JPH03260017A - Manufacture of nonoriented electromagnetic steel strip - Google Patents

Abstract

PURPOSE:To manufacture a nonoriented electromagnetic steel plate having excellent magnetic characteristic and surface characteristic by forming the specific composition of molten steel composed of Si, C, Al, N to the specific structure of a cast strip and executing annealing, cold rolling and annealing after executing a specific hot rolling. CONSTITUTION:A molten steel composed of 1.7-7.0wt.% Si, <=0.005% C, 0.001-1.5% Al, <=0.003% ., <=7.5% Si+Al and the balance Fe with inevitable impurities is formed to a cast strip having <=50mm thickness composed of columnar crystal with 0.5-2mm grain interval. The cast strip is directly or again heated and hot-rolled and the rolling is completed at >=600 deg.C and the draft is made to 80-95%. After annealing this hot rolled plate, the cold rolling or warm rolling is executed and successively, by executing the finish annealing, recrystallization and grain growth of ferrite structure are executed. By this method, the nonoriented electromagnetic steel plate having a desinable balance between iron loss and magnetic flux density, is obtd.

Description

【発明の詳細な説明】 〔産業上の利用分野〕 本発明は、磁気特性及び表面性状に優れた無方向性電磁
鋼板の製造方法に関するものである。DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION [Field of Industrial Application] The present invention relates to a method for producing a non-oriented electrical steel sheet with excellent magnetic properties and surface properties.

〔従来技術及び発明が解決しようとする課題〕無方向性
電磁鋼板は方向性電磁鋼板に比べ磁気特性における異方
性が小さく、このため一般、的に回転機の鉄芯に使用さ
れている。また、方向性電磁鋼板に比べ安価であるため
、一部は変圧器あるいは安定器等の静止器にも適用され
ている。無方向性電磁鋼板に要求される特性値は主に鉄
損と磁束密度であり、鉄損が低く磁束密度の高い、良好
な磁束密度−鉄損バランスを有するものが要求される。[Prior Art and Problems to be Solved by the Invention] Non-oriented electrical steel sheets have less anisotropy in magnetic properties than grain-oriented electrical steel sheets, and therefore are generally used for iron cores of rotating machines. In addition, since it is cheaper than grain-oriented electrical steel sheets, some of it is also applied to static devices such as transformers and ballasts. The characteristic values required of a non-oriented electrical steel sheet are mainly iron loss and magnetic flux density, and it is required to have a good magnetic flux density-iron loss balance with low iron loss and high magnetic flux density.

また、無方向性電磁鋼板は打抜き後積層して鉄芯として
使用されるが、鋼板の平坦度が劣ると占積率が低下し、
回転機の効率が悪くなるため、鋼板の表面性状が良好で
あることも要求される。In addition, non-oriented electrical steel sheets are laminated after punching and used as iron cores, but if the flatness of the steel sheets is poor, the space factor will decrease,
Since the efficiency of the rotating machine deteriorates, the surface quality of the steel plate is also required to be good.

従来、良好な磁気特性を有する無方向性電磁鋼板を製造
するために、数々の製造技術が開示されている。磁気特
性の中でも磁束密度は鋼板の集合組織と密接な関係があ
り、磁化容易軸である（１００）　　軸を鋼板表面にで
きるだけ多く集積させることが重要な点である。そのた
めに、熱延板焼鈍により熱延板組織を改良する技術、冷
圧率を適正化することにより、続いて行う焼鈍時の再結
晶集合組織を制御する技術、あるいは冷圧、焼鈍を２回
以上行うことにより磁気特性に好ましい集合組織へと淘
太していく技術などが開示されている。Conventionally, a number of manufacturing techniques have been disclosed in order to manufacture non-oriented electrical steel sheets having good magnetic properties. Among magnetic properties, the magnetic flux density is closely related to the texture of the steel sheet, and it is important to accumulate as many (100) axes, which are easy magnetization axes, on the surface of the steel sheet as possible. To this end, we have developed technologies to improve the hot-rolled sheet structure through hot-rolled sheet annealing, techniques to control the recrystallized texture during subsequent annealing by optimizing the cold-rolling rate, or cold-rolling and annealing twice. Techniques have been disclosed in which, by performing the above steps, the texture is reduced to a texture preferable for magnetic properties.

ここで、最終焼鈍後の集合組織は、前工程における冷圧
、熱間圧延および凝固段階での集合組織に大きく左右さ
れるものであり、溶鋼が固体状態となる凝固段階から集
合組織の制御を行わねばならない。ところが、上記した
従来の技術はいずれも、厚さ約２００ｍの連続鋳造スラ
ブを熱間圧延して熱延板とした上で、それ以降の集合組
織を改善しようとする技術であり、プロセス上の制約か
ら集合組織の改善に対して本質的なアプローチをしたも
のとはなっていなかった６ 一方、近年、熱間圧延工程を省略し、溶鋼を従来の熱延
板厚程度の鋳片に鋳造し、これをそのまま冷間圧延する
技術（特開昭６３−６０２２７号）、或いは鋳造により
直接最終板厚の鋼板を得る技術（特開昭５９−９６２１
９号）が開示されている。Here, the texture after the final annealing is largely influenced by the texture in the cold rolling, hot rolling, and solidification stages in the previous process, and the texture should be controlled from the solidification stage when the molten steel becomes a solid state. Must be done. However, all of the above-mentioned conventional techniques involve hot rolling a continuously cast slab approximately 200 m thick into a hot-rolled plate, and then improving the subsequent texture. Due to constraints, no fundamental approach has been taken to improve the texture.6 On the other hand, in recent years, the hot rolling process has been omitted and molten steel has been cast into slabs with the same thickness as conventional hot rolled sheets. , the technology of cold-rolling this directly (Japanese Patent Application Laid-Open No. 63-60227), or the technology of directly obtaining a steel plate of the final thickness by casting (Japanese Patent Application Laid-Open No. 59-9621).
No. 9) has been disclosed.

