WO2023149287A1 - 無方向性電磁鋼板用熱延鋼板の製造方法、無方向性電磁鋼板の製造方法、および無方向性電磁鋼板用熱延鋼板 - Google Patents

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

Info

Publication number
WO2023149287A1
WO2023149287A1 PCT/JP2023/002156 JP2023002156W WO2023149287A1 WO 2023149287 A1 WO2023149287 A1 WO 2023149287A1 JP 2023002156 W JP2023002156 W JP 2023002156W WO 2023149287 A1 WO2023149287 A1 WO 2023149287A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
less
steel sheet
hot
rolling
rolled steel
Prior art date
Application number
PCT/JP2023/002156
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
智幸 大久保
勇人 齋藤
龍一 末廣
雅康 植野
慎也 山口
Original Assignee
Ｊｆｅスチール株式会社
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Ｊｆｅスチール株式会社 filed Critical Ｊｆｅスチール株式会社
Priority to JP2023523188A priority Critical patent/JPWO2023149287A1/ja
Publication of WO2023149287A1 publication Critical patent/WO2023149287A1/ja

Links

Images

Classifications

    • 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 a hot-rolled steel sheet for non-oriented electrical steel sheet, a method for manufacturing a non-oriented electrical steel sheet, and a hot-rolled steel sheet for non-oriented electrical steel sheet.
  • 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.
  • it is directed to reduce the eddy current loss by reducing the thickness of the steel sheet and increasing the contents of Si, Al, and Mn, which are elements that increase the electrical resistance of the steel sheet.
  • the reduction in sheet thickness and the increase in the amount of alloying elements significantly increase the manufacturing cost of non-oriented electrical steel sheets, so there is an increasing demand for cost reduction.
  • Techniques for reducing the cost of non-oriented electrical steel sheets include, for example, direct rolling.
  • direct rolling the thermal energy of the continuous cast slab can be effectively utilized, and there is no need to reheat the cold slab during hot rolling. As a result, it is possible to significantly reduce energy costs, and it also leads to CO2 reduction.
  • Patent Document 1 As an example of utilizing direct rolling, in Patent Document 1, a thin slab with a thickness of 30 to 140 mm obtained by a continuous casting method is subsequently hot rolled to produce a hot rolled steel sheet with a thickness of 0.7 to 4.5 mm. techniques have been proposed.
  • the continuously cast slab is sent to the hot rolling process without being cut, and hot rolling is continuously performed to minimize the unsteady part of hot rolling and improve the yield.
  • the hot rolling speed since the sheet threading speed is controlled by the casting speed, the hot rolling speed, particularly the rough hot rolling speed, is remarkably lowered compared to the conventional process that is not direct rolling.
  • An object of the present invention is to solve the above problems. Specifically, in a low-speed hot rolling process, the ridging that occurs when the steel contains a large amount of Si and Al as alloying elements is suppressed.
  • the purpose is to
  • the present invention has been completed based on the above findings, and the gist thereof is as follows.
  • the chemical composition of the steel slab is, in mass%, C: 0.005% or less, Mn: 3.0% 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, Mg: 0.01% or less, and Zn: 0.01% or less, further containing at least one selected from the group consisting of 3.
  • a hot-rolled steel sheet for a non-oriented electrical steel sheet obtained by the method for producing a hot-rolled steel sheet for a non-oriented electrical steel sheet according to any one of 1 to 4 above, A hot-rolled steel sheet for non-oriented electrical steel sheet, wherein the number density of inclusions having an equivalent circle diameter of 0.3 ⁇ m or more and 1.0 ⁇ m or less is 9 pieces/mm 2 or more.
  • ridging can be effectively suppressed under conditions where the total content of Si and Al is as high as 3.5% or more and the delivery speed of rough rolling is 100 mpm or less. Therefore, according to the present invention, it is possible to manufacture a non-oriented electrical steel sheet with low core loss and suppressed ridging by utilizing direct rolling, which is a low energy consumption process. Therefore, the present invention is extremely effective from the viewpoint of Sustainable Development Goals (SDGs).
  • SDGs Sustainable Development Goals
  • 4 is a graph showing the correlation between the total Si and Al content (% by mass) of the slab 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 delivery side speed (mpm) in the final pass of rough rolling and the arithmetic mean waviness Wa ( ⁇ m) in the width direction of a non-oriented electrical steel sheet.
  • 4 is a graph showing the correlation between the average temperature increase rate (° C./s) in reheating treatment, rolling reduction (%) in the final pass of rough rolling, and arithmetic mean waviness Wa ( ⁇ m) in the width direction of a non-oriented electrical steel sheet. .
  • FIG. 4 is a graph showing the correlation between the finished thickness (mm) in hot rolling and the arithmetic mean waviness Wa ( ⁇ m) in the width direction of a non-oriented electrical steel sheet.
  • % as a unit of content means “% by mass” unless otherwise specified. Also, the unit “mpm” of the sheet threading speed indicates meter per minute.
  • the hot rolling first, after reducing the thickness to 20 mm by 4-pass hot rolling corresponding to rough rolling, reheating from 1000 ° C. to 1100 ° C. at 5 ° C./s using an induction heating device, Then, the thickness was reduced to 1.2 mm by 6 passes corresponding to finish rolling.
  • the hot rolling speed in the above hot rolling was either of the following two.
  • Low speed rolling In order to simulate low-speed hot rolling of a thin slab caster, the entry-side speed in the first rolling pass was set to 5 mpm, and the subsequent rolling speed was set to 130 mm ⁇ (entry-side sheet thickness) ⁇ 5 mpm. That is, the delivery speed in the final pass of rough rolling is 32.5 mpm.
  • the finish rolling was 200 mpm in all passes.
  • High speed rolling In order to simulate general rough hot rolling, rough rolling was set to 120 mpm in all passes. The finish rolling was 200 mpm in all passes.
  • the obtained hot-rolled steel sheet was subjected to hot-rolled steel annealing at 1050°C for 20 seconds, and then cold-rolled to obtain a cold-rolled steel sheet having a final thickness of 0.25 mm.
  • the cold-rolled steel sheet was subjected to finish annealing at 980° C. for 15 seconds to obtain a non-oriented electrical steel sheet.
  • a ridging pattern was visually observed in a part of the obtained non-oriented electrical steel sheet, so the arithmetic mean waviness Wa in the width direction of the non-oriented electrical steel sheet was measured using a contact roughness meter.
  • FIG. 1 is a graph showing the relationship between the measured Wa ( ⁇ m) and the total Si and Al content of the slab.
  • the Si content of the slab is expressed as [Si]
  • the Al content of the slab is expressed as [Al]
  • the total content of Si and Al in the slab is expressed as [Si]+[Al].
  • the delivery speed in the final pass of rough rolling was 100 mpm or less, there was a tendency for ridging to occur in the finally obtained non-oriented electrical steel sheet.
  • Example 2 Next, the inventors focused on the pass schedule of rough rolling and the heating rate of reheating after rough rolling in order to suppress ridging that occurs when the delivery side speed in the final pass of rough rolling is low. experiment.
  • a slab with a thickness of 130 mm was melted in a vacuum melting furnace, removed from the furnace, and transported to an electric furnace so that the slab surface temperature did not fall below 800°C. In the electric furnace, heat treatment was performed at 1100° C. for 30 minutes, and then the slab was removed from the electric furnace and hot rolled to obtain a hot rolled steel sheet.
  • the thickness is reduced to 20 mm in 4 passes corresponding to rough rolling, then reheated from 1000 ° C. to 1100 ° C. using an induction heating device, and then 6 passes corresponding to finish rolling.
  • the thickness was reduced to 1.2 mm.
  • the rolling reduction in the final pass of the rough rolling and the average heating rate in the reheating treatment were variously changed.
  • the entry-side speed in the first pass of rough rolling was set to 5 mpm
  • the subsequent rolling speed was set to 130 mm/(entry-side sheet thickness) x 5 mpm.
  • the finish rolling was 200 mpm in all passes.
  • the obtained hot-rolled steel sheet was subjected to hot-rolled steel annealing at 1040°C for 30 seconds, and then cold-rolled to obtain a cold-rolled steel sheet having a final thickness of 0.25 mm.
  • the cold-rolled steel sheet was subjected to finish annealing at 980° C. for 15 seconds to obtain a non-oriented electrical steel sheet.
  • Arithmetic mean waviness Wa in the width direction of the non-oriented electrical steel sheet was measured using a contact roughness meter.
  • Fig. 3 shows the effects of the average heating rate in the reheating treatment and the rolling reduction in the final pass of rough rolling on Wa. As can be seen from FIG. 3, the occurrence of ridging is suppressed when the rolling reduction in the final pass of rough rolling is 45% or more and the average temperature increase rate during reheating is 9° C./s or more.
  • the mechanism by which ridging is suppressed is presumed as follows. First, strain energy is accumulated in the material by applying a large reduction in the final pass of rough rolling. Thereafter, rapid heating suppresses recovery during heating and effectively promotes recrystallization, thereby randomizing the texture and refining the crystal grains. Refining the structure before finish rolling is thought to promote recrystallization and randomization of the texture during finish rolling. Although recrystallization of the material cannot be completely completed at the time of completion of hot rolling, the coarse cast structure that causes ridging is destroyed to some extent by the above effect. As a result, it is believed that the texture is randomized, promoting recrystallization during hot-rolled sheet annealing, and suppressing the formation of ridging patterns during cold rolling.
  • finish thickness refers to the plate thickness at the time when finish rolling is completed in the hot rolling step, that is, the plate thickness of the obtained hot-rolled steel plate.
  • a 120 mm slab was melted in a vacuum melting furnace, removed from the furnace, and transported to an electric furnace so that the slab surface temperature did not fall below 800°C. In the electric furnace, heat treatment was performed at 1100° C. for 30 minutes, and then the slab was removed from the electric furnace and hot rolled to obtain a hot rolled steel sheet.
  • the thickness is reduced to 15 mm in 4 passes corresponding to rough rolling, then reheated from 990 ° C. to 1100 ° C. using an induction heating device, and then 6 passes corresponding to finish rolling. reduced to thickness.
  • the entry-side speed in the first pass of rough rolling was set to 5 mpm, and the subsequent rolling speed was set to 130 mm ⁇ (entry-side plate thickness) ⁇ 5 mpm.
  • the finish hot rolling was 200 mpm in all passes.
  • the obtained hot-rolled steel sheet was subjected to hot-rolled steel annealing at 1010°C for 30 seconds, and then cold-rolled to obtain a cold-rolled steel sheet having a final thickness of 0.25 mm.
  • the cold-rolled steel sheet was subjected to finish annealing at 980° C. for 30 seconds to obtain a non-oriented electrical steel sheet.
  • Arithmetic mean waviness Wa in the width direction of the non-oriented electrical steel sheet was measured using a contact roughness meter.
  • Fig. 4 shows the effect of the finished thickness in hot rolling on Wa. From the results shown in FIG. 4, it can be seen that ridging is further improved when the hot-rolled steel sheet is rolled to a thickness of 1.5 mm or less in the finish rolling.
  • the red-hot slab After removing the red-hot slab from the furnace, it was transported to the electric furnace so that the slab surface temperature did not fall below 800°C. In the electric furnace, heat treatment was performed at 1100° C. for 30 minutes, and then the slab was removed from the electric furnace and hot rolled to obtain a hot rolled steel sheet.
  • the thickness is reduced to 10 mm by 4 passes corresponding to rough rolling, then reheated from 980° C. to 1100° C. using an induction heating device, and then 6 passes corresponding to finish rolling to 1.0 mm.
  • the thickness was reduced to 2 mm.
  • the entry speed in the first pass of rolling was set to 5 mpm, and the subsequent rolling speed was set to 130 mpm ⁇ (entry side plate thickness) ⁇ 5 mpm.
  • a part of the obtained hot-rolled steel sheet was cut and embedded in a carbon mold to create a sample.
  • a scanning electron microscope (SEM) the surface of the sample perpendicular to the rolling direction was observed to investigate the size and number of inclusions.
  • the obtained hot-rolled steel sheet was subjected to hot-rolled sheet annealing at 1040°C for 30 seconds, and then cold-rolled to obtain a cold-rolled steel sheet having a final thickness of 0.25 mm.
  • the cold-rolled steel sheet was subjected to finish annealing at 980° C. for 15 seconds to obtain a non-oriented electrical steel sheet.
