JP7127358B2 - Non-oriented electrical steel sheet and manufacturing method thereof - Google Patents

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Description

本発明は、無方向性電磁鋼板、及び無方向性電磁鋼板の製造方法に関する。 TECHNICAL FIELD The present invention relates to a non-oriented electrical steel sheet and a method for manufacturing a non-oriented electrical steel sheet.

電気機器等に使用される電磁鋼板は、省エネルギー化の観点等から、高効率化が求められている。
例えば、エアコンのコンプレッサー、家電製品に使用される各種モータ、自動車においては駆動モータ、電動ターボ、電動コンプレッサー用途で小型化及び高効率化のために高速回転及び高周波励磁が行われるようになり、高磁束密度かつ異方性の小さい無方向性電磁鋼板の要請が高まっている。 Electrical steel sheets used in electrical equipment and the like are required to be highly efficient from the viewpoint of energy saving.
For example, air conditioner compressors, various motors used in home appliances, drive motors, electric turbochargers, and electric compressors in automobiles are becoming more compact and more efficient, requiring high-speed rotation and high-frequency excitation. There is an increasing demand for non-oriented electrical steel sheets with low magnetic flux density and anisotropy.

このような状況から、無方向性電磁鋼板における高い磁束密度を目指して、従来から様々な技術が採用されている。 Under these circumstances, various techniques have been conventionally adopted with the aim of achieving a high magnetic flux density in non-oriented electrical steel sheets.

具体的には、熱延板焼鈍を省略しつつ磁気特性を向上させるために、仕上熱延後のコイルの保有熱で熱延板焼鈍を代替する自己焼鈍が採用されている。例えば、特許文献１には、自己焼鈍の技術が記載されている。 Specifically, in order to improve magnetic properties while omitting hot-rolled sheet annealing, self-annealing is employed in which hot-rolled sheet annealing is replaced by the heat possessed by the coil after finish hot rolling. For example, Patent Literature 1 describes a technique of self-annealing.

また、特許文献２には、自己焼鈍中の熱延板の結晶粒成長をＳｎ添加で均一に冷間圧延前結晶粒径を粗大化し、かつ、Ｓｎ添加による仕上焼鈍時の集合組織制御の相乗効果で磁束密度を高める技術が開示されている。 In addition, in Patent Document 2, the grain growth of the hot-rolled sheet during self-annealing is uniformly coarsened by adding Sn to the grain size before cold rolling, and the synergistic control of the texture during finish annealing by adding Sn. Techniques for increasing the magnetic flux density by effect have been disclosed.

また、特許文献３には、仕上げ圧延中における平均冷却速度を５０℃／秒以下及び仕上げ圧延終了後３秒間の平均冷却速度を２０℃／秒以下にする技術が記載されている。 Further, Patent Document 3 describes a technique for setting the average cooling rate during finish rolling to 50° C./second or less and the average cooling rate for 3 seconds after the end of finish rolling to 20° C./second or less.

また、特許文献４には、冷延前の熱延工程で仕上圧延後の７５０℃以上の温度域からの冷却過程において４５０℃～７００℃の温度域での滞留時間を３００秒以下とする技術が記載されている。 In addition, in Patent Document 4, in the hot rolling process before cold rolling, in the cooling process from the temperature range of 750 ° C. or higher after finish rolling, a technique of setting the residence time in the temperature range of 450 ° C. to 700 ° C. to 300 seconds or less is described.

また、特許文献５には、仕上圧延の圧延速度を定め、該圧延速度で圧延するために必要な仕上圧延機における平均冷却速度の下限値を算出する技術が記載されている。 Further, Patent Document 5 describes a technique of determining the rolling speed of finish rolling and calculating the lower limit value of the average cooling speed in the finishing mill required for rolling at the rolling speed.

特公昭５７－４３１３２号公報Japanese Patent Publication No. 57-43132 特開２００２－２９４４１５号公報Japanese Patent Application Laid-Open No. 2002-294415 特開２００４－２９５４号公報Japanese Unexamined Patent Application Publication No. 2004-2954 特開２００８－２６１０５３号公報JP 2008-261053 A 特開２０１５－２１２４０３号公報JP 2015-212403 A

しかし、特許文献１及び特許文献２の技術は、ライン焼鈍に及ばず、磁束密度の向上に改善の余地がある。 However, the techniques of Patent Documents 1 and 2 are not as good as line annealing, and there is room for improvement in improving the magnetic flux density.