鋳造段階での鋳片厚さが薄くなると凝固速度が大きくな
り、柱状晶の発達が促進される。この柱状晶は（１００
）　　（ｕｖｖ）組織を有し、磁化容易軸を最も多く含
んだ集合組織であり、また、この磁化容易軸が鋼板表面
にランダムに向いているため無方向性電磁鋼の集合組織
として好ましいものである。When the slab thickness at the casting stage becomes thinner, the solidification rate increases and the development of columnar crystals is promoted. This columnar crystal is (100
) (uvv) structure, and contains the largest number of easy axes of magnetization, and since the easy axes of magnetization are oriented randomly on the surface of the steel sheet, it is preferable as a texture for non-oriented electrical steel. be.

前述した２つの技術は、このような磁気特性に良好な集
合組織をできるだけ最終焼鈍後まで維持させようとする
技術であるが、反面、鋼板表面性状が劣化するという問
題がある。すなわち、前者の技術では、従来の熱延板組
織に比べ粗大な柱状組織を冷間圧延するため、リジング
の発生に起因する表面粗度および板厚の精度の劣化が不
可避である。また後者の技術においても、溶湯から直接
最終板厚とするため、板厚精度の管理が実生産上極めて
困難となる。The two techniques described above are techniques that attempt to maintain the texture with good magnetic properties as much as possible until after the final annealing, but on the other hand, there is a problem that the surface properties of the steel sheet deteriorate. That is, in the former technique, since a coarse columnar structure is cold-rolled compared to a conventional hot-rolled sheet structure, deterioration in surface roughness and sheet thickness accuracy due to occurrence of ridging is inevitable. In the latter technique as well, since the final plate thickness is obtained directly from the molten metal, it is extremely difficult to control the plate thickness accuracy in actual production.

本発明はこのような従来の問題に鑑みなされたもので、
変態の起こらないα単相の無方向性電磁鋼板において、
薄スラブ法を適用し、且つその熱延条件を適正化するこ
とにより、磁気特性及び表面性状に優れた無方向性電磁
鋼板の製造を可能としたものである。The present invention was made in view of such conventional problems,
In α single-phase non-oriented electrical steel sheet where transformation does not occur,
By applying the thin slab method and optimizing the hot rolling conditions, it has become possible to manufacture non-oriented electrical steel sheets with excellent magnetic properties and surface properties.

すなわち、本発明は、重量％で、Ｓｉ：１．７〜７．０
％、Ｃ≦ｏ、ｏｏｓ％、Ｍ　：　０，００１〜１．５％
、Ｎ≦０．００３％、Ｓｉ＋Ａｌ≦７．５％、残部Ｆｅ
および不可避的不純物からなる溶鋼を、粒間隔が０．５
〜２閣の柱状晶からなる厚さ５０ｍ以下の薄鋳片とし、
該薄鋳片を直接または再加熱した後、圧延終了温度６０
０℃以上。That is, in the present invention, in weight %, Si: 1.7 to 7.0
%, C≦o, oos%, M: 0,001-1.5%
, N≦0.003%, Si+Al≦7.5%, balance Fe
and unavoidable impurities, the grain spacing is 0.5.
A thin cast slab with a thickness of 50 m or less consisting of ~2 columnar crystals,
Directly or after reheating the thin slab, the rolling end temperature is 60
0℃ or higher.

圧下率８０〜９５％の熱間圧延を行い、該熱延板を熱延
板焼鈍した後、冷間圧延または温間圧延を施し、しかる
後焼鈍を行うことをその特徴とする。The feature is that hot rolling is performed at a rolling reduction of 80 to 95%, the hot rolled sheet is annealed, then cold rolling or warm rolling is performed, and then annealing is performed.

〔課題を解決するための手段〕[Means to solve the problem]

以下、本発明の詳細をその限定理由とともに説明する。 Hereinafter, the details of the present invention will be explained together with the reasons for its limitations.

無方向性電磁鋼板の集合組織を磁気特性上良好なものと
するためには、溶鋼を鋳造した直後の凝固組織および熱
延後の集合組織を改善することが重要である。従来、熱
延板以降の集合組織の制御方法については数々の技術が
開示されている。しかし、熱間圧延時の圧下率が集合組
織および鋼板の表面性状に及ぼす影響については、未だ
明らかにされた例はない。これは、従来では連続鋳造に
よる約２００＋＋ｗ程度のスラブを素材とすることが常
法となっており、且つ、冷延圧下率の制約上、熱延板の
板厚は約２ＩＩｍ１程度にせざるを得ないことから、熱
延圧下率にほとんど選択の余地がなかったことによるも
のである。In order to make the texture of a non-oriented electrical steel sheet good in terms of magnetic properties, it is important to improve the solidification structure immediately after casting molten steel and the texture after hot rolling. Conventionally, a number of techniques have been disclosed for controlling the texture of hot-rolled sheets and subsequent sheets. However, the effect of the rolling reduction during hot rolling on the texture and surface properties of a steel sheet has not yet been clarified. Conventionally, the conventional method is to use continuous casting slabs of about 200++w as raw materials, and due to restrictions on cold rolling reduction, the thickness of hot-rolled sheets has to be about 2IIm1. This is because there was almost no choice in the hot rolling reduction ratio.

これに対し本発明者らは、上記熱間圧延時の圧下率と集
合組織および鋼板の表面性状との関係に着目し、Ｓｉ量
を１．７％以上含有したα単相鋼において、鋳片の厚さ
を変え、熱間圧延段階における圧下率が磁束密度に及ぼ
す影響についてまず検討を行なった。その結果、熱延圧
下率が小さくなるほど磁束密度が高くなることが明らか
となった。On the other hand, the present inventors focused on the relationship between the rolling reduction during hot rolling, the texture, and the surface properties of the steel sheet, and in α single-phase steel containing 1.7% or more of Si, the cast slab We first investigated the effect of the rolling reduction during the hot rolling stage on the magnetic flux density by varying the thickness of the steel. The results revealed that the smaller the hot rolling reduction ratio, the higher the magnetic flux density.