  • Arithmetic mean waviness Wa in the width direction of the non-oriented electrical steel sheet was measured using a contact roughness meter.
  • FIG. 5 shows the relationship between the number density of inclusions having an equivalent circle diameter of 0.3 ⁇ m or more and 1.0 ⁇ m or less in the hot-rolled steel sheet and Wa.
  • the number density of the inclusions was 9/mm 2 or more, ridging tended to be further improved.
  • Reducing the finished thickness of hot rolling is thought to have the effect of introducing hot-rolling shear strain to the center of the sheet thickness and further promoting recrystallization.
  • relatively small inclusions are thought to serve as nucleation sites when molten steel solidifies, contributing to refinement of the slab structure and randomization of the texture.
  • Most of these small inclusions are oxides, while large inclusions are mainly AlN and MnS. Therefore, large inclusions are not precipitated when molten steel solidifies, and it is presumed that they do not contribute to the improvement of ridging.
  • 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. In order to obtain the above effect, the Si content should be 2.0% or more, preferably 2.5% or more. On the other hand, if the Si content exceeds 5.0%, industrial production by cold rolling becomes difficult, so the Si content is made 5.0% or less, 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.
  • the Al content should be 3.0% or less, preferably 1.5% or less.
  • the lower limit of the Al content is not particularly limited, but excessive reduction causes an increase in manufacturing costs, so the Al content is preferably 0.00001% or more. From the viewpoint of magnetic properties, the content is preferably 0.3% or more. However, when thinking magnetic flux density as important, it is preferable to make Al content into 0.002% or less.
  • Total content of Si and Al 3.5% or more From the viewpoint of increasing the specific resistance of the steel sheet and reducing iron loss, it is desirable to increase the Si content and the Al content. Thus, when the total content of Si and Al is 3.5% or more, recrystallization is suppressed during hot-rolled sheet annealing, and ridging tends to occur. However, in the present invention, by performing hot rolling under predetermined conditions, ridging can be suppressed even if the total content of Si and Al is 3.5% or more. Therefore, in the present invention, the total content of Si and Al is made 3.5% or more.
  • the steel slab is Si: 2.0% or more and 5.0% or less, and Al: 3.0% or less,
  • the balance consists of Fe and unavoidable impurities, It may have a component composition in which the total content of Si and Al is 3.5% or more.
  • the chemical composition of the steel slab can optionally contain at least one of the following elements in addition to Si and Al. In that case, the remainder of the composition is Fe and unavoidable impurities. All of the elements listed below are optional elements, and therefore the lower limit of their content may be 0%.
  • the C content is made 0.005% or less from the viewpoint of preventing magnetic aging.
  • the C content is too low, the magnetic flux density will decrease. Therefore, from the viewpoint of preventing a decrease in magnetic flux density, it is preferable to set the C content to 0.001% 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. However, if the Mn content exceeds 3.0%, carbide precipitates and iron loss increases. Therefore, when Mn is added, the Mn content should be 3.0% or less, preferably 2.0% or less. On the other hand, from the viewpoint of avoiding hot shortness in hot rolling, the Mn content is preferably 0.05% or more. From the viewpoint of magnetic properties, it is more preferable to set the Mn content to 0.3% 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, when the Cr content exceeds 3.0%, carbide precipitates and iron loss 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 particularly limited, but from the viewpoint of increasing the effect of adding Cr, it is preferably 0.005% 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 particularly limited, it is preferably 0.005% or more from the viewpoint of enhancing the effect of Ni addition.
  • 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.
  • the Cu content is preferably 0.5% or less.
  • the lower limit of the Cu content is not particularly limited, it is preferably 0.005% or more from the viewpoint of increasing the effect of adding Cu.
  • P 0.2% or less
  • P is an element used to adjust the strength of the steel sheet.
  • the P content is made 0.2% or less.
  • the P content is preferably 0.1% or less.
  • the lower limit of the P content is not particularly limited, it is preferably 0.005% or more from the viewpoint of increasing the effect of adding P.
  • 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, and more preferably 0.0010% or less.
  • the lower the S content the better, so the lower limit of the S content may be 0%.
  • the content is preferably 0.0001% 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 should be 0.0050% or less, preferably 0.0030% or less, and more preferably 0.0020% or less.
  • the lower the N content the better, so the lower limit of the N content may be 0%.
  • the content is preferably 0.0001% 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 the O content the better, so the lower limit of the O content may be 0%.
  • the content is preferably 0.0001% or more.
  • Ti 0.0040% or less
  • 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.
  • the lower the Ti content the better, so the lower limit of the Ti content may be 0%.
  • the content is preferably 0.0001% 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, even if it is added in excess of 0.20%, the effect is saturated. Therefore, when Sn is added, the Sn content should be 0.20% or less, preferably 0.10% or less. On the other hand, from the viewpoint of increasing the effect of adding Sn, 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, even if it is added in excess of 0.20%, the effect is saturated. Therefore, when Sb is added, the Sb content should be 0.20% or less, preferably 0.10% or less. On the other hand, from the viewpoint of enhancing the effect of adding Sb, 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 increasing the effect of adding Mo, the Mo content is preferably 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 increasing the effect of adding Ca, the Ca content is preferably 0.001% or more.
  • REM 0.05% or less REM (rare earth metal) is a component 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 0.05% or less, preferably 0.03% or less. On the other hand, from the viewpoint of enhancing the effect of adding REM, 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 increasing the effect of adding Mg, 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 increasing the effect of adding Zn, the Zn content is preferably 0.001% or more.
  • the chemical composition of the steel slab may further optionally contain at least one of the elements listed below. All of the elements listed below are optional elements, and therefore the lower limit of their content may be 0%.
  • Nb 0.005% or less
  • Nb is an element that forms fine carbonitrides and increases iron loss.
  • the Nb content should be 0.005% or less, preferably 0.002% or less.
  • the lower the Nb content the better, so the lower limit of the Nb content may be 0%.
  • the content is preferably 0.00001% or more.
  • V 0.02% or less
  • V is an element that forms fine carbonitrides and increases iron loss.
  • the V content should be 0.02% or less, preferably 0.005% or less.
  • the lower the V content the better, so the lower limit of the V content may be 0%.
  • the content is preferably 0.0001% or more.
  • Ta 0.002% or less
  • Ta is an element that forms fine carbonitrides and increases iron loss.
  • the Ta content should be 0.002% or less, preferably 0.001% or less.
  • the lower the Ta content the better, so the lower limit of the Ta content may be 0%.
  • the content is preferably 0.00001% or more.
  • B 0.002% or less
  • B is an element that forms fine nitrides and increases iron loss.
  • the B content should be 0.002% or less, preferably 0.001% or less.
  • the lower the B content the better, so the lower limit of the B content may be 0%.
  • the content is preferably 0.00001% or more.
  • Ga 0.005% or less Ga is an element that forms fine nitrides and increases iron loss.
  • the Ga content should be 0.005% or less, preferably 0.002% or less.
  • the lower the Ga content the better, so the lower limit of the Ga content may be 0%.
  • the content is preferably 0.00001% or more.
  • Pb 0.002% or less
  • Pb is an element that forms fine Pb particles and increases iron loss.
  • the Pb content should be 0.002% or less, preferably 0.001% or less.
  • the lower the Pb content the better, so the lower limit of the Pb content may be 0%.
  • the content is preferably 0.00001% or more.
  • W 0.05% or less W is an element that forms fine carbides and increases iron loss.
  • the W content should be 0.05% or less, preferably 0.02% or less.
  • the lower the W content the better, so the lower limit of the W content may be 0%.
  • the content is preferably 0.00001% or more.
  • Ge 0.05% or less Ge is an element that has the effect of improving magnetic flux density and reducing iron loss. However, when the Ge content exceeds 0.05%, the effect of addition is saturated. Therefore, when Ge is added, the Ge content should be 0.05% or less, preferably 0.01% or less. On the other hand, although the lower limit of the Ge content is not particularly limited, it is preferably 0.0001% or more from the viewpoint of increasing the effect of Ge addition.
  • As 0.05% or less As is an element that has the effect of improving magnetic flux density and reducing iron loss. However, when the As content exceeds 0.05%, the effect of addition is saturated. Therefore, when As is added, the As content should be 0.05% or less, preferably 0.01% or less. On the other hand, although the lower limit of the As content is not particularly limited, it is preferably 0.0001% or more from the viewpoint of enhancing the effect of adding As.
  • Co 0.05% or less
  • Co is an element that has the effect of improving magnetic flux density and reducing iron loss.
  • the Co content exceeds 0.05%, the effect of addition is saturated. Therefore, when Co is added, the Co content should be 0.05% or less, preferably 0.01% or less.
  • the lower limit of the Co content is not particularly limited, it is preferably 0.0001% or more from the viewpoint of increasing the effect of Co addition.
  • a method for producing a hot-rolled steel sheet for a non-oriented electrical steel sheet comprises a continuous casting step of producing a steel slab by a continuous casting method; and a hot rolling step in which the steel slab is successively subjected to rough rolling, reheat treatment, and finish rolling in the hot rolling equipment to form a hot rolled steel sheet.
  • a continuous casting step of producing a steel slab by a continuous casting method comprises a hot rolling step of producing a steel slab by a continuous casting method; and a hot rolling step in which the steel slab is successively subjected to rough rolling, reheat treatment, and finish rolling in the hot rolling equipment to form a hot rolled steel sheet.
  • 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.
  • the thickness of the steel slab is less than 50 mm, the rolling reduction in the hot rolling process becomes too low, and recrystallization cannot be promoted sufficiently.
  • the thickness of the steel slab is thicker than 200 mm, the equipment cost increases.
  • the steel slab manufactured in the continuous casting process is conveyed to a hot rolling facility (conveyance process).
  • the present invention is directed to so-called direct rolling, in which the steel slab is conveyed to hot rolling equipment while maintaining the surface temperature at 800° C. or higher.
  • the steel slab is conveyed so that the surface temperature does not drop below 800° C. from the time it is produced in the continuous casting process to the time it reaches the hot rolling facility.
  • the steel slab obtained in the continuous casting process is subjected to the hot rolling process while being kept at a high temperature of 800°C or higher. Therefore, there is no need to reheat the steel slab before hot rolling, and energy costs can be greatly reduced.
  • the occurrence of ridging is a problem in such direct rolling, in the present invention, the occurrence of ridging can be suppressed by controlling the hot rolling conditions, as will be described later.
  • the steel slab may be heat-treated at a temperature of 1000°C or higher and 1300°C or lower for 60 seconds or more.
  • MnS and AlN are coarsened, and iron loss can be further improved.
  • 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.
  • 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 process under conditions satisfying the following (1) to (4).
  • Temperature rise in the reheating treatment 30°C or higher
  • Rough rolling delivery speed 100 mpm or less
  • direct rolling is excellent from the viewpoint of energy saving, but since the strip threading speed is controlled by the casting speed, the hot rolling speed decreases.
  • the delivery speed of rough rolling is set to 100 mpm or less, preferably 70 mpm or less.