特許文献３の技術では、仕上熱延の際に冷却速度を低くするため、生産性の改善の余地がある。さらに、磁束密度の向上への要請が高まっている。 In the technique of Patent Document 3, the cooling rate is lowered during finish hot rolling, so there is room for improvement in productivity. Furthermore, there is an increasing demand for improvement in magnetic flux density.

特許文献４の技術では、仕上熱延の後に４５０℃から７００℃の間の滞留時間を３００秒以下とするため、その平均冷却速度は０．８３３℃／秒以上だが、この冷却速度が下限では生産性に改善の余地がある。さらに、磁束密度の向上への要請が高まっている。 In the technique of Patent Document 4, the residence time between 450 ° C. and 700 ° C. is set to 300 seconds or less after finish hot rolling, so the average cooling rate is 0.833 ° C./sec or more. There is room for improvement in productivity. Furthermore, there is an increasing demand for improvement in magnetic flux density.

特許文献５の技術では、仕上熱延条件の制御のみでは磁束密度の面内異方性に改善の余地があり、例えば通常の回転機、ＥＩコア、額縁鉄心に使用する場合には磁束の流れの均一性をより向上させる余地がある。さらに、高磁束密度無方向性電磁鋼板の磁束密度の向上への要請が高まっている。 In the technique of Patent Document 5, there is room for improvement in the in-plane anisotropy of the magnetic flux density only by controlling the finish hot rolling conditions. There is room for further improving the uniformity of the Furthermore, there is an increasing demand for improving the magnetic flux density of high-magnetic-flux-density non-oriented electrical steel sheets.

以上の様に、従来技術では、磁束密度の向上を図ることが求められていた。そして、回転機の鉄心に適用した場合に、高磁束密度化による最高回転数の向上などの達成が求められていた。
また、需要家においては、昨今のコスト低減に対する要求の高まりとともに、金型コストの削減のために、打ち抜き性の優れた無方向性電磁鋼板の需要が高まっていた。 As described above, in the prior art, it has been required to improve the magnetic flux density. When applied to the iron core of a rotating machine, it has been desired to improve the maximum rotational speed by increasing the magnetic flux density.
In addition, demand for non-oriented electrical steel sheets with excellent punchability has been increasing in order to reduce the cost of molds in line with the recent increase in demand for cost reduction among consumers.

本発明では、磁束密度が高く、かつ、打ち抜き性に優れた無方向性電磁鋼板、及びこの無方向性電磁鋼板を製造する製造方法を提供することを目的とする。 An object of the present invention is to provide a non-oriented electrical steel sheet having a high magnetic flux density and excellent punchability, and a manufacturing method for manufacturing this non-oriented electrical steel sheet.