１．７％、３％および４．５％Ｓｉ鋼を厚さ５〜２００
ｒＩｎ　の全量柱状晶からなるスラブと、同じく全量等
軸晶からなるスラブに鋳造した時の、最終焼鈍後の磁束
密度および鋼板のうねり高さにおよぼす熱延圧下率の影
響を調べた。すなわち、下記第１表に示す成分組成の溶
鋼を水冷式銅鋳型に鋳造して得られた柱状粒間隔０．７
〜１．８ｍｍ＋、厚さ５〜６７ｍ１１１の全量柱状晶か
らなる薄鋳片と、同じく約８０℃に温めた鋳型に鋳造し
て得られた全量等雑晶からなる厚さ５〜２００ｍｔの鋳
片を準備した。これらの鋳片を１１００℃に加熱した後
、熱間圧延を施し、板厚２．０〜２　、３　ｍ　”とし
た。また、この時の熱延仕上げ温度ハロ９０〜８１Ｏ℃
テアった。そして、これらの熱延板にそれぞれ９００℃
Ｘ　２ｍ１ｎ（＆　１鋼）、１０００℃Ｘ　２ｍ１ｎ（
ＮＧ２鋼）、１０５０℃Ｘ　２＋ｌ１ｎ（＆　３鋼）の
熱延板焼鈍を施した後、０　、５　ｍ　ｔ＊で冷間圧延
（＆３鋼は板温１００℃で温間圧延）した。冷圧後の焼
鈍は、２０％Ｈ２８０％Ｎ２雰囲気中で８８０＠ＣＸ　
２ａ＋１ｎ（Ｎ０１鋼）　、９６０℃Ｘ　２ｍ１ｎ　（
Ｎｏ　２鋼）、１０００℃Ｘ　２＋＋＋ｉｎ　（Ｎ（１
３鋼）の均熱および空冷により実施した。1.7%, 3% and 4.5% Si steel with thickness 5~200
The effect of the hot rolling reduction ratio on the magnetic flux density after final annealing and the waviness height of the steel sheet was investigated when a slab consisting entirely of columnar crystals of rIn and a slab consisting entirely of equiaxed crystals were cast. That is, the columnar grain spacing 0.7 obtained by casting molten steel having the composition shown in Table 1 below into a water-cooled copper mold.
~1.8mm+, thickness 5-67m111 Thin slab made entirely of columnar crystals, and a slab 5-200m thick made entirely of miscellaneous crystals obtained by casting into a mold heated to about 80°C. prepared. After heating these slabs to 1,100°C, they were hot rolled to a plate thickness of 2.0 to 2.3 m. At this time, the hot rolling finishing temperature was 90 to 81°C.
It was torn. Then, each of these hot-rolled sheets was heated to 900°C.
x 2m1n (& 1 steel), 1000℃ x 2m1n (
NG2 steel), hot-rolled sheet annealed at 1050°C x 2+l1n (&3 steel), and then cold rolled at 0,5 mt* (&3 steel was warm rolled at a sheet temperature of 100°C). Annealing after cold pressing is performed at 880@CX in a 20%H280%N2 atmosphere.
2a+1n (N01 steel), 960℃X 2m1n (
No.2 steel), 1000℃X 2+++in (N(1
3) by soaking and air cooling.

なお、Ｈａ　３鋼については、鋳造後、鋳片の冷却段階
で６００℃を下回ることなく　１１００℃の加熱炉に装
入後、熱延した。In addition, for Ha 3 steel, after casting, the slab was charged into a heating furnace at 1100° C. without falling below 600° C. during the cooling stage, and then hot rolled.

第 表 （ｖｔ％） 第１図は、その結果を示している。同図から明らかなよ
うに、スラブの凝固組織の磁束密度に及ぼす影響は、全
量柱状晶スラブのほうが全量等雑晶スラブに比較して磁
束密度が高くなっている。Table (vt%) Figure 1 shows the results. As is clear from the figure, regarding the influence of the solidified structure of the slab on the magnetic flux density, the magnetic flux density is higher in the all columnar crystal slab than in the all mixed crystal slab.

鋼の凝固組織には大別すると柱状晶と等雑晶がある。柱
状晶は、凝固段階において鋳型接触面から核発生し、そ
の核が鋳型面に対して垂直方向に表面から鋳片内部へと
成長することにより形成される。このような柱状晶は　
（１００）がスラブ板面に平行であり、かつ（１００）
がランダムである（１００）　　＜ｕｖｗ＞組織となっ
ている。　　（１００）は鋼において磁化容易軸であり
、柱状晶からなるスラブは磁束密度に対して理想的な集
合組織を有している。一方、等軸晶は凝固時に溶湯中か
らランダムに核発生するため、スラブの集合組織もラン
ダムである。したがって、第１図にみられるように、柱
状晶スラブによる電磁鋼板の製造は、磁束密度に良好な
集合組織を有するスラブの集合組織を維持することによ
り１等軸品スラブよりも磁束密度が良好となる。The solidification structure of steel can be roughly divided into columnar crystals and homogeneous crystals. Columnar crystals are formed by nucleating from the mold contact surface during the solidification stage and growing from the surface into the slab in a direction perpendicular to the mold surface. Such columnar crystals
(100) is parallel to the slab plate surface, and (100)
is random (100) <uvw> organization. (100) is the axis of easy magnetization in steel, and a slab made of columnar crystals has an ideal texture with respect to magnetic flux density. On the other hand, since equiaxed crystals generate nuclei randomly from the molten metal during solidification, the texture of the slab is also random. Therefore, as shown in Fig. 1, the manufacture of electrical steel sheets using columnar slabs provides better magnetic flux density than equiaxed slabs by maintaining the texture of the slab, which has a good texture for magnetic flux density. becomes.

また、スラブの集合組織を維持しようとする場合、これ
が最も難しいのは熱延段階であるが、第１図に示される
ように、熱延時の圧下率を９５％以下にすることにより
集合組織の維持が可能となる。In addition, when trying to maintain the texture of a slab, the most difficult stage is the hot rolling stage, but as shown in Figure 1, by reducing the rolling reduction during hot rolling to 95% or less, the texture can be improved. Maintenance is possible.