  • such a delivery speed is realized, for example, when a cast steel slab is continuously hot-rolled as it is without being cut. This is because the hot rolling speed is controlled by the casting speed. In contrast, in the conventional process of cutting a steel slab and then hot rolling, the rough hot rolling speed is generally greater than 100 mpm from the standpoint of manufacturing efficiency.
  • the lower limit of the delivery side speed is not particularly limited, but if the delivery side speed is excessively slow, the productivity decreases. Therefore, the delivery speed is preferably 10 mpm or more, more preferably 15 mpm or more.
  • Rolling Reduction in Final Pass of Rough Rolling 45% or More Setting the rolling reduction in the final pass of rough rolling to 45% or more is effective in suppressing ridging. If the rolling reduction is less than 45%, sufficient strain energy is not accumulated in the material and recrystallization is not sufficiently promoted. Therefore, the rolling reduction in the final pass of rough rolling is set to 45% or more, preferably 55% or more.
  • the upper limit of the rolling reduction is not particularly limited, but may be, for example, 80% or less, 75% or less, or 70% or less.
  • the temperature on the delivery side of the rough rolling is not particularly limited, it is preferably 850°C to 1000°C, more preferably 900°C to 950°C.
  • reheat treatment is performed prior to finish hot rolling.
  • the temperature of the material can be raised and the deformation resistance during the finish rolling can be lowered.
  • 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.
  • Average temperature increase rate in reheating treatment 9°C/s or more
  • the average temperature increase rate in the reheating treatment is 9°C/s or more, preferably 12°C/s or more. If the average heating rate is less than 9 ° C./s, the strain accumulated in the material during rough rolling is recovered during heating, so recrystallization is not sufficiently promoted, and significant ridging is suppressed. I can't.
  • the upper limit of the average heating rate is not particularly limited, but if the average heating rate is excessively high, high-output heating equipment is required, resulting in an increase in equipment cost. Therefore, from the viewpoint of equipment cost, it is preferably 100° C./s or less, more preferably 50° C./s or less, and even more preferably 20° C./s or less.
  • Temperature rise in reheating treatment 30°C or more If the temperature rise due to reheating is less than 30°C, recrystallization is not sufficiently promoted and ridging cannot be suppressed. Therefore, in the reheating treatment, the temperature is raised by 30° C. or higher, preferably 50° C. or higher.
  • the upper limit of the temperature rise is not particularly limited, but if the temperature rise exceeds 200°C, the manufacturing cost will increase significantly. Therefore, from the viewpoint of cost, it is preferable to set the temperature rise to 200° C. or less.
  • the heating temperature (ultimate temperature) in the reheating treatment is not particularly limited, but from the viewpoint of further suppressing ridging, it is preferably 1000 to 1200°C.
  • finish rolling is performed.
  • Conditions for finish rolling are not particularly limited, and can be carried out according to a conventional method.
  • the finishing temperature in the hot rolling is not particularly limited, the finishing temperature is preferably 900°C or less from the viewpoint of stabilizing the shape and suppressing oxidation.
  • the lower limit of the finishing temperature is not particularly limited, it is preferably 600° C. or higher.
  • the finished thickness 1.5 mm or less
  • the finished thickness is 1.5 mm or less.
  • the finished thickness is preferably 0.4 mm or more.
  • a hot-rolled steel sheet for a non-oriented electrical steel sheet can be obtained by the above procedure. It is also preferable to coil the obtained hot-rolled steel sheet after the hot-rolling process.
  • the coiling temperature is not particularly limited, but from the viewpoint of stabilizing the shape and suppressing oxidation, the coiling temperature is preferably 700° C. or less.
  • the lower limit of the winding temperature is not particularly limited, it is preferably 400° C. or higher.
  • Number density of inclusions 9/mm 2 or more
  • the number density of inclusions is measured by observing a cross section perpendicular to the rolling direction of the hot-rolled steel sheet with an SEM.
  • the equivalent circle diameter is calculated from the area of the inclusion observed. It is desirable that the area of the observation field is 10 mm 2 or more.
  • Inclusions with a relatively small equivalent circle diameter of 0.3 ⁇ m or more and 1.0 ⁇ m or less serve as nucleation sites when molten steel solidifies, and are thought to contribute to refinement of the slab structure and randomization of the texture. .
  • Inclusions with an equivalent circle diameter of more than 1.0 ⁇ m do not have the effect of suppressing ridging.
  • Inclusions with an equivalent circle diameter of less than 0.3 ⁇ m are excluded because they are difficult to observe and quantify with an SEM.
  • Inclusions having an equivalent circle diameter of less than 0.3 ⁇ m are generally considered to strongly suppress grain boundary migration, and therefore, it is desirable to reduce them as much as possible from the viewpoint of iron loss reduction.
  • the number density is 12/mm 2 or more.
  • the upper limit of the number density is not particularly limited, it is preferably 1000/mm 2 or less, more preferably 600/mm 2 or less, from the viewpoint of suppressing adverse effects on iron loss.
  • 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.
  • the soaking temperature in the hot-rolled sheet annealing is not particularly limited, it is preferably 900 to 1100°C. Similarly, the soaking time is not particularly limited, but it is preferably 1 to 300 sec.
  • the atmosphere in which the hot-rolled sheet is annealed is not particularly specified, and the annealing can be performed in any atmosphere. As the atmosphere, for example, it is preferable to use an atmosphere containing at least one selected from the group consisting of N 2 , H 2 , Ar, CO, CO 2 and H 2 O. N 2 , H 2 , More preferably, an atmosphere consisting of at least one selected from the group consisting of Ar, CO, CO2 , H2O is used.
  • any rolling mill can be used for the cold rolling without particular limitation.
  • the rolling mill either a tandem rolling mill or a reverse rolling mill can be used.
  • the sheet thickness at the entry side in the cold rolling is 0.5 to 3 mm.
  • the plate thickness on the delivery side is preferably 0.1 to 0.5 mm.
  • Warm rolling may be applied from the viewpoint of improving magnetic properties and preventing breakage. For example, it is advantageous to keep the material temperature during rolling below 100-300°C.
  • the soaking temperature in the final annealing is not particularly limited, it is preferably 800 to 1100°C.
  • the soaking time is not particularly limited, but it is preferably 1 to 300 sec.
  • the finish annealing is preferably performed in a non-oxidizing atmosphere.
  • the non-oxidizing atmosphere it is preferable to use, for example, an atmosphere consisting of at least one selected from the group consisting of H 2 , N 2 and Ar.
  • the dew point of the atmosphere is preferably controlled to ⁇ 30° C. or lower.
  • 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: 0.0011%, Si: 3.34%, Al: 0.82%, Mn: 0.45%, Cr: 0.10%, Ni: 0.01%, Cu: 0.03%, P : 0.01%, S: 0.0005%, N: 0.0012%, O: 0.001%, and Ti: 0.0005%, with the balance being Fe and unavoidable impurities.
  • a steel slab with a thickness of 150 mm was produced by a continuous casting process. In the production of the steel slab, the number and size of inclusions were adjusted by adjusting the time from adding the deoxidizing element to the molten steel to casting and the cooling rate of the slab immediately after solidification.
  • the steel slab was transported to the hot rolling equipment.
  • a tunnel-type gas furnace was used, and heat treatment was performed under the conditions shown in Table 1.
  • the steel slab had a surface temperature of 980° C. and a line speed of 4 mpm just before it was introduced into the gas furnace.
  • the thermal insulation treatment was not performed for comparison.
  • the surface temperature of the steel slabs was maintained at 800°C or higher until they were transported to the hot rolling facility.
  • the steel slab was sequentially subjected to rough rolling, reheat treatment, and finish rolling to obtain a hot rolled steel sheet.
  • the thickness was reduced to the thickness shown in Table 1 on the delivery side by four passes of rough rolling.
  • Table 1 shows the delivery speed of the rough rolling and the rolling reduction in the final pass. It was then reheated to 1120° C. using an induction heating device. The average temperature rise rate and temperature rise in the reheating were as shown in Table 1.
  • 5 passes of finish rolling were performed to reduce the thickness to the finish thickness shown in Table 1. After that, the obtained hot-rolled steel sheet was coiled.
  • the material was not cut and was continuously threaded. Under any condition, the cooling conditions were adjusted so that the hot rolling finishing temperature was 900° C. or lower and the coiling temperature was 700° C. or lower.
  • inclusion number density The number density of inclusions having an equivalent circle diameter of 0.3 ⁇ m or more and 1.0 ⁇ m or less in the obtained hot-rolled steel sheet was measured. Specifically, first, the hot-rolled steel sheet was cut to obtain a test piece. Next, the test piece was embedded in a carbon mold, and the surface perpendicular to the direction perpendicular to the rolling direction was observed with an SEM to investigate the size and number of inclusions. The equivalent circle diameter was calculated from the area of each inclusion observed, and the number density of inclusions having an equivalent circle diameter of 0.3 ⁇ m or more and 1.0 ⁇ m or less was determined. The measurement results were as shown in Table 1.
  • a non-oriented electrical steel sheet was produced using the hot-rolled steel sheet. Specifically, first, the hot-rolled steel sheet was subjected to hot-rolled sheet annealing at 1010° C. for 20 seconds to obtain a hot-rolled annealed sheet. Then, the hot-rolled and annealed sheet was cold-rolled to obtain a cold-rolled steel sheet having a final 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 (finish-annealed sheet).
  • the arithmetic mean waviness Wa in the width direction of the non-oriented electrical steel sheet was measured using a contact roughness meter.
  • the iron loss W 10/400 (W/kg) at a magnetic flux density of 1.0 T and a frequency of 400 Hz was measured by the Epstein test. The measurement results are also shown in Table 1.
  • Example 2 Steel slabs having the compositions shown in Tables 2-4 were produced by a continuous casting method. In the production of the steel slab, the number and size of inclusions were adjusted by adjusting the time from adding the deoxidizing element to the molten steel to casting and the cooling rate of the slab immediately after solidification.
  • the steel slab was transported to the hot rolling equipment.
  • a tunnel-type electric furnace was used, and a thermal insulation treatment was performed at 1100° C. for 15 minutes.
  • the steel slab had a surface temperature of 1050° C. and a line speed of 3 mpm immediately before being introduced into the electric furnace.
  • the surface temperature of the steel slabs was maintained at 800°C or higher until they were transported to the hot rolling facility.
  • the steel slab was sequentially subjected to rough rolling, reheat treatment, and finish rolling to obtain a hot rolled steel sheet.
  • the sheet thickness was reduced to 10 mm by four passes of rough rolling.
  • the rolling reduction in the final pass of the rough rolling was set to 58%.
  • a reheating treatment was performed using an induction heating device.
  • the average heating rate in the temperature range from 1010° C. to 1080° C. in the reheating treatment was 14° C./s.
  • 6 passes of finish rolling were performed to reduce the thickness to a finish thickness of 1.2 mm. After that, the obtained hot-rolled steel sheet was coiled.
  • the material was not cut and was continuously threaded. Under any condition, the cooling conditions were adjusted so that the hot rolling finishing temperature was 900° C. or lower and the coiling temperature was 700° C. or lower.
  • the number density of inclusions having an equivalent circle diameter of 0.3 ⁇ m or more and 1.0 ⁇ m or less in the obtained hot-rolled steel sheet was determined in the same manner as in Example 1. The measurement results are shown in Tables 2-4.
  • a non-oriented electrical steel sheet was produced using the above hot-rolled sheet annealing. Specifically, first, the hot-rolled steel sheet was subjected to hot-rolled sheet annealing at 1040° C. for 40 seconds to obtain a hot-rolled annealed sheet. Then, the hot-rolled and annealed sheet was cold-rolled to obtain a cold-rolled steel sheet having a final thickness of 0.25 mm. The cold-rolled steel sheet was subjected to finish annealing at 980° C. for 10 seconds to obtain a non-oriented electrical steel sheet (finish-annealed sheet).