前記目的を達成するために、本発明の無方向性電磁鋼板は、質量％で、
Ｓｉ：０．１％～３．８％、
Ｍｎ：０．１％～２．５％、
Ａｌ：０％～２．５％、を含有し、
板厚０．１５ｍｍ以上０．６５ｍｍ以下の無方向性電磁鋼板であって、
圧延方向と板面に垂直な方向とを含む観察断面において、
鋼板の両面それぞれから板面に垂直な方向に１００μｍの範囲である表層における結晶粒の円相当直径の平均値が１０μｍ以上８０μｍ以下であり、
板面に垂直な方向における中心から鋼板の両面それぞれに向かって５０μｍずつで合わせて１００μｍの範囲である中心層における結晶粒の円相当直径の平均値が５０μｍ以上１５０μｍ以下であり、
前記中心層における結晶粒の円相当直径の平均値と、前記表層における結晶粒の円相当直径の平均値の差、(中心層円相当直径)－(表層円相当直径)が２０μｍ以上１００μｍ以下であり、
かつ、
前記表層における、ＭｎＳ、ＣｕＳおよびこれらの複合析出物からなる析出物について、析出物外径の最も長い方向の長さをそれと直交するより短い方向の長さで除して算出されるアスペクト比が１．１以上８．０以下であり、
かつ、
前記表層の前記析出物を５０個以上測定した場合の前記析出物の長手方向と前記板面に垂直な方向とのなす角が３５°以下０．２°以上で、
かつ、
そのなす角度の標準偏差が２５°以下０．１°以上であることを特徴とする。 In order to achieve the above object, the non-oriented electrical steel sheet of the present invention contains, by mass%,
Si: 0.1% to 3.8%,
Mn: 0.1% to 2.5%,
Al: 0% to 2.5%, containing
A non-oriented electrical steel sheet having a thickness of 0.15 mm or more and 0.65 mm or less,
In the observation cross section including the rolling direction and the direction perpendicular to the plate surface,
The average value of the circle-equivalent diameters of the crystal grains in the surface layer in the range of 100 μm in the direction perpendicular to the plate surface from each of both surfaces of the steel plate is 10 μm or more and 80 μm or less,
The average value of the circle-equivalent diameters of the crystal grains in the central layer, which is in the range of 100 μm in total from the center in the direction perpendicular to the plate surface to each side of the steel sheet, is 50 μm or more and 150 μm or less,
The difference between the average equivalent circle diameter of the crystal grains in the central layer and the average equivalent circle diameter of the crystal grains in the surface layer, (equivalent circle diameter of the central layer)−(equivalent circle diameter of the surface layer) is 20 μm or more and 100 μm or less. can be,
And,
For precipitates composed of MnS, CuS, and composite precipitates thereof in the surface layer, the aspect ratio calculated by dividing the length in the longest direction of the outer diameter of the precipitate by the length in the shorter direction perpendicular thereto is 1.1 or more and 8.0 or less,
And,
When 50 or more of the precipitates on the surface layer are measured, the angle formed by the longitudinal direction of the precipitates and the direction perpendicular to the plate surface is 35° or less and 0.2° or more,
And,
The standard deviation of the formed angle is characterized by being 25° or less and 0.1° or more.

また、本発明の前記構成において、圧延方向での磁界強度５０００Ａ／ｍにおける磁束密度Ｂ５０（０°）と、圧延方向に対して垂直な方向での磁界強度５０００Ａ／ｍにおける磁束密度Ｂ５０（９０°）と、の算術平均である平均磁束密度Ｂ５０（ＬＣ）が、１．６４Ｔ以上であることが好ましい。 Further, in the above configuration of the present invention, the magnetic flux density B 50 (0 °) at a magnetic field strength of 5000 A / m in the rolling direction and the magnetic flux density B 50 (0 °) at a magnetic field strength of 5000 A / m in the direction perpendicular to the rolling direction 90°) and the average magnetic flux density B50 (LC) , which is the arithmetic mean of 1.64 T or more.

また、本発明の無方向性電磁鋼板の製造方法は、前記構成の無方向性電磁鋼板の製造方法であって、
鋳造により得られたスラブを、熱間圧延において９００℃以上１２００℃以下の温度で仕上げ、最終スタンドを通過した後、０．１秒以上５秒以内に、９０℃／秒以上５００℃／秒以下の冷却速度での冷却を開始し、鋼板を９７０℃以下７５０℃以上まで冷却して、コイルに巻き取り、
このコイルを３分以上２時間以下の時間保持し、その後、当該コイルを冷却し、冷間圧延の後、仕上焼鈍を施すことを特徴とする。 Further, a method for manufacturing a non-oriented electrical steel sheet of the present invention is a method for manufacturing a non-oriented electrical steel sheet having the above configuration,
The slab obtained by casting is finished at a temperature of 900° C. or more and 1200° C. or less in hot rolling, and after passing through the final stand, within 0.1 second or more and 5 seconds or less, 90° C./second or more and 500° C./second or less. Start cooling at a cooling rate of , cool the steel plate to 970 ° C. or lower and 750 ° C. or higher, wind it on a coil,
The coil is held for 3 minutes or more and 2 hours or less, then cooled, cold rolled, and then subjected to final annealing.

