒とした。
　次いで、前記鋼スラブに、４パスの粗圧延、再加熱処理、および５パスの仕上圧延からなる熱間圧延を施して熱延鋼板とした。前記粗圧延における総圧下率は９０％、前記仕上圧延における総圧下率は９３．３％とした。また、前記再加熱処理においては、誘導加熱方式で粗圧延直後のスラブを１１００℃に加熱した。
　仕上圧延後の熱延鋼板を、連続的にコイルに巻きとって熱延コイルとし、前記熱延コイルに１０５０℃、２０秒間の熱延板焼鈍を施して熱延焼鈍板とした。次いで、前記熱延焼鈍板に、圧下率８０％の冷間圧延を施して、板厚０．２０ｍｍの冷延鋼板とした。その後、前記冷延鋼板に、１０００℃、２０秒間の仕上焼鈍を施して無方向性電磁鋼板を得た。
　得られた無方向性電磁鋼板の表面におけるリジングを評価するために、該無方向性電磁鋼板表面の算術平均うねりＷａを上記実施例１と同様の方法で測定した。測定結果を表４～６に併記する。
　表４～６に示した結果から分かるように、本発明の条件を満たす実施例においては、算術平均うねりＷａが低減されており、リジングが抑制できていた。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
（実施例５）
　表７～９に示した成分組成を有する、厚さ１５０ｍｍの鋼スラブを連続鋳造法で製造した。前記鋼スラブを切断することなく、該スラブの表面温度を８００℃以上に維持したままトンネル式のガス炉に搬送し、前記ガス炉で保熱処理を行った。前記保熱処理における保熱温度は１１５０℃、保熱時間は５００秒とした。
　次いで、前記鋼スラブに、４パスの粗圧延、再加熱処理、および５パスの仕上圧延からなる熱間圧延を施して熱延鋼板とした。前記粗圧延における総圧下率は９２％、前記仕上圧延における総圧下率は９１．７％とした。また、前記再加熱処理においては、誘導加熱方式で粗圧延直後のスラブを１１００℃に加熱した。
　仕上圧延後の熱延鋼板を、連続的にコイルに巻きとって熱延コイルとし、前記熱延コイルに１０５０℃、２０秒間の熱延板焼鈍を施して熱延焼鈍板とした。次いで、前記熱延焼鈍板に、圧下率８０％の冷間圧延を施して、板厚０．２０ｍｍの冷延鋼板とした。その後、前記冷延鋼板に、１０００℃、２０秒間の仕上焼鈍を施して無方向性電磁鋼板を得た。
　得られた無方向性電磁鋼板の表面におけるリジングを評価するために、該無方向性電磁鋼板表面の算術平均うねりＷａを上記実施例１と同様の方法で測定した。測定結果を表４～６に併記する。
　表７～９に示した結果から分かるように、本発明の好適な粗圧延の条件を満たす実施例においては、算術平均うねりＷａがさらに低減されており、リジングが抑制できていた。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000009

Claims (6)

  1. 　質量％で、
    　　Ｓｉ：２．０％以上５．０％以下、
    　　Ａｌ：３．０％以下、および
    　　Ｍｎ：３．０％以下を含有し、
    　　ＡｌとＭｎの合計含有量が０．４０％以上である成分組成を有し、
    　厚みが５０ｍｍ以上２００ｍｍ以下である鋼スラブを連続鋳造法により製造する連続鋳造工程と、
    　前記鋼スラブの表面温度を８００℃以上に維持したまま炉に搬送する搬送工程と、
    　前記炉において前記鋼スラブを保熱温度１１００℃以上１３００℃以下、保熱時間６０ｓ以上の条件で保熱する保熱工程と、
    　前記鋼スラブに粗圧延、再加熱処理、および仕上圧延を順次施して熱延鋼板とする熱延工程と、を含む無方向性電磁鋼板用熱延鋼板の製造方法であって、
    　前記熱延工程が下記（１）および（２）を満たす条件で行われる、無方向性電磁鋼板用熱延鋼板の製造方法。
    （１）前記粗圧延の総圧下率：８０％以上
    （２）前記仕上圧延の総圧下率：８０％以上
  2. 　前記仕上圧延における出側板厚を０．４ｍｍ以上２．０ｍｍ以下とする、請求項１に記載の無方向性電磁鋼板用熱延鋼板の製造方法。
  3. 　前記熱延工程が下記（１’）および（２’）の少なくとも一方を満たす条件で行われる、請求項１または２に記載の無方向性電磁鋼板用熱延鋼板の製造方法。
    （１’）前記粗圧延の総圧下率：８８％以上
    （２’）前記仕上圧延の総圧下率：８８％以上
  4. 　前記粗圧延の総圧下率が前記仕上圧延の総圧下率より大きい、請求項１～３のいずれか一項に記載の無方向性電磁鋼板用熱延鋼板の製造方法。
  5. 　前記鋼スラブの成分組成が、質量％で、
    　Ｃ　：０．００５％以下、
    　Ｃｒ：３．０％以下、
    　Ｎｉ：２．０％以下、
    　Ｃｕ：２．０％以下、
    　Ｐ　：０．２％以下、
    　Ｓ　：０．００５０％以下、
    　Ｎ　：０．００５０％以下、
    　Ｏ　：０．００５０％以下、
    　Ｔｉ：０．００４０％以下、
    　Ｓｎ：０．２０％以下、
    　Ｓｂ：０．２０％以下、
    　Ｍｏ：０．１０％以下、
    　Ｃａ：０．０１％以下、
    　ＲＥＭ：０．０５％以下、
    　Ｍｇ：０．０１％以下、および
    　Ｚｎ：０．０１％以下からなる群より選択される少なくとも１つをさらに含有する、請求項１～４のいずれか一項に記載の無方向性電磁鋼板用熱延鋼板の製造方法。
  6. 　請求項１～５のいずれか一項に記載の無方向性電磁鋼板用熱延鋼板の製造方法により熱延鋼板を製造する熱延鋼板製造工程と、
    　前記熱延鋼板に熱延板焼鈍を施す熱延板焼鈍工程と、
    　前記熱延鋼板に冷間圧延を施して冷延鋼板とする冷延工程と、
    　前記冷延鋼板に仕上焼鈍を施す仕上焼鈍工程と、を含む無方向性電磁鋼板の製造方法。
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