したがって、従来のように２００〜２５０ｍ厚さのスラ
ブから２〜３ｍ厚さの熱延板に仕上げる方法では、スラ
ブ中央部に等雑晶が存在するということだけでなく、圧
下率が９５％を超えることが不可避であったため、その
集合組織を磁気特性に対して適切なものとすることがで
きなかったものである。このように熱延時の圧下率は、
磁気特性を劣化させる最も大きな因子である。α単相鋼
においては熱間加工時に歪の回復現象が急速に進み、９
０％以上の高圧下率においても凝固時の集合組織を起源
とした良好な集合組織を維持することができるが、９５
％以上の圧下率で熱延すると、歪の導入が回復を大きく
上回ってしまうため、凝固時の集合組織が完全に被部さ
れ、磁束密度が劣化してしまうことになる。Therefore, in the conventional method of finishing a 200 to 250 m thick slab into a 2 to 3 m thick hot rolled sheet, not only do miscellaneous crystals exist in the center of the slab, but the rolling reduction rate exceeds 95%. It was impossible to make the texture suitable for the magnetic properties because it was unavoidable to exceed the magnetic properties. In this way, the rolling reduction during hot rolling is
This is the biggest factor that deteriorates magnetic properties. In α single-phase steel, the strain recovery phenomenon progresses rapidly during hot working, and 9
Although it is possible to maintain a good texture originating from the texture during solidification even at a high reduction rate of 0% or more, 95
If hot rolling is carried out at a rolling reduction of % or more, the introduction of strain will greatly exceed the recovery, so the texture during solidification will be completely covered and the magnetic flux density will deteriorate.

一方、占有率に対して重要な因子であるリジングや肌荒
れなどの鋼板の表面性状に対して、鋳片の結晶粒径や熱
延時の圧下率が大きく影響することも新たに知見した。On the other hand, it was newly discovered that the grain size of the slab and the rolling reduction during hot rolling have a large influence on the surface properties of the steel sheet, such as ridging and surface roughness, which are important factors in determining the occupancy rate.

第１図に示すように、熱延圧下率が８０％未満において
は、最終焼鈍後の鋼板表面のうねりが高くなってしまう
。これは、熱延時の圧下率が低くなると熱延板へ導入さ
れる歪が小さくなるため、冷圧前のフェライト粒径が大
きくなってしまい、冷圧によりこの大きなフェライト粒
に起因する粗大粒模様が現われ、各フェライト粒ごとに
変形量が異なるため、鋼板表面にうねりが発生すること
によるものである。したがって、無方向性電磁鋼板の磁
気特性および表面性状を良好にするためには、熱延時の
圧下率を８０〜９５％にしなければならない。As shown in FIG. 1, when the hot rolling reduction ratio is less than 80%, the waviness on the surface of the steel sheet after final annealing becomes high. This is because when the rolling reduction during hot rolling becomes lower, the strain introduced into the hot rolled sheet becomes smaller, so the ferrite grain size before cold rolling becomes larger, and the coarse grain pattern caused by these large ferrite grains is caused by cold rolling. This is because the amount of deformation differs for each ferrite grain, which causes waviness on the surface of the steel sheet. Therefore, in order to improve the magnetic properties and surface properties of a non-oriented electrical steel sheet, the rolling reduction during hot rolling must be 80 to 95%.

また、リジングと呼ばれる鋼板表面の凹凸に対しては、
熱延前のフェライト粒径、すなわち、鋳片の柱状晶の結
晶粒間隔が影響を及ぼす、特に、凝固組織が柱状晶とな
るα単相鋼においては、リジング防止のために凝固組織
の破壊が必要であることはよく知られている。本発明法
においては、無方向性電磁鋼板の特性を向上させるため
に、熱延時の圧下率を常法に比較して低くするため、リ
ジング防止策をしなければならない。このような問題に
対し、本発明者らは凝固時の柱状晶の粒径、すなわち柱
状晶の粒間隔を凝固段階で微細にすることにより、リジ
ングを防止できることを、以下のような試験により新た
に知見した。In addition, for irregularities on the surface of the steel plate called ridging,
The ferrite grain size before hot rolling, that is, the grain spacing of columnar crystals in the slab, has an influence.Especially in α single phase steel where the solidified structure is columnar crystals, destruction of the solidified structure is necessary to prevent ridging. It is well known that this is necessary. In the method of the present invention, in order to improve the properties of the non-oriented electrical steel sheet, measures must be taken to prevent ridging in order to lower the rolling reduction during hot rolling compared to the conventional method. In order to solve this problem, the present inventors conducted a new experiment using the following tests to find that ridging can be prevented by making the grain size of the columnar crystals during solidification, that is, the grain spacing of the columnar crystals, finer during the solidification stage. I found out.

下記第２表に示す溶鋼を肉厚５０〜１５０ｍの鋳鋼鋳型
と水冷式銅鋳型を用いて鋳片厚３０ｍに鋳造することに
より、柱状粒間隔０．３〜１８ｍの全量柱状晶からなる
鋳片を作製した。By casting the molten steel shown in Table 2 below to a slab thickness of 30 m using a cast steel mold with a wall thickness of 50 to 150 m and a water-cooled copper mold, a slab consisting entirely of columnar crystals with a columnar grain spacing of 0.3 to 18 m is obtained. was created.

これらの鋳片を１１００℃に加熱した後、熱間圧延を施
し、板厚２．０〜２．２ｍｍ＋”の熱延板とした。また
、この時の熱延仕上げ温度は６８０〜７９０℃であった
。After heating these slabs to 1,100°C, they were hot-rolled to produce hot-rolled sheets with a thickness of 2.0 to 2.2 mm+.The hot-rolling finishing temperature at this time was 680 to 790°C. there were.