Abstract

低速の熱延プロセスにおいて、Ｓｉ、Ａｌ等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熱延設備に搬送する搬送工程と、前記熱延設備において、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）～（４）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）前記粗圧延の出側速度：１００ｍｐｍ以下 （２）前記粗圧延の最終パスにおける圧下率：４５％以上 （３）前記再加熱処理における平均昇温速度：９℃／ｓ以上 （４）前記再加熱処理における温度上昇：３０℃以上

Description

無方向性電磁鋼板用熱延鋼板の製造方法、無方向性電磁鋼板の製造方法、および無方向性電磁鋼板用熱延鋼板
　本発明は、無方向性電磁鋼板（non-oriented electrical steel sheet）用熱延鋼板の製造方法、無方向性電磁鋼板の製造方法、および無方向性電磁鋼板用熱延鋼板に関する。
　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。このため、板厚を薄くすることや、鋼板の電気抵抗を高める元素であるＳｉ、Ａｌ、Ｍｎの含有量を高めることによって、渦電流損を低減することが指向されている。しかし、板厚の低減および合金元素量の増加は無方向性電磁鋼板の製造コストを著しく増加させるため、低コスト化に対する要求も高まっている。
　無方向性電磁鋼板の低コスト化に関する技術としては、例えば、直送圧延が挙げられる。直送圧延では、連鋳スラブが持つ熱エネルギーを有効に活用することができ、熱間圧延に際して冷えたスラブを再加熱する必要がない。そのため、大幅なエネルギーコストの削減が可能になるとともにＣＯ２削減にもつながる。
　直送圧延を活用した例として、特許文献１では、連続鋳造法によって得た厚さ３０～１４０ｍｍの薄スラブを引き続き熱間圧延して厚さ０．７～４．５ｍｍの熱延鋼板を製造する技術が提案されている。
特開２００２－２０６１１４号公報
　直送圧延による省エネルギー化は、連続鋳造と熱延ミルを一体化した設備、いわゆる薄スラブキャスタ（thin slab caster）を用いることで実現することができる。特許文献１の技術も薄スラブキャスタを用いることで実施可能と考えられる。
　しかし、一部の薄スラブキャスタでは、連続鋳造されたスラブを切断することなく熱延工程へ送り出し、連続的に熱延を行うことで熱延の非定常部を最小化し、歩留まり向上をはかっている。このようなケースでは通板速度が鋳造速度に律速されることになるため、直送圧延ではない従来プロセスに比べて熱延速度、特に粗熱延の速度が著しく低下することになる。
　本発明者らがこのような低速の熱延プロセスを検討したところ、特にＳｉ、Ａｌ等の合金元素を多く含む鋼において、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にリジング（表面のうねり模様）が発生しやすくなることがわかった。
　本発明は、上記の問題を解決することを目的としたものであり、具体的には、低速の熱延プロセスにおいて、鋼が合金元素としてのＳｉおよびＡｌを多く含む場合に生じるリジングを抑制することを目的とする。
　本発明者らは、上記課題を解決するために鋭意検討した結果、粗圧延の最終パスにおける圧下率を高め、粗圧延後の再加熱条件を制御することにより、リジングを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、および
　　Ａｌ：３．０％以下を含有し、
　　ＳｉとＡｌの合計含有量が３．５％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熱延設備に搬送する搬送工程と、
　前記熱延設備において、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）～（４）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）前記粗圧延の出側速度：１００ｍｐｍ以下
（２）前記粗圧延の最終パスにおける圧下率：４５％以上
（３）前記再加熱処理における平均昇温速度：９℃／ｓ以上
（４）前記再加熱処理における温度上昇：３０℃以上
２．前記仕上圧延において、前記熱延鋼板の板厚を１．５ｍｍ以下に圧延する、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．前記鋼スラブの成分組成が、質量％で、
　Ｃ　：０．００５％以下、
　Ｍｎ：３．０％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つをさらに含有し、
　残部がＦｅおよび不可避不純物である、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。
４．前記成分組成が、質量％で、
　Ｎｂ：０．００５％以下、
　Ｖ　：０．０２％以下、
　Ｔａ：０．００２％以下、
　Ｂ　：０．００２％以下、
　Ｇａ：０．００５％以下、
　Ｐｂ：０．００２％以下、
　Ｗ　：０．０５％以下、
　Ｇｅ：０．０５％以下、
　Ａｓ：０．０５％以下、および
　Ｃｏ：０．０５％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３に記載の無方向性電磁鋼板用熱延鋼板の製造方法。
５．上記１～４のいずれか一つ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、を含む無方向性電磁鋼板の製造方法。
６．上記１～４のいずれか一つに記載の無方向性電磁鋼板用熱延鋼板の製造方法によって得られる無方向性電磁鋼板用熱延鋼板であって、
　円相当径が０．３μｍ以上１．０μｍ以下である介在物の個数密度が９個／ｍｍ２以上である、無方向性電磁鋼板用熱延鋼板。
　本発明によれば、ＳｉとＡｌの合計含有量が３．５％以上と高く、かつ粗圧延の出側速度が１００ｍｐｍ以下であるような条件において、リジングを効果的に抑制することができる。したがって、本発明によれば、低消費エネルギープロセスである直送圧延を利用して、低鉄損かつリジングの抑制された無方向性電磁鋼板を製造することが可能となる。したがって、本発明は、持続可能な開発目標（ＳＤＧｓ）の観点からも極めて有効である。
スラブのＳｉとＡｌ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。 粗圧延の最終パスにおける出側速度（ｍｐｍ）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。 再加熱処理における平均昇温速度（℃／ｓ）および粗圧延最終パスの圧下率（％）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。 熱間圧延における仕上厚（ｍｍ）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。 円相当径が０．３μｍ以上１．０μｍ以下である介在物の個数密度（個／ｍｍ２）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。
　以下、本発明の詳細をその限定理由とともに説明する。なお、本明細書および図面において、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。また、通板速度の単位「ｍｐｍ」は、meter per minuteを指す。
（実験１）
　まず、Ｃ：０．００２％、Ｓｉ：１．８～４．０％、Ａｌ：０．２～１．１％、Ｍｎ：０．６％、Ｃｒ：０．０１％、Ｎｉ：０．０１％、Ｃｕ：０．０１％、Ｐ：０．０１％、Ｓ：０．００２％、Ｎ：０．００２％、Ｏ：０．００１％、およびＴｉ：０．００１％を含み、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる成分組成を有する厚さ１３０ｍｍのスラブを真空溶解炉で溶製し、炉内から取り出したのち、スラブ表面温度が８００℃未満にならないように電気炉まで運搬した。前記電気炉において、１１００℃、３０分間の保熱処理を行った後、該電気炉からスラブを取り出して熱間圧延を行い熱延鋼板とした。
　前記熱間圧延においては、まず、粗圧延に相当する４パスの熱間圧延で２０ｍｍ厚まで減厚した後、誘導加熱装置を用いて５℃／ｓで１０００℃から１１００℃まで再加熱し、次いで仕上圧延に相当する６パスで１．２ｍｍ厚まで減厚した。
　上記熱間圧延における、熱延速度は下記２つのいずれかとした。
（１）低速圧延：
　薄スラブキャスタの低速熱延を模擬するため、圧延１パス目の入側速度は５ｍｐｍとし、その後の圧延速度は１３０ｍｍ÷（入側板厚）×５ｍｐｍとした。すなわち、粗圧延の最終パスにおける出側速度は３２．５ｍｐｍである。仕上圧延は全パス２００ｍｐｍとした。
（２）高速圧延：
　一般的な粗熱延を模擬するため、粗圧延は全パス１２０ｍｐｍとした。仕上圧延は全パス２００ｍｐｍとした。
　得られた熱延鋼板に対して、１０５０℃、２０秒間の熱延板焼鈍を施した後、冷間圧延を行って最終板厚０．２５ｍｍの冷延鋼板とした。前記冷延鋼板に９８０℃、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一部には目視でリジング模様が認められたため、接触式粗さ計を用いて、前記無方向性電磁鋼板の幅方向における算術平均うねりＷａを測定した。
　図１は、測定されたＷａ（μｍ）と、スラブのＳｉとＡｌの合計含有量との関係を示すグラフである。なお、以下の説明では、スラブのＳｉ含有量を［Ｓｉ］、スラブのＡｌ含有量を［Ａｌ］、スラブのＳｉとＡｌの合計含有量を［Ｓｉ］＋［Ａｌ］と、それぞれ表記する。
　図１に示したように、［Ｓｉ］＋［Ａｌ］が３．５％以上のとき、低速圧延条件でＷａが顕著に上昇している。このＷａの上昇は、リジングが発生したことを表している。そこで、リジングが発生したサンプルの熱延板焼鈍後の組織を確認したところ、再結晶率が低くなっていた。この結果から、ＳｉおよびＡｌを多く含むスラブを低速で熱延した場合、熱延板焼鈍での再結晶が十分進行せず、その後の冷間圧延でリジングが生じることが分かる。
　また、［Ｓｉ］＋［Ａｌ］＝３．９２％の鋼スラブを使用し、粗圧延の最終パスにおける出側速度を変更した結果を図２に示す。粗圧延の最終パスにおける出側速度が１００ｍｐｍ以下のとき、最終的に得られた無方向性電磁鋼板でリジングが発生する傾向があった。
（実験２）
　次に、発明者らは、粗圧延の最終パスにおける出側速度が低速である場合に発生するリジングを抑制するため、粗圧延のパススケジュールと粗圧延後再加熱の加熱速度に着目し、以下の実験を行った。
　Ｃ：０．００２％、Ｓｉ：３．３１％、Ａｌ：０．８２％、Ｍｎ：０．４５％、Ｃｒ：０．０５％、Ｎｉ：０．０３％、Ｃｕ：０．０５％、Ｐ：０．０１％、Ｓ：０．００２％、Ｎ：０．００２％、Ｏ：０．００１％、およびＴｉ：０．００１％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる成分組成を有する厚さ１３０ｍｍのスラブを真空溶解炉で溶製し、炉内から取り出した後、スラブ表面温度が８００℃未満にならないように電気炉まで運搬した。前記電気炉において、１１００℃、３０分間の保熱処理を行った後、該電気炉からスラブを取り出して熱間圧延を行い熱延鋼板とした。
　前記熱間圧延においては、まず、粗圧延に相当する４パスで２０ｍｍ厚まで減厚した後、誘導加熱装置を用いて１０００℃から１１００℃まで再加熱し、ついで仕上圧延に相当する６パスで１．２ｍｍ厚まで減厚した。その際、前記粗圧延の最終パスにおける圧下率と前記再加熱処理における平均昇温速度を種々変更した。
　ここで、薄スラブキャスタの低速熱延を模擬するため、粗圧延１パス目の入側速度は５ｍｐｍとし、その後の圧延速度は１３０ｍｍ÷（入側板厚）×５ｍｐｍとした。仕上圧延は全パス２００ｍｐｍとした。