また、本発明の前記製造方法において、前記スラブは、質量％で、
Ｓｉ：０．１％～３．８％、
Ｍｎ：０．１％～２．５％、
Ａｌ：０％～２．５％、を含有し、
残部がＦｅ及び不純物からなる組成であることが好ましい。 Further, in the manufacturing method of the present invention, the slab contains, by mass %,
Si: 0.1% to 3.8%,
Mn: 0.1% to 2.5%,
Al: 0% to 2.5%, containing
It is preferable that the balance is composed of Fe and impurities.

本発明によれば、磁気特性、すなわち高磁束密度と打ち抜き性に優れた無方向性電磁鋼、及びこの無方向性電磁鋼板の製造方法が提供される。 INDUSTRIAL APPLICABILITY According to the present invention, a non-oriented electrical steel sheet having excellent magnetic properties, that is, a high magnetic flux density and punchability, and a method for producing the non-oriented electrical steel sheet are provided.

以下、本発明の実施形態に係る無方向性電磁鋼板、及びその製造方法について詳細に説明する。
なお、本明細書中において、「～」を用いて表される数値範囲は、特に断りの無い限り、「～」の前後に記載される数値を下限値および上限値として含む範囲を意味する。 A non-oriented electrical steel sheet and a method for manufacturing the same according to embodiments of the present invention will be described in detail below.
In this specification, unless otherwise specified, the numerical range represented by "to" means a range including the numerical values before and after "to" as lower and upper limits.

＜無方向性電磁鋼板＞
本発明では、仕上げ熱延において最終スタンド通過後速やかに急冷することにより表層で異方性を持つ析出物が得られ、該析出物での応力集中により打ち抜き性が改善される。これを一定範囲の高温で仕上げることにより、中心層の結晶組織を粗大化し、成品の磁束密度を向上させる。本発明では、無方向性電磁鋼板の形態を以下の様に定める。 <Non-oriented electrical steel sheet>
In the present invention, the steel sheet is rapidly cooled after passing through the final stand in finish hot rolling to obtain anisotropic precipitates on the surface layer, and stress concentration in the precipitates improves punchability. By finishing this at a high temperature within a certain range, the crystal structure of the central layer is coarsened and the magnetic flux density of the product is improved. In the present invention, the form of the non-oriented electrical steel sheet is defined as follows.

打ち抜き性を改善するため、本発明では無方向性電磁鋼板の板厚を適切に制御することが好ましく、板厚は、０．１５ｍｍ以上０．６５ｍｍ以下に定める。板厚は、好ましくは０．１７ｍｍ以上０．５０ｍｍ以下、さらに好ましくは０．２０ｍｍ以上０．３５ｍｍ以下である。板厚の上限は、鉄損向上の観点から定められる。板厚の下限は、鉄心の占積率向上の観点から定められる。 In order to improve punchability, it is preferable to appropriately control the thickness of the non-oriented electrical steel sheet in the present invention, and the thickness is set to 0.15 mm or more and 0.65 mm or less. The plate thickness is preferably 0.17 mm or more and 0.50 mm or less, more preferably 0.20 mm or more and 0.35 mm or less. The upper limit of the plate thickness is determined from the viewpoint of improving iron loss. The lower limit of the plate thickness is determined from the viewpoint of improving the space factor of the iron core.

本発明では、金属組織および析出物観察において、鋼板の表層と中心層の観察を行う。また、本発明では、圧延方向と板面に垂直な方向とを含む観察断面において金属組織および析出物観察を行う。本発明での表層とは、鋼板の両面（２つの表面）それぞれから板厚方向（板面に垂直な方向）に１００μｍの範囲を意味する。また、本発明での中心層とは、板厚方向（板面に垂直な方向）の鋼板中心面から鋼板の両面それぞれに向かって５０μｍずつで合わせて１００μｍの範囲を意味する。鋼板の板厚が薄く、表層と中心層の範囲が重なる場合は、それぞれを独立した範囲として扱う。すなわち、同一箇所を二重に観察する場合が生じる。 In the present invention, the observation of the surface layer and the center layer of the steel sheet is carried out in the observation of the metallographic structure and precipitates. In addition, in the present invention, metallographic structure and precipitates are observed in an observation section including the rolling direction and the direction perpendicular to the sheet surface. The surface layer in the present invention means a range of 100 μm in the plate thickness direction (direction perpendicular to the plate surface) from each of both surfaces (two surfaces) of the steel plate. Further, the central layer in the present invention means a range of 100 μm in total from the central surface of the steel sheet in the thickness direction (the direction perpendicular to the surface of the steel sheet) toward each side of the steel sheet in increments of 50 μm. If the thickness of the steel plate is thin and the range of the surface layer and the center layer overlap, each range is treated as an independent range. In other words, the same point may be observed twice.