なお、熱延板焼鈍、冷圧、焼鈍の各条件は第１図の試験
条件と同一とした。また、Ｎα６ｍについては、ｖｆ造
後、鋳片の冷却段階で６００’Ｃを下回ることなく　１
１００℃の加熱炉に装入後、熱延した。また、同じ＜Ｎ
ａ６鋼については、上述したＮａ５ｆｌｊｉと同様に熱
延板焼鈍後、板温１００℃での温間圧延を行った。The conditions for hot-rolled sheet annealing, cold pressing, and annealing were the same as the test conditions shown in FIG. In addition, regarding Nα6m, after VF production, the temperature does not drop below 600'C during the cooling stage of the slab.
After charging into a heating furnace at 100°C, it was hot rolled. Also, the same <N
As for the a6 steel, the hot rolled sheet was annealed and then warm rolled at a sheet temperature of 100° C. in the same manner as the above-mentioned Na5flji.

第　　　　　２　　　　表 （％Ｉｔ　　％） 第２図は、以上のようにして得られた鋼板について、柱
状晶の粒間隔と鋼板のりジング高さおよび磁束密度との
関係を示したものである。これによれば、柱状晶の粒間
隔を２ｍ以下に抑えることでリジングを適切に防止でき
ることが判る。一方、柱状晶の粒間隔が０．５閣未満に
なると、凝固速度を大きくしなければならず、このよう
な凝固速度を得ることは実操業上困難である。Table 2 (%It %) FIG. 2 shows the relationship between the grain spacing of columnar crystals, the steel sheet sliding height, and the magnetic flux density for the steel sheets obtained as described above. According to this, it can be seen that ridging can be appropriately prevented by suppressing the grain interval of columnar crystals to 2 m or less. On the other hand, if the grain spacing of the columnar crystals is less than 0.5 degrees, the solidification rate must be increased, and it is difficult to obtain such a solidification rate in actual operation.

また、柱状晶の粒間隔が０．５ｍ未満になると、表層部
にチル晶と呼ばれる結晶方位のランダムな組織が形成さ
れるため、第２図に示すように磁束密度の低下を招く。Furthermore, if the grain spacing of the columnar crystals is less than 0.5 m, a structure with random crystal orientation called chill crystals is formed in the surface layer, resulting in a decrease in magnetic flux density as shown in FIG.

下記第３表に示す溶鋼を、水冷式銅鋳型および肉厚５ｏ
−ｉｓｏ■の鋳鋼鋳型で厚さ５〜２００ｍ＋　、柱状粒
間隔０．１６〜ｌ１ｍの全量柱状晶からなる鋳片とした
。これらの鋳片を１１００℃に加熱、均熱後、熱間圧延
し、板厚２．０〜２．３閣　の熱延板とした。この時の
仕上げ温度は６８０〜８００℃であった。なお。The molten steel shown in Table 3 below was placed in a water-cooled copper mold with a wall thickness of 50m.
A cast slab having a thickness of 5 to 200 m+ and consisting entirely of columnar crystals with a columnar grain spacing of 0.16 to 11 m was made using an iso■ cast steel mold. These slabs were heated to 1100° C., soaked, and then hot rolled to obtain hot rolled sheets having a thickness of 2.0 to 2.3 mm. The finishing temperature at this time was 680 to 800°C. In addition.

鋼＆９の厚さ１０Ｉｌｌｔ以上のスラブについては、鋳
造後、鋳片の冷却段階で６００℃を下回ることなく１１
００℃に加熱し、熱間圧延を行った。これらの熱延板に
それぞれ９００℃Ｘ　２ｍ１ｎ（Ｎｃｉ　Ｔ鋼）、１０
００℃Ｘ２　ｗｉｎ　（８１１８鋼）、　１０５０℃Ｘ
　２ｍ１ｎ（＆　９鋼）の熱延板焼鈍を施した後、板厚
０．５ｍまで冷間圧延（鬼９鋼は板温１００℃で温間圧
延）した、冷圧後の焼鈍は、２５％Ｈ，−７５％Ｎ２雰
囲気中でそれぞれ、８８０℃×２ｗ１ｎ（Ｎａ７鋼）、
　９６０℃Ｘ２ｍ１ｎ（Ｎａａ鋼）−１，０００”ＣＸ
　２ｗ１ｎ（Ｎ［１９鋼）の均熱、空冷により実施した
。For slabs of steel & 9 with a thickness of 10Illt or more, after casting, the temperature should not drop below 600℃ during the cooling stage of the slab.
It was heated to 00°C and hot rolled. Each of these hot-rolled plates was heated at 900°C x 2m1n (Nci T steel), 10
00℃X2 win (8118 steel), 1050℃X
After annealing a hot rolled sheet of 2m1n (& 9 steel), it was cold rolled to a thickness of 0.5m (Oni 9 steel was warm rolled at a sheet temperature of 100°C), and the annealing after cold rolling was 25%. 880°C x 2w1n (Na7 steel) in H, -75% N2 atmosphere, respectively.
960℃X2m1n (Naa steel) -1,000”CX
The test was carried out by soaking 2w1n (N [19 steel)] and air cooling.

第　　　　　３　　　　　表 （帆　％） 第３図は、以上のようにして得られた鋼板のうねり高さ
、リジング高さおよび磁束密度を、熱間圧延時の圧下率
と鋳片の柱状晶の粒間隔との関係で示したものであり、
第１図および第２図と同様の結果が得られていることが
判る。Table 3 (Sail %) Figure 3 shows the waviness height, ridging height, and magnetic flux density of the steel plate obtained as described above, as well as the rolling reduction during hot rolling and the grain spacing of columnar crystals in the slab. This is shown in relation to
It can be seen that the same results as in FIGS. 1 and 2 are obtained.

このように、凝固時の組織が０．５〜２閣の粒間隔の柱
状晶からなる鋳片を熱延時に８０〜９５％の圧下率で圧
延することにより、磁気特性および鋼板の表面性状に優
れた無方向性電磁鋼板を製造することが可能となる。In this way, the magnetic properties and surface texture of the steel sheet can be improved by rolling the slab, which has a solidified structure consisting of columnar crystals with a grain spacing of 0.5 to 2 degrees, at a reduction rate of 80 to 95% during hot rolling. It becomes possible to manufacture excellent non-oriented electrical steel sheets.