　得られた熱延鋼板に対して、１０４０℃、３０秒間の熱延板焼鈍を施した後、冷間圧延を行って最終板厚０．２５ｍｍの冷延鋼板とした。前記冷延鋼板に９８０℃、１５秒間の仕上焼鈍を施して無方向性電磁鋼板を得た。接触式粗さ計を用いて、前記無方向性電磁鋼板の幅方向における算術平均うねりＷａを測定した。
　前記再加熱処理における平均昇温速度および粗圧延最終パスの圧下率がＷａに及ぼす影響を図３に示す。図３から分かるように、粗圧延最終パスの圧下率を４５％以上、かつ再加熱時の平均昇温速度を９℃／ｓ以上としたとき、リジングの発生が抑制されている。
　上記実験１、２の結果より、粗圧延の最終パスの圧下率を高めること、および粗圧延後の再加熱における平均昇温速度を高めることによりリジングを抑制できることがわかる。
　リジングが抑制されるメカニズムは次のように推定される。まず、粗圧延の最終パスで大圧下を行うことにより、材料内に歪エネルギーが蓄積される。その後、急速加熱を行うことにより、加熱途中の回復（recovery）が抑制され、再結晶が効果的に促進されることで集合組織がランダム化し、かつ結晶粒が微細化する。仕上圧延前の組織を微細化することで、仕上圧延中も再結晶および集合組織のランダム化が促進されると考えられる。熱延完了時点で材料の再結晶を完全に完了させることはできないが、上記効果によってリジングの原因となる粗大な鋳造組織がある程度破壊される。そしてその結果、集合組織がランダム化し、熱延板焼鈍における再結晶が促進されるとともに、冷間圧延でのリジング模様の形成が抑制されると考えられる。
（実験３）
　次に、発明者らは熱間圧延における仕上厚がリジングに及ぼす影響に注目し、これを確認するために以下の実験を行った。なお、ここで「仕上厚」とは、熱間圧延工程において、仕上圧延が完了した時点の板厚、すなわち、得られた熱延鋼板の板厚を指す。
　Ｃ：０．００２％、Ｓｉ：３．１２％、Ａｌ：０．８３％、Ｍｎ：０．５６％、Ｃｒ：０．０１％、Ｎｉ：０．０２％、Ｃｕ：０．０３％、Ｐ：０．０１％、Ｓ：０．００２％、Ｎ：０．００２％、Ｏ：０．００１％、およびＴｉ：０．００１％を含み、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる成分組成を有する厚さ１２０ｍｍのスラブを真空溶解炉で溶製し、炉内から取り出したのち、スラブ表面温度が８００℃未満にならないように電気炉まで運搬した。前記電気炉において、１１００℃、３０分間の保熱処理を行ったのち、該電気炉からスラブを取り出して熱間圧延を行い熱延鋼板とした。
　前記熱間圧延においては、粗圧延に相当する４パスで１５ｍｍ厚まで減厚したのち、誘導加熱装置を用いて９９０℃から１１００℃まで再加熱し、ついで仕上圧延に相当する６パスで目標板厚まで減厚した。ここで、薄スラブキャスタの低速熱延を模擬するため、粗圧延１パス目の入側速度は５ｍｐｍとし、その後の圧延速度は１３０ｍｍ÷（入側板厚）×５ｍｐｍとした。仕上熱延は全パス２００ｍｐｍとした。
　得られた熱延鋼板に対して、１０１０℃、３０秒間の熱延板焼鈍を施した後、冷間圧延を行って最終板厚０．２５ｍｍの冷延鋼板とした。前記冷延鋼板に９８０℃、３０秒間の仕上焼鈍を施して無方向性電磁鋼板を得た。接触式粗さ計を用いて、前記無方向性電磁鋼板の幅方向における算術平均うねりＷａを測定した。
　熱間圧延における仕上厚がＷａに及ぼす影響を図４に示す。図４に示した結果から、仕上圧延において、前記熱延鋼板の板厚を１．５ｍｍ以下に圧延した場合に、リジングがさらに改善することが分かる。
（実験４）
　次に、発明者らは介在物がリジングに及ぼす影響に注目し、これを確認するために以下の実験を行った。
　Ｃ：０．００２％、Ｓｉ：３．５１％、Ａｌ：１．２３％、Ｍｎ：１．０２％、Ｃｒ：０．０５％、Ｎｉ：０．０８％、Ｃｕ：０．１１％、Ｐ：０．０１％、Ｓ：０．００２％、Ｎ：０．００２％、Ｏ：０．００１％、およびＴｉ：０．００１％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる成分組成を有する厚さ１２０ｍｍのスラブを真空溶解炉で溶製した。その際、合金元素を投入してから出湯までの時間および鋳型の厚さを調整することで、介在物が浮上する量や析出密度を変更し、鋼中に残存する介在物のサイズおよび個数密度を変化させた。
　赤熱状態のスラブを炉内から取り出したのち、スラブ表面温度が８００℃未満にならないように電気炉まで運搬した。前記電気炉において、１１００℃、３０分間の保熱処理を行った後、該電気炉からスラブを取り出して熱間圧延を行い熱延鋼板とした。
　前記熱間圧延においては、粗圧延に相当する４パスで１０ｍｍ厚まで減厚したのち、誘導加熱装置を用いて９８０℃から１１００℃まで再加熱し、ついで仕上圧延に相当する６パスで１．２ｍｍ厚まで減厚した。ここで、薄スラブキャスタの低速熱延を模擬するため、圧延１パス目の入側速度は５ｍｐｍとし、その後の圧延速度は１３０ｍｐｍ÷（入側板厚）×５ｍｐｍとした。
　得られた熱延鋼板の一部を切断してカーボンモールドに埋め込み、サンプルを作成した。走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて前記サンプルの圧延直角方向に垂直な面を観察し、介在物のサイズおよび個数を調査した。
　次いで、得られた熱延鋼板に対して１０４０℃、３０秒間の熱延板焼鈍を施した後、冷間圧延を行って最終板厚０．２５ｍｍの冷延鋼板とした。前記冷延鋼板に９８０℃、１５秒間の仕上焼鈍を施して無方向性電磁鋼板を得た。接触式粗さ計を用いて、前記無方向性電磁鋼板の幅方向における算術平均うねりＷａを測定した。
　本発明者らが介在物とリジングの関係を調べたところ、比較的小さいサイズの介在物が多い場合にリジングの発生が抑制されることがわかった。熱延鋼板における円相当径が０．３μｍ以上１．０μｍ以下である介在物の個数密度と、Ｗａとの関係を図５に示す。前記介在物の個数密度が９個／ｍｍ２以上のとき、リジングがさらに改善する傾向が見られた。
　上記実験３、４の結果より、熱間圧延の仕上厚を薄くすること、および比較的小さなサイズの介在物を含有させることにより、リジングをさらに抑制できることが分かる。
　熱間圧延の仕上厚を薄くすることは、板厚中心まで熱延のせん断歪を導入し、再結晶をさらに促進する効果があると考えられる。また、比較的小さな介在物に関しては、溶鋼が凝固する際の核生成サイトとなり、スラブ組織の微細化や集合組織のランダム化に寄与していると考えられる。これら小さい介在物の多くは酸化物であるのに対し、大きな介在物は主にＡｌＮやＭｎＳである。そのため、大きな介在物は溶鋼が凝固する際には析出しておらず、リジングの改善には寄与しないと推定される。
　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、好ましくは２．５％以上とする。一方、Ｓｉ含有量が５．０％を超えると冷間圧延による工業生産が難しくなるため、Ｓｉ含有量は５．０％以下、好ましくは４．０％以下とする。
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％を超えると連続鋳造時に割れが起こりやすくなる。そのため、Ａｌ含有量は３．０％以下、好ましくは１．５％以下とする。一方、Ａｌ含有量の下限は特に限定されないが、過度の低減は製造コストの増加を招くことから、Ａｌ含有量は０．００００１％以上とすることが好ましい。磁気特性の観点からは、０．３％以上とすることが好ましい。ただし、磁束密度を重視する場合には、Ａｌ含有量を０．００２％以下とすることが好ましい。
ＳｉとＡｌの合計含有量：３．５％以上
　鋼板の固有抵抗を高め、鉄損を低減するという観点からは、Ｓｉ含有量およびＡｌ含有量を高くすることが望ましいが、図１で示したように、ＳｉとＡｌの合計含有量が３．５％以上になると熱延板焼鈍での再結晶が抑制されてリジングが発生しやすくなる。しかし、本発明においては、所定の条件で熱間圧延を行うことにより、ＳｉとＡｌの合計含有量が３．５％以上であってもリジングを抑制することができる。そのため、本発明においては、ＳｉとＡｌの合計含有量を３．５％以上とする。
　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、および
　Ａｌ：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、
　ＳｉとＡｌの合計含有量が３．５％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、ＳｉおよびＡｌに加え、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。その場合、前記成分組成の残部はＦｅおよび不可避不純物である。なお、以下に挙げる元素はいずれも任意添加元素であり、したがってその含有量の下限は０％であってよい。
Ｃ：０．００５％以下
　Ｃを添加する場合、磁気時効防止の観点から、Ｃ含有量を０．００５％以下とする。一方、Ｃ含有量を低減しすぎると磁束密度が低下する。そのため、磁束密度の低下を防止するという観点からは、Ｃ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。
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％を超えると炭化物が析出して鉄損がかえって高くなる。そのため、Ｍｎを添加する場合、Ｍｎ含有量は３．０％以下、好ましくは２．０％以下とする。一方、熱延での熱間脆性を回避する観点からは、Ｍｎ含有量を０．０５％以上とすることが好ましい。磁気特性の観点からは、Ｍｎ含有量を０．３％以上とすることがより好ましい。
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て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含有量の下限はとくに限定されないが、Ｃｒの添加効果を高めるという観点からは、０．００５％以上とすることが好ましい。
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含有量の下限はとくに限定されないが、Ｎｉの添加効果を高めるという観点からは、０．００５％以上とすることが好ましい。
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含有量の下限はとくに限定されないが、Ｃｕの添加効果を高めるという観点からは、０．００５％以上とすることが好ましい。
Ｐ：０．２％以下
　Ｐは鋼板の強度調整に用いる元素である。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含有量を０．２％以下とする。高強度化と脆化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含有量の下限はとくに限定されないが、Ｐの添加効果を高めるという観点からは、０．００５％以上とすることが好ましい。
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、さらに好ましくは０．００１０％以下とする。一方、磁気特性の観点からは、Ｓ含有量は低ければ低いほどいため、Ｓ含有量の下限は０％であってよい。しかし、過度の低減は製造コストの増加を招くため、コストの観点からは０．０００１％以上とすることが好ましい。
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、さらに好ましくは０．００２０％以下とする。一方、磁気特性の観点からは、Ｎ含有量は低ければ低いほどいため、Ｎ含有量の下限は０％であってよい。しかし、過度の低減は製造コストの増加を招くため、コストの観点からは０．０００１％以上とすることが好ましい。
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、さらに好ましくは０．００１０％以下とする。一方、磁気特性の観点からは、Ｏ含有量は低ければ低いほどいため、Ｏ含有量の下限は０％であってよい。しかし、過度の低減は製造コストの増加を招くため、コストの観点からは０．０００１％以上とすることが好ましい。
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、さらに好ましくは０．００１０％以下とする。一方、磁気特性の観点からは、Ｔｉ含有量は低ければ低いほどいため、Ｔｉ含有量の下限は０％であってよい。しかし、過度の低減は製造コストの増加を招くため、コストの観点からは０．０００１％以上とすることが好ましい。
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。そのため、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、Ｓｎの添加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。そのため、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、Ｓｂの添加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、Ｍｏの添加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、Ｃａの添加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、鉄損を低減させる成分である。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０．０５％以下、好ましくは０．０３％以下とする。一方、ＲＥＭの添加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、Ｍｇの添加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、Ｚｎの添加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。
　上記鋼スラブの成分組成は、以下に挙げる元素の少なくとも１つをさらに任意に含有することができる。なお、以下に挙げる元素はいずれも任意添加元素であり、したがってその含有量の下限は０％であってよい。
Ｎｂ：０．００５％以下
　Ｎｂは微細な炭窒化物を形成し、鉄損を増加させる元素である。特に、Ｎｂ含有量が０．００５％を超えると悪影響が顕著になる。そのため、Ｎｂを添加する場合、Ｎｂ含有量は０．００５％以下、好ましくは０．００２％以下とする。一方、磁気特性の観点からは、Ｎｂ含有量は低ければ低いほどいため、Ｎｂ含有量の下限は０％であってよい。しかし、過度の低減は製造コストの増加を招くため、コストの観点からは０．００００１％以上とすることが好ましい。
Ｖ：０．０２％以下
　Ｖは微細な炭窒化物を形成し、鉄損を増加させる元素である。特に、Ｖ含有量が０．０２％を超えると悪影響が顕著になる。そのため、Ｖが含有される場合、Ｖ含有量は０．０２％以下、好ましくは０．００５％以下とする。一方、磁気特性の観点からは、Ｖ含有量は低ければ低いほどいため、Ｖ含有量の下限は０％であってよい。しかし、過度の低減は製造コストの増加を招くため、コストの観点からは０．０００１％以上とすることが好ましい。
Ｔａ：０．００２％以下
　Ｔａは微細な炭窒化物を形成し、鉄損を増加させる元素である。特に、Ｔａ含有量が０．００２％を超えると悪影響が顕著になる。そのため、Ｔａが含有される場合、Ｔａ含有量は０．００２％以下、好ましくは０．００１％以下とする。一方、磁気特性の観点からは、Ｔａ含有量は低ければ低いほどいため、Ｔａ含有量の下限は０％であってよい。しかし、過度の低減は製造コストの増加を招くため、コストの観点からは０．００００１％以上とすることが好ましい。
Ｂ：０．００２％以下
　Ｂは微細な窒化物を形成し、鉄損を増加させる元素である。特に、Ｂ含有量が０．００２％を超えると悪影響が顕著になる。そのため、Ｂが含有される場合、Ｂ含有量は０．００２％以下、好ましくは０．００１％以下とする。一方、磁気特性の観点からは、Ｂ含有量は低ければ低いほどいため、Ｂ含有量の下限は０％であってよい。しかし、過度の低減は製造コストの増加を招くため、コストの観点からは０．００００１％以上とすることが好ましい。
Ｇａ：０．００５％以下
　Ｇａは微細な窒化物を形成し、鉄損を増加させる元素である。特に、Ｇａ含有量が０．００５％を超えると悪影響が顕著になる。そのため、Ｇａが含有される場合、Ｇａ含有量は０．００５％以下、好ましくは０．００２％以下とする。一方、磁気特性の観点からは、Ｇａ含有量は低ければ低いほどいため、Ｇａ含有量の下限は０％であってよい。しかし、過度の低減は製造コストの増加を招くため、コストの観点からは０．００００１％以上とすることが好ましい。
Ｐｂ：０．００２％以下
　Ｐｂは微細なＰｂ粒子を形成し、鉄損を増加させる元素である。特に、Ｐｂ含有量が０．００２％を超えると悪影響が顕著になる。そのため、Ｐｂが含有される場合、Ｐｂ含有量は０．００２％以下、好ましくは０．００１％以下とする。一方、磁気特性の観点からは、Ｐｂ含有量は低ければ低いほどいため、Ｐｂ含有量の下限は０％であってよい。しかし、過度の低減は製造コストの増加を招くため、コストの観点からは０．００００１％以上とすることが好ましい。
Ｗ：０．０５％以下
　Ｗは微細な炭化物を形成し、鉄損を増加させる元素である。特に、Ｗ含有量が０．０５％を超えると悪影響が顕著になる。そのため、Ｗが含有される場合、Ｗ含有量は０．０５％以下、好ましくは０．０２％以下とする。一方、磁気特性の観点からは、Ｗ含有量は低ければ低いほどいため、Ｗ含有量の下限は０％であってよい。しかし、過度の低減は製造コストの増加を招くため、コストの観点からは０．００００１％以上とすることが好ましい。
Ｇｅ：０．０５％以下
　Ｇｅは、磁束密度を向上させ、鉄損を低減する効果を有する元素である。しかし、Ｇｅ含有量が０．０５％を超えると添加効果が飽和する。そのため、Ｇｅを添加する場合、Ｇｅ含有量を０．０５％以下、好ましくは０．０１％以下とする。一方、Ｇｅ含有量の下限はとくに限定されないが、Ｇｅの添加効果を高めるという観点からは、０．０００１％以上とすることが好ましい。
Ａｓ：０．０５％以下
　Ａｓは、磁束密度を向上させ、鉄損を低減する効果を有する元素である。しかし、Ａｓ含有量が０．０５％を超えると添加効果が飽和する。そのため、Ａｓを添加する場合、Ａｓ含有量を０．０５％以下、好ましくは０．０１％以下とする。一方、Ａｓ含有量の下限はとくに限定されないが、Ａｓの添加効果を高めるという観点からは、０．０００１％以上とすることが好ましい。
Ｃｏ：０．０５％以下
　Ｃｏは、磁束密度を向上させ、鉄損を低減する効果を有する元素である。しかし、Ｃｏ含有量が０．０５％を超えると添加効果が飽和する。そのため、Ｃｏを添加する場合、Ｃｏ含有量を０．０５％以下、好ましくは０．０１％以下とする。一方、Ｃｏ含有量の下限はとくに限定されないが、Ｃｏの添加効果を高めるという観点からは、０．０００１％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熱延設備に搬送する搬送工程と、前記熱延設備において、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、熱延工程における圧下率が低くなりすぎるため、再結晶を十分促進することができない。一方、鋼スラブの厚みが２００ｍｍより厚いと、設備コストが高くなる。
・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、熱延設備に搬送する（搬送工程）。本発明はいわゆる直送圧延を対象としており、この搬送工程では、前記鋼スラブは表面温度を８００℃以上に維持したまま熱延設備へ搬送される。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熱延設備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。
　本発明では、連続鋳造工程で得られた鋼スラブの温度を８００℃以上という高温に保ったまま熱延工程に供する。そのため、熱延前に鋼スラブを再加熱する必要がなく、エネルギーコストを大幅に削減することができる。このような直送圧延ではリジングの発生が問題となるが、本発明では後述するように、熱延条件を制御することによってリジングの発生を抑制することができる。
　なお、熱延を行う前に鋼スラブを１０００℃以上１３００℃以下の温度で、６０秒以上保持する保熱処理を行ってもよい。前記保熱処理を行うことにより、ＭｎＳやＡｌＮを粗大化させ、鉄損をさらに改善することができる。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。
・熱間圧延
　次いで、前記熱延設備において、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）～（４）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）前記粗圧延の出側速度：１００ｍｐｍ以下
（２）前記粗圧延の最終パスにおける圧下率：４５％以上
（３）前記再加熱処理における平均昇温速度：９℃／ｓ以上
（４）前記再加熱処理における温度上昇：３０℃以上
粗圧延の出側速度：１００ｍｐｍ以下
　上述したように直送圧延は省エネルギーの観点で優れるものの、通板速度が鋳造速度に律速されることになるため、熱延速度が低下する。そして、上記実験１で示したように、粗圧延の最終パスにおける出側速度が１００ｍｐｍ以下になるとリジングの発生が顕著となる。しかし、本発明では粗圧延の最終パスにおける圧下率および再加熱処理条件を制御することにより、粗圧延の出側速度が１００ｍｐｍ以下であってもリジングを抑制することができる。そのため、本発明では粗圧延の出側速度を１００ｍｐｍ以下、好ましくは７０ｍｐｍ以下とする。これにより、本発明では消費エネルギーの削減とリジングの抑制を両立することができる。
　なお、このような出側速度は、例えば、鋳造した鋼スラブを切断せずにそのまま連続的に熱間圧延する場合に実現される。これは熱延の速度が鋳造の速度に律速されるためである。これに対して、鋼スラブを切断してから熱間圧延する従来のプロセスにおいては、一般的に製造効率の観点から粗熱延の速度は１００ｍｐｍ超とされる。
　一方、前記出側速度の下限はとくに限定されないが、出側速度が過度に遅いと生産性が低下する。そのため、前記出側速度は、１０ｍｐｍ以上であることが好ましく、１５ｍｐｍ以上であることがより好ましい。
粗圧延の最終パスにおける圧下率：４５％以上
　粗圧延の最終パスにおける圧下率を４５％以上とすることがリジングの抑制に有効である。前記圧下率が４５％未満の場合、材料に十分な歪エネルギーが蓄積されず、再結晶が十分に促進されない。そのため、粗圧延の最終パスにおける圧下率を４５％以上、好ましくは５５％以上とする。一方、前記圧下率の上限はとくに限定されないが、例えば、８０％以下であってよく、７５％以下であってよく、７０％以下であってよい。
　なお、前記粗圧延の出側温度は特に限定されないが、８５０℃～１０００℃とすることが好ましく、９００℃～９５０℃とすることがより好ましい。
　上記粗圧延の後、仕上熱延に先だって再加熱処理を行う。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ができる。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。
再加熱処理における平均昇温速度：９℃／ｓ以上