次に１本発明の構成要件について具体的に説明する。Next, one component of the present invention will be specifically explained.

まず、成分組成の限定理由は以下の通りである。First, the reason for limiting the component composition is as follows.

Ｃ：Ｃは磁気特性の中の鉄損を劣化させ、さらに磁気時
効をもたらす有害な元素であるだけでなく、柱状組織の
（１００）　＜ｕｖｗ＞の配向性を低下させる。このた
め、　！！ｍ段階で０．００５％以下とする必要がある
。C: C is a harmful element that not only deteriorates iron loss in the magnetic properties and causes magnetic aging, but also reduces the (100) <uvw> orientation of the columnar structure. For this reason, ! ! It needs to be 0.005% or less in m stages.

Ｓｉ　：　Ｓｉは鋼の比抵抗を高め、鉄損を低下させる
効果がある。また、１．７％以上添加することによりα
−γ変態が消失し、凝固時に生成する（１００）　　＜
ｕｖｗ＞柱状組織を維持することができる。このためＳ
ｉの下限は１．７％とする。−方、Ｓｉを７．０％以上
添加しても、特に磁気特性を向上させないため、上限を
７．０％とする。Si: Si has the effect of increasing the specific resistance of steel and reducing iron loss. In addition, by adding 1.7% or more, α
-γ transformation disappears and is generated during solidification (100) <
uvw>A columnar structure can be maintained. For this reason, S
The lower limit of i is 1.7%. - On the other hand, since adding 7.0% or more of Si does not particularly improve the magnetic properties, the upper limit is set to 7.0%.

ＡＱ　：ＡＱはＳｉと同様に鋼の比抵抗を高め鉄損を低
減させる効果があるが、１．５％を超えて添加すると冷
延性を低下させるため、その上限を１．５％とする。一
方、溶鋼の脱酸を十分行うためには、０．００１％以上
含有しなければならない。AQ: Similar to Si, AQ has the effect of increasing the resistivity of steel and reducing iron loss, but if added in an amount exceeding 1.5%, it reduces cold rollability, so the upper limit is set at 1.5%. On the other hand, in order to sufficiently deoxidize molten steel, the content must be 0.001% or more.

ＮＵＮは窒化物を形成してフェライト粒の粒成長性を低
下させ、鉄損を劣化させるため、０．００３％以下とす
る必要がある。NUN forms nitrides, reduces grain growth of ferrite grains, and deteriorates iron loss, so it needs to be 0.003% or less.

Ｓｉ＋Ａｌ：ＳｉとＡＱはいずれも鉄損を低下させるた
めに有効な元素であるが、Ｓｉ十ＡＱが７．５％を超え
ると圧延性が著しく劣り、冷延時の鋼板の割れの原因と
なるため、Ｓｉ＋ＡＩ２は７．５％以下とする必要があ
る。Si + Al: Both Si and AQ are effective elements for reducing iron loss, but if Si + AQ exceeds 7.5%, the rollability will be significantly inferior and cause cracks in the steel plate during cold rolling. , Si+AI2 must be 7.5% or less.

素材鋼の上記以外の成分については、特に限定するもの
ではないが、以下のような範囲とすることが好ましい。The components of the steel material other than those listed above are not particularly limited, but are preferably within the following ranges.

Ｍｎ　：　０．０１〜２．０％ Ｐ　：５０．１％ Ｓ　：≦ｏ、ｏｏｓ％ 上記成分が好ましい理由は以下のとおりである。Mn: 0.01-2.0% P:50.1% S:≦o, oos% The reasons why the above components are preferable are as follows.

Ｍｎ　：　Ｍｎは、磁気特性に有害な固溶ＳをＭｎＳと
して析出させるため、０．０１％以上添加することが望
ましい。しかし、２％を超えると冷延性が著しく劣化す
るため、２．０％以下が望ましい。Mn: Since Mn precipitates solid solution S, which is harmful to magnetic properties, as MnS, it is desirable to add 0.01% or more. However, if it exceeds 2%, the cold rollability will deteriorate significantly, so it is preferably 2.0% or less.

ＦＤＰは鋼の比抵抗を増加させるため、その添加によっ
て鉄損低下を図ることができるが、０．１％を超えると
冷延性が著しく劣化するため、０．１％以下が望ましい
。Since FDP increases the specific resistance of steel, it is possible to reduce iron loss by adding it, but if it exceeds 0.1%, cold rollability will deteriorate significantly, so it is preferably 0.1% or less.

Ｓ：Ｓは固溶状態で鉄損を劣化させるため。S: S deteriorates iron loss in a solid solution state.

ｏ、ｏｏｓ％以下が望ましい。o,oos% or less is desirable.

また、ＡＱＮが微細に析出し、最終焼鈍時にフェライト
粒成長性を劣化させるような場合、ＢをＢ／Ｎ　：　０
．５〜２．０の範囲で添加することにより粒成長性を改
善することができる。これはＡＱＮ粒子に比べて粗大な
りＮ粒子が優先的に析出するためである。また、ＡＱを
添加しない鋼においても、Ｂを添加することにより固溶
ＮをＢＮとして固定することで鉄損を改善できる。In addition, if AQN is finely precipitated and deteriorates ferrite grain growth during final annealing, B may be reduced to B/N: 0.
．． Grain growth properties can be improved by adding in a range of 5 to 2.0. This is because coarse N particles preferentially precipitate compared to AQN particles. Further, even in steel without adding AQ, iron loss can be improved by adding B to fix solute N as BN.

無方向性電磁鋼板は、一般に０．５０あるいは０．３５
−が製品板厚である。また、一般に、無方向性電磁鋼板
の冷圧においては、６０〜８０％の圧下を施すことによ
り良好な集合組織が得られることが知られており、この
ような観点から、熱延板を冷圧により製品板厚とするた
めには熱延板厚を１．０〜２．５閣にする必要がある。Non-oriented electrical steel sheets are generally 0.50 or 0.35
− is the product board thickness. In addition, it is generally known that a good texture can be obtained by applying a reduction of 60 to 80% in cold rolling of non-oriented electrical steel sheets, and from this point of view, hot rolled sheets are cold rolled. In order to achieve the product thickness by pressing, the hot-rolled plate thickness must be 1.0 to 2.5 mm.