　リジングを抑制するために、上記再加熱処理における平均昇温速度を９℃／ｓ以上、好ましくは１２℃／ｓ以上とする。前記平均昇温速度が９℃／ｓ未満であると、粗圧延において材料中に蓄積された歪みが加熱中に回復してしまうため、再結晶が十分に促進されず、リジングが顕著を抑制することができない。一方、前記平均昇温速度の上限は特に限定されないが、平均昇温速度を過度に高くすると、大出力の加熱設備が必要となるため、設備コストが増加する。そのため、設備コストの観点からは、１００℃／ｓ以下とすることが好ましく、５０℃／ｓ以下とすることがより好ましく、２０℃／ｓ以下とすることがさらに好ましい。
再加熱処理における温度上昇：３０℃以上
　再加熱による温度上昇が３０℃未満の場合、再結晶が十分に促進されず、リジングを抑制することができない。そのため、前記再加熱処理においては、３０℃以上、好ましくは５０℃以上、温度を上昇させる。温度上昇の上限は特に限定されないが、温度上昇が２００℃より大きいと製造コストの増加が顕著となる。そのため、コストの観点からは温度上昇を２００℃以下とすることが好ましい。
　前記再加熱処理における加熱温度（到達温度）は特に限定されないが、リジングをより一層抑制するという観点からは、１０００～１２００℃とすることが好ましい。
　上記再加熱処理の後、仕上圧延を行う。仕上圧延の条件は特に限定されず、常法に従って行うことができる。
　上記熱間圧延における仕上温度は特に限定されないが、形状の安定化や酸化を抑制する観点から、仕上温度は９００℃以下とすることが好ましい。一方、仕上温度の下限値についてもとくに限定されないが、６００℃以上とすることが好ましい。
仕上厚：１．５ｍｍ以下
　また、上記仕上圧延においては、最終的に得られる熱延鋼板の板厚（仕上厚）が１．５ｍｍ以下となるよう圧延を行うことが好ましい。仕上厚を１．５ｍｍ以下とすることにより、熱延の際に十分なせん断歪が板厚中心まで導入され、再結晶がさらに促進される結果、リジングをさらに抑制することができる。前記仕上厚は、１．３ｍｍ以下とすることがより好ましい。一方、仕上厚の下限についても、特に限定されないが、仕上厚が過度に薄いと熱延コイルが長くなりすぎるため、熱延板焼鈍や酸洗ラインの通板コストが高くなる。そのため、仕上厚は０．４ｍｍ以上とすることが好ましい。
　以上の手順により、無方向性電磁鋼板用熱延鋼板を得ることができる。なお、上記熱間圧延工程の後、得られた熱延鋼板をコイル状に巻取ることも好ましい。その際、巻取温度は特に限定されないが、形状の安定化や酸化を抑制する観点からは、巻取温度を７００℃以下とすることが好ましい。一方、巻取温度の下限についてもとくに限定されないが、４００℃以上とすることが好ましい。
介在物の個数密度：９個／ｍｍ２以上
　上記熱延鋼板においては、円相当径が０．３μｍ以上１．０μｍ以下である介在物の個数密度を９個／ｍｍ２以上とすることにより、さらにリジングを抑制することができる。ここで、前記介在物の個数密度は、熱延鋼板の圧延直角方向に垂直な断面をＳＥＭで観察することによって測定する。前記測定においては、観察された介在物の面積から円相当径（直径）を算出する。観察視野の面積は１０ｍｍ２以上とすることが望ましい。
　円相当径が０．３μｍ以上１．０μｍ以下と比較的小さい介在物は、溶鋼が凝固する際の核生成サイトとなり、スラブ組織の微細化や集合組織のランダム化に寄与していると考えられる。円相当径が１．０μｍ超の介在物はリジング抑制の効果を持たない。また、円相当径が０．３μｍ未満の介在物はＳＥＭで観察・定量化することが困難であるため除外する。なお、一般的に、円相当径が０．３μｍ未満の介在物は粒界移動を強く抑制すると考えられるため、鉄損低減の観点から極力低減することが望ましい。
　前記個数密度は１２個／ｍｍ２以上とすることがより好ましい。一方、前記個数密度の上限は特に限定されないが、鉄損への悪影響を抑制する観点から１０００個／ｍｍ２以下とすることが好ましく、６００個／ｍｍ２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。
　前記熱延板焼鈍における均熱温度はとくに限定されないが、９００～１１００℃とすることが好ましい。同様に均熱時間についてもとくに限定されないが、１～３００ｓｅｃとすることが好ましい。前記熱延板焼鈍の雰囲気は特に規定されず、任意の雰囲気で行うことができる。前記雰囲気としては、例えば、Ｎ２、Ｈ２、Ａｒ、ＣＯ、ＣＯ２、Ｈ２Ｏからなる群より選択される少なくとも１つを含有する雰囲気を使用することが好ましく、Ｎ２、Ｈ２、Ａｒ、ＣＯ、ＣＯ２、Ｈ２Ｏからなる群より選択される少なくとも１つからなる雰囲気を使用することがより好ましい。
　前記冷間圧延には、とくに限定されることなく任意の圧延機を用いることができる。前記圧延機としては、タンデム圧延機、リバース圧延機のいずれも用いることができる。前記冷間圧延における入側における板厚は０．５～３ｍｍとすることが好ましい。また、出側における板厚は０．１～０．５ｍｍとすることが好ましい。磁気特性向上や破断防止の観点から、温間圧延を適用してもよい。例えば、圧延中の材料温度を１００～３００℃以下とすることが有利である。
　前記仕上焼鈍における均熱温度はとくに限定されないが、８００～１１００℃とすることが好ましい。同様に、均熱時間についてもとくに限定されないが、１～３００ｓｅｃとすることが好ましい。前記仕上焼鈍は、材料の酸化を抑制する観点から、非酸化性雰囲気で行うことが好ましい。前記非酸化性雰囲気としては、例えば、Ｈ２、Ｎ２、およびＡｒからなる群より選択される少なくとも１つからなる雰囲気を用いることが好ましい。また、前記雰囲気の露点は－３０℃以下に管理することが好ましい。
　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：０．００１１％、Ｓｉ：３．３４％、Ａｌ：０．８２％、Ｍｎ：０．４５％、Ｃｒ：０．１０％、Ｎｉ：０．０１％、Ｃｕ：０．０３％、Ｐ：０．０１％、Ｓ：０．０００５％、Ｎ：０．００１２％、Ｏ：０．００１％、およびＴｉ：０．０００５％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる成分組成を有する厚さ１５０ｍｍの鋼スラブを連続鋳造法により製造した。前記鋼スラブの製造においては、溶鋼に脱酸元素を添加してから鋳込みまでの時間および凝固直後のスラブの冷却速度を調整することで、介在物の個数およびサイズを調整した。
　その後、前記鋼スラブを熱延設備に搬送した。前記搬送においては、トンネル式のガス炉を使用し、表１に示す条件で保熱処理を行った。前記ガス炉に導入する直前における鋼スラブの表面温度は９８０℃、ライン速度は４ｍｐｍであった。なお、一部の実施例においては、比較のため保熱処理を行わなかった。すべての実施例において、前記鋼スラブの表面温度は、熱延設備に搬送されるまでの間、８００℃以上に維持されていた。
　次いで、前記熱延設備において、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した。具体的には、まず、４パスの粗圧延で、表１に示した出側板厚まで減厚した。前記粗圧延の出側速度およびの最終パスにおける圧下率は表１に示したとおりとした。次いで、誘導加熱装置を用いて１１２０℃まで再加熱した。前記再加熱における平均昇温速度および温度上昇は表１に示したとおりとした。次いで、５パスの仕上圧延を行い、表１に示した仕上厚まで減厚した。その後、得られた熱延鋼板をコイル状に巻取った。
　上記連続鋳造から熱延後の巻取りが完了するまでの間、材料は切断せず、連続的に通板を行った。いずれの条件においても、熱延仕上温度は９００℃以下、巻取り温度は７００℃以下になるように冷却条件を調整した。
（介在物個数密度）
　得られた熱延鋼板における円相当径が０．３μｍ以上１．０μｍ以下である介在物の個数密度を測定した。具体的には、まず、前記熱延鋼板を切断して試験片を採取した。次いで、前記試験片をカーボンモールドに埋め込み、ＳＥＭで圧延直角方向に垂直な面を観察し、介在物のサイズおよび個数を調査した。観察された個々の介在物の面積から円相当径を計算し、円相当径が０．３μｍ以上１．０μｍ以下である介在物の個数密度を求めた。測定結果は表１に示したとおりであった。
　次に、上記熱延鋼板を用いて無方向性電磁鋼板を製造した。具体的には、まず前記熱延鋼板に対して１０１０℃、２０秒間の熱延板焼鈍を施して熱延焼鈍板とした。次いで、前記熱延焼鈍板を冷間圧延して最終板厚０．２０ｍｍの冷延鋼板を得た。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（仕上焼鈍板）を得た。
　リジングの発生を評価するため、接触式粗さ計を用いて前記無方向性電磁鋼板の幅方向における算術平均うねりＷａを測定した。また、磁気特性を評価するため、エプスタイン試験により磁束密度：１．０Ｔ、周波数４００Ｈｚにおける鉄損Ｗ１０／４００（Ｗ／ｋｇ）を測定した。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では、鉄損が良好であるとともに、Ｗａが１．０μｍ以下と低く、リジングが抑制されていた。なお、ここでは鉄損Ｗ１０／４００（Ｗ／ｋｇ）が２８×最終板厚（ｍｍ）＋５．５以下である場合、鉄損が良好であるとした。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
（実施例２）
　表２～４に示す成分を有する鋼スラブを連続鋳造法により製造した。前記鋼スラブの製造においては、溶鋼に脱酸元素を添加してから鋳込みまでの時間および凝固直後のスラブの冷却速度を調整することで、介在物の個数およびサイズを調整した。
　その後、前記鋼スラブを熱延設備に搬送した。前記搬送においては、トンネル式の電気炉を使用し、１１００℃×１５ｍｉｎの保熱処理を行った。前記電気炉に導入する直前における鋼スラブの表面温度は１０５０℃、ライン速度は３ｍｐｍであった。すべての実施例において、前記鋼スラブの表面温度は、熱延設備に搬送されるまでの間、８００℃以上に維持されていた。
　次いで、前記熱延設備において、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した。具体的には、まず４パスの粗圧延で板厚１０ｍｍまで減厚した。前記粗圧延の最終パスにおける圧下率は５８％とした。その後、誘導加熱装置を用いて再加熱処理を行った。前記再加熱処理における、１０１０℃から１０８０℃までの温度域における平均昇温速度は１４℃／ｓであった。次いで、６パスの仕上圧延を行い、仕上厚１．２ｍｍまで減厚した。その後、得られた熱延鋼板をコイル状に巻取った。
　上記連続鋳造から熱延後の巻取りが完了するまでの間、材料は切断せず、連続的に通板を行った。いずれの条件においても、熱延仕上温度は９００℃以下、巻取り温度は７００℃以下になるように冷却条件を調整した。
　得られた熱延鋼板における、円相当径が０．３μｍ以上１．０μｍ以下である介在物の個数密度を、実施例１と同様の方法で求めた。測定結果を表２～４に示した。
　次に、上記熱延板焼鈍を用いて無方向性電磁鋼板を製造した。具体的には、まず前記熱延鋼板に対して１０４０℃、４０秒間の熱延板焼鈍を施して熱延焼鈍板とした。次いで、前記熱延焼鈍板を冷間圧延して最終板厚０．２５ｍｍの冷延鋼板を得た。前記冷延鋼板に、９８０℃、１０秒間の仕上焼鈍を施して無方向性電磁鋼板（仕上焼鈍板）を得た。
　得られた無方向性電磁鋼板における、算術平均うねりＷａおよび鉄損Ｗ１０／４００を、実施例１と同様の方法で測定した。測定結果を表２～４に示した。
　表２～４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では、鉄損が良好であるとともに、Ｗａが１．０μｍ以下と低く、リジングが抑制されていた。なお、ここでは鉄損Ｗ１０／４００（Ｗ／ｋｇ）が２８×最終板厚（ｍｍ）＋５．５以下である場合、鉄損が良好であるとした。なお、比較例Ｎｏ．５８はＳｉ含有量が高すぎるために冷延工程で破断し、無方向性電磁鋼板を得ることができなかった。また、比較例Ｎｏ．５９はＡｌ含有量が高すぎるため連続鋳造でブレイクアウトが発生し、無方向性電磁鋼板を得ることができなかった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004