したがって１本発明においては熱延時の総圧下率を８０
〜９５％と規定するため、鋳片の厚さは５〜５０＋＋ｏ
とすることが望ましい。Therefore, in the present invention, the total rolling reduction during hot rolling is 80
~95%, so the slab thickness is 5~50++o
It is desirable to do so.

また１本発明においては、薄鋳片をその冷却段階におい
て、直接または一旦常温まで放冷後、再加熱して熱延を
行う。Ｓｉ＋Ａ４≧４．５％の錆においては、鋳片の冷
却時に、スラブの表層部と中央部の熱収縮の差から割れ
が発生するため、鋳片を鋳造後、その冷却段階で６００
℃を下回ることなく。Further, in one aspect of the present invention, the thin slab is hot-rolled in its cooling stage either directly or after it has been left to cool to room temperature and then reheated. In the case of rust with Si+A4≧4.5%, cracks occur when the slab is cooled due to the difference in thermal contraction between the surface layer and the center of the slab.
without falling below ℃.

直接あるいは再加熱することにより熱延することが望ま
しい。また、Ｓｉ＋Ａｌ＜４．５％の鋼においては、ス
ラブ冷却時に割れの発生がないため、鋳造後の冷却時、
あるいは−旦常温まで冷却し再加熱した後でも熱延は可
能であり、磁気特性および鋼板の表面性状に関しては両
プロセスに差はない６但し、いずれのプロセスにおいて
も、　６００℃以上で熱延を終了しなければならない。It is desirable to hot-roll directly or by reheating. In addition, in steel with Si + Al < 4.5%, no cracks occur during slab cooling, so when cooling after casting,
Alternatively, hot rolling is possible even after cooling to room temperature and reheating, and there is no difference between the two processes in terms of magnetic properties and surface properties of the steel sheet.6However, in either process, hot rolling at 600°C or higher is possible. Must be finished.

これは、６００℃以下で圧延を行うと、鋼板への歪の導
入量が増加し、これに伴い鋳片において存在する磁気特
性に好ましい（１００）　＜ｕｖｗ＞組織の破壊が著し
くなるためである６以上のようなプロセスを採用するこ
とにより、従来の厚さ約２００ｍｍのスラブを再加熱し
、粗圧延および仕上げ圧延を施すプロセスに比べ、粗圧
延あるいはスラブの再加熱プロセスを省略することが可
能となり、大巾にコスト低減を図ることができる。This is because when rolling is performed at temperatures below 600°C, the amount of strain introduced into the steel sheet increases, and as a result, the destruction of the (100) <uvw> structure, which is favorable for magnetic properties and exists in slabs, becomes significant. By adopting the process described above, it is possible to omit the rough rolling or slab reheating process compared to the conventional process of reheating a slab with a thickness of about 200 mm and performing rough rolling and finish rolling. Therefore, it is possible to significantly reduce costs.

このようにして得られた熱延板は、熱延板焼鈍を経た後
、冷間圧延または温間圧延される。熱延板焼鈍を行うと
、微細析出物粒子の凝集粗大化が促進され、最終焼鈍時
の焼鈍温度を低くしてもフェライト粒成長性が良好とな
り、鉄損の低減化ができる。熱延板焼鈍は、これを連続
焼鈍で行う場合には、７５０〜９５０℃で０．５〜５ｍ
１ｎ、オープンバッチ焼鈍の場合には、熱延板表面のス
ケールを酸洗あるいは機械的に除去した後、非酸化雰囲
気中で７００〜８５０℃、１〜１０ｈとすることが望ま
しい。The hot-rolled sheet thus obtained is subjected to hot-rolled sheet annealing and then cold-rolled or warm-rolled. When hot-rolled sheet annealing is performed, agglomeration and coarsening of fine precipitate particles is promoted, and even if the annealing temperature during final annealing is lowered, ferrite grain growth is improved, and iron loss can be reduced. When hot-rolled plate annealing is carried out by continuous annealing, the temperature is 750-950°C for 0.5-5 m.
In the case of 1n, open batch annealing, it is desirable to pickle or mechanically remove scale on the surface of the hot rolled sheet and then heat the hot rolled sheet at 700 to 850°C for 1 to 10 hours in a non-oxidizing atmosphere.

このように熱延板焼鈍された熱延板は、冷間圧延または
温間圧延により製品厚さにする。ここで、Ｓｉ＋Ａｆｉ
　＜３．０％の鋼については常法により冷間圧延を実施
できるが、Ｓｉ＋Ａｎ≧３．０％の鋼については靭性に
対する遷移温度が５０℃以上となるため、熱延板を６０
〜４００℃に加熱して温間圧延をしなければならない、
最終焼鈍は、フェライト組織の再結晶および粒成長を行
い、鉄損と磁束密度の最適バランスとなるフェライト粒
に制御するために行われ、その条件としては露点０℃以
下の乾燥した非酸化雰囲気中にて７５０〜１ｏｏｏ℃で
０．５〜５ｍ１ｎの均熱を行うことが望ましい。The hot-rolled sheet annealed in this manner is cold-rolled or warm-rolled to a product thickness. Here, Si+Afi
<3.0% steel can be cold rolled by a conventional method, but for steel with Si+An≧3.0%, the transition temperature for toughness is 50°C or higher, so the hot rolled sheet is rolled at 60°C.
Warm rolling must be carried out by heating to ~400°C.
Final annealing is performed to recrystallize and grow grains of the ferrite structure, and to control the ferrite grains to have an optimal balance between core loss and magnetic flux density. It is desirable to perform soaking for 0.5 to 5 ml at 750 to 100°C.

〔実施例〕〔Example〕

」粱建し上。 ” 粱 Establishment.

第４表に示す鋼成分の溶湯を水冷銅鋳型に注湯し、柱状
粒間隔が０．８〜１．２ｍｍの柱状晶からなる厚さ３０
閣１の薄鋳片を製造した。　この鋳片をその冷却段階で
１１００℃に均熱後、熱間圧延を行い、最終バス出側温
度７５０〜８２０℃で板厚１．８〜２．３ｍの熱延板と
した（熱圧下率９２〜９４％）。この熱延板に１０００
℃Ｘ　２ｍ１ｎ、空冷の熱延板焼鈍を施した後、鋼＾〜
Ｆの熱延板は８０℃で、また鋼Ｇ−Ｌの熱延板は室温（
１５〜２０℃）で、それぞれ０．５ｍ厚さまで温間また
は冷間圧延したにれらの冷延板を２５％Ｈ２−７５％Ｎ
２雰囲気中で、鋼Ａ−Ｆは９５０℃Ｘ　２ｍ１ｎ、空冷
、鋼Ｇ−Ｌは８８０℃Ｘ　２ｍ１ｎ、空冷の各条件で焼
鈍を行った。このようにして得られた鋼板の磁気特性と
うねり高さおよびリジング高さを第５表に示す。A molten metal having the steel composition shown in Table 4 was poured into a water-cooled copper mold to form a molten metal with a thickness of 30 mm consisting of columnar crystals with a columnar grain interval of 0.8 to 1.2 mm.
A thin slab of Kaku 1 was manufactured. This slab was soaked at 1100°C during the cooling stage, and then hot rolled to form a hot rolled plate with a thickness of 1.8 to 2.3 m at a final bath outlet temperature of 750 to 820°C (thermal reduction rate 92-94%). 1000 for this hot rolled plate
℃X 2m1n, after air-cooled hot-rolled plate annealing, steel ^~
The hot-rolled sheet of steel F is heated to 80℃, and the hot-rolled sheet of steel G-L is heated to room temperature (
25%H2-75%N
In two atmospheres, steel A-F was annealed at 950° C. x 2 ml, air-cooled, and steel GL was annealed at 880° C., 2 ml, air-cooled. Table 5 shows the magnetic properties, waviness height, and ridging height of the steel plate thus obtained.

」知４忽−Ｌ２ 第６表に示す鋼成分（本発明成分鋼）を第７表に示す種
々の厚さおよび柱状晶の粒間隔を有する鋳片に鋳造し、
この鋳片を同表に示すような種々の熱延条件で熱間圧延
した。この熱延板を９３０℃Ｘ　２ｍ１ｎ、空冷の条件
で熱延板焼鈍した後、室温（１５〜２０℃）で０．５ｍ
厚さまで冷間圧延し、その後、２５％Ｈ，−７５％Ｎ２
雰囲気中で９３０℃Ｘ　２ｍ１ｎ、空冷の焼鈍を行った
にのようにして得られた鋼板の磁気特性とうねり高さお
よびリジング高さを第７表に併せて示す。"Chi4huen-L2 The steel composition shown in Table 6 (component steel of the present invention) was cast into slabs having various thicknesses and columnar crystal grain spacing shown in Table 7,
This slab was hot rolled under various hot rolling conditions as shown in the same table. This hot-rolled sheet was annealed at 930°C x 2m1n under air cooling conditions, and then 0.5m long at room temperature (15-20°C).
Cold rolled to thickness, then 25% H, -75% N2
Table 7 also shows the magnetic properties, waviness height, and ridging height of the steel sheets obtained by annealing at 930° C. x 2 ml in an atmosphere and air cooling.

第 ５ 表 第 表 （ｗｔ ％）No. 5 table No. table (wt %)

【図面の簡単な説明】[Brief explanation of drawings]

第１図は熱間圧延時の圧下率が鋼板の磁束密度およびう
ねり高さの及ぼす影響を示すグラフである。第２図は、
鋳片の柱状晶の粒間隔が鋼板の磁束密度およびリジング
高さに及ぼす影響を示すグラフである。第３図は鋼板の
うねり高さ、リジング高さおよび磁束密度を熱間圧延時
の圧下率と鋳片の柱状晶の粒間隔との関係で示したもの
である。 ＭＬｆｆｉ時ｒ圧下手（’／、）FIG. 1 is a graph showing the influence of the rolling reduction during hot rolling on the magnetic flux density and waviness height of the steel sheet. Figure 2 shows
1 is a graph showing the influence of the grain spacing of columnar crystals in a slab on the magnetic flux density and ridging height of a steel plate. FIG. 3 shows the waviness height, ridging height, and magnetic flux density of the steel plate in relation to the rolling reduction during hot rolling and the grain spacing of columnar crystals in the slab. MLffi time r pressure hand ('/,)

Claims (1)

【特許請求の範囲】[Claims] 重量％で、Ｓｉ：１．７〜７．０％、Ｃ≦０．００５％
、Ａｌ：０．００１〜１．５％、Ｎ≦０．００３％、Ｓ
ｉ＋Ａｌ≦７．５％、残部Ｆｅおよび不可避的不純物か
らなる溶鋼を、粒間隔が０．５〜２ｍｍの柱状晶からな
る厚さ５０ｍｍ以下の薄鋳片とし、該薄鋳片を直接また
は再加熱した後、圧延終了温度６００℃以上、圧下率８
０〜９５％の熱間圧延を行い、該熱延板を熱延板焼鈍し
た後、冷間圧延または温間圧延を施し、しかる後焼鈍を
行うことを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法。In weight%, Si: 1.7-7.0%, C≦0.005%
, Al: 0.001-1.5%, N≦0.003%, S
Molten steel consisting of i+Al≦7.5%, balance Fe and unavoidable impurities is made into a thin slab with a thickness of 50 mm or less consisting of columnar crystals with grain spacing of 0.5 to 2 mm, and the thin slab is heated directly or reheated. After that, the rolling end temperature is 600℃ or higher and the rolling reduction rate is 8.
Production of a non-oriented electrical steel sheet, characterized in that the hot-rolled sheet is subjected to 0 to 95% hot rolling, the hot-rolled sheet is annealed, then cold rolled or warm rolled, and then annealed. Method.