Claims (6)

  1. 　質量％で、
    　　Ｓｉ：２．０％以上５．０％以下、および
    　　Ａｌ：３．０％以下を含有し、
    　　ＳｉとＡｌの合計含有量が３．５％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熱延設備に搬送する搬送工程と、
    　前記熱延設備において、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）～（４）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）前記粗圧延の出側速度：１００ｍｐｍ以下
    （２）前記粗圧延の最終パスにおける圧下率：４５％以上
    （３）前記再加熱処理における平均昇温速度：９℃／ｓ以上
    （４）前記再加熱処理における温度上昇：３０℃以上
  2. 　前記仕上圧延において、前記熱延鋼板の板厚を１．５ｍｍ以下に圧延する、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. 　前記鋼スラブの成分組成が、質量％で、
    　Ｃ　：０．００５％以下、
    　Ｍｎ：３．０％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つをさらに含有し、
    　残部がＦｅおよび不可避不純物である、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。
  4. 　前記成分組成が、質量％で、
    　Ｎｂ：０．００５％以下、
    　Ｖ　：０．０２％以下、
    　Ｔａ：０．００２％以下、
    　Ｂ　：０．００２％以下、
    　Ｇａ：０．００５％以下、
    　Ｐｂ：０．００２％以下、
    　Ｗ　：０．０５％以下、
    　Ｇｅ：０．０５％以下、
    　Ａｓ：０．０５％以下、および
    　Ｃｏ：０．０５％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３に記載の無方向性電磁鋼板用熱延鋼板の製造方法。
  5. 　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、を含む無方向性電磁鋼板の製造方法。
  6. 　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によって得られる無方向性電磁鋼板用熱延鋼板であって、
    　円相当径が０．３μｍ以上１．０μｍ以下である介在物の個数密度が９個／ｍｍ２以上である、無方向性電磁鋼板用熱延鋼板。
     
PCT/JP2023/002156 2022-02-01 2023-01-24 無方向性電磁鋼板用熱延鋼板の製造方法、無方向性電磁鋼板の製造方法、および無方向性電磁鋼板用熱延鋼板 WO2023149287A1 (ja)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2023523188A JPWO2023149287A1 (ja) 2022-02-01 2023-01-24

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2022014498 2022-02-01
JP2022-014498 2022-02-01

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2023149287A1 true WO2023149287A1 (ja) 2023-08-10

Family

ID=87552157

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2023/002156 WO2023149287A1 (ja) 2022-02-01 2023-01-24 無方向性電磁鋼板用熱延鋼板の製造方法、無方向性電磁鋼板の製造方法、および無方向性電磁鋼板用熱延鋼板

Country Status (3)

Country Link
JP (1) JPWO2023149287A1 (ja)
TW (1) TW202336241A (ja)
WO (1) WO2023149287A1 (ja)

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS532332A (en) * 1976-06-29 1978-01-11 Nippon Steel Corp Production of nondirectional electrical steel sheet having excellent surface property
JPH05222456A (ja) * 1992-02-07 1993-08-31 Nippon Steel Corp 超高珪素電磁鋼熱延板の製造方法
JPH108221A (ja) * 1996-06-14 1998-01-13 Nkk Corp フラッシュ溶接性およびアプセット溶接性に優れた熱延 鋼板およびこの熱延鋼板を素材として製造した無方向性 電磁鋼板
JPH1046250A (ja) * 1996-08-02 1998-02-17 Sumitomo Metal Ind Ltd 磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板の製造方法
JP2011246810A (ja) * 2010-04-30 2011-12-08 Jfe Steel Corp 無方向性電磁鋼板およびそれを用いたモータコア

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS532332A (en) * 1976-06-29 1978-01-11 Nippon Steel Corp Production of nondirectional electrical steel sheet having excellent surface property
JPH05222456A (ja) * 1992-02-07 1993-08-31 Nippon Steel Corp 超高珪素電磁鋼熱延板の製造方法
JPH108221A (ja) * 1996-06-14 1998-01-13 Nkk Corp フラッシュ溶接性およびアプセット溶接性に優れた熱延 鋼板およびこの熱延鋼板を素材として製造した無方向性 電磁鋼板
JPH1046250A (ja) * 1996-08-02 1998-02-17 Sumitomo Metal Ind Ltd 磁気特性に優れた無方向性電磁鋼板の製造方法
JP2011246810A (ja) * 2010-04-30 2011-12-08 Jfe Steel Corp 無方向性電磁鋼板およびそれを用いたモータコア

Also Published As

Publication number Publication date
TW202336241A (zh) 2023-09-16
JPWO2023149287A1 (ja) 2023-08-10

Similar Documents

Publication Publication Date Title
WO2018221126A1 (ja) 無方向性電磁鋼板とその製造方法
TWI484046B (zh) Method for manufacturing non - directional electromagnetic steel sheet
JP7159311B2 (ja) 磁気特性に優れる無方向性電磁鋼板およびその製造方法
JP5760590B2 (ja) 方向性電磁鋼板の製造方法
JPWO2013058239A1 (ja) 方向性電磁鋼板およびその製造方法
JP2013139629A (ja) 低鉄損方向性電磁鋼板の製造方法
JP3456352B2 (ja) 鉄損特性に優れる方向性電磁鋼板とその製造方法
JP2599867B2 (ja) 低鉄損方向性けい素鋼板の製造方法
JP5920387B2 (ja) 方向性電磁鋼板の製造方法
JP5565419B2 (ja) 無方向性電磁鋼板の製造方法
WO2023149287A1 (ja) 無方向性電磁鋼板用熱延鋼板の製造方法、無方向性電磁鋼板の製造方法、および無方向性電磁鋼板用熱延鋼板
JP6816516B2 (ja) 無方向性電磁鋼板
JP3931842B2 (ja) 無方向性電磁鋼板の製造方法
JP2005240158A (ja) 方向性電磁鋼板の製造方法
JP6146582B2 (ja) 無方向性電磁鋼板の製造方法
JP6676952B2 (ja) 一方向性電磁鋼板用熱延板およびその製造方法、ならびにその一方向性電磁鋼板の製造方法
JP7338808B1 (ja) 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
TWI832561B (zh) 無取向性電磁鋼板用熱軋鋼板的製造方法及無取向性電磁鋼板的製造方法
JP7338812B1 (ja) 方向性電磁鋼板の製造方法
JP7392849B2 (ja) 方向性電磁鋼板の製造方法および電磁鋼板製造用圧延設備
WO2024080140A1 (ja) 無方向性電磁鋼板とその製造方法
CN114286871B (zh) 无取向性电磁钢板的制造方法
JP7081725B1 (ja) 方向性電磁鋼板の製造方法
WO2023277169A1 (ja) 方向性電磁鋼板の製造方法及び方向性電磁鋼板製造用圧延設備
EP4335939A1 (en) Method for manufacturing oriented electrical steel sheet

Legal Events

Date Code Title Description
WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2023523188

Country of ref document: JP

121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 23749603

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1