本発明では、圧延方向と板面に垂直な方向とを含む観察断面において、２つの表面それぞれから１００μｍの範囲である表層における結晶粒の円相当直径の平均値が１０μｍ以上８０μｍ以下であり、板面に垂直な方向における中心から鋼板の２つの表面それぞれに向かって５０μｍずつで合わせて１００μｍの範囲である中心層における結晶粒の円相当直径の平均値が５０μｍ以上かつ１５０μｍ以下であり、前記中心層における結晶粒の円相当直径の平均値と、前記表層における結晶粒の円相当直径の平均値の差、（中心層円相当直径）－（表層円相当直径）が２０μｍ以上１００μｍ以下であることが必要である。 In the present invention, in the observed cross section including the rolling direction and the direction perpendicular to the plate surface, the average value of the equivalent circle diameters of the crystal grains in the surface layer, which is in the range of 100 μm from each of the two surfaces, is 10 μm or more and 80 μm or less. The average value of the circle-equivalent diameters of the crystal grains in the center layer, which is in the range of 100 μm in total from the center in the direction perpendicular to the surface to 50 μm each toward each of the two surfaces of the steel sheet, is 50 μm or more and 150 μm or less, and the center The difference between the average equivalent circle diameter of the crystal grains in the layer and the average equivalent circle diameter of the crystal grains in the surface layer, (central layer equivalent circle diameter) - (surface layer equivalent circle diameter) is 20 μm or more and 100 μm or less. is required.

本発明の表層における結晶粒の円相当直径の平均値の好ましい範囲は、１５μｍ以上７０μｍ以下であり、より好ましくは２０μｍ以上６５μｍ以下であり、さらに好ましくは２５μｍ以上５０μｍ以下である。本発明の表層の円相当直径の下限は、鉄損を低減し磁気特性を向上させるために定まり、上限は、本発明の特徴である打ち抜き性改善効果を発現させるために必要な値として定まる。 The average equivalent circle diameter of crystal grains in the surface layer of the present invention is preferably 15 μm or more and 70 μm or less, more preferably 20 μm or more and 65 μm or less, and still more preferably 25 μm or more and 50 μm or less. The lower limit of the equivalent circle diameter of the surface layer of the present invention is determined in order to reduce iron loss and improve magnetic properties, and the upper limit is determined as a value necessary to develop the effect of improving punchability, which is a feature of the present invention.

本発明の中心層における結晶粒の円相当直径の平均値の好ましい範囲は、６０μｍ以上１４０μｍ以下であり、より好ましくは６０μｍ以上１３０μｍ以下であり、さらに好ましくは７０μｍ以上１２０μｍ以下である。本発明の中心層の円相当直径の下限は、鉄損低減のために定まり、上限は、打ち抜き安定性確保のために定まる。 The average equivalent circle diameter of crystal grains in the central layer of the present invention is preferably from 60 μm to 140 μm, more preferably from 60 μm to 130 μm, still more preferably from 70 μm to 120 μm. The lower limit of the circle-equivalent diameter of the core layer of the present invention is determined to reduce core loss, and the upper limit is determined to ensure punching stability.

本発明の成品の中心層における結晶粒の円相当直径の平均値は、表層における結晶粒の円相当直径の平均値よりも大きい。その差の下限は、２０μｍ以上であり、好ましくは３０μｍ以上、より好ましくは３５μｍ以上、さらに好ましくは４０μｍ以上である。その差の上限は、１００μｍ以下であり、好ましくは９０μｍ以下、より好ましくは８５μｍ以下、さらに好ましくは８０μｍ以下である。下限は、打ち抜き性を改善するために定まり、上限は、圧延時の中心層と表層の間の粒径差に起因する剥離発生などの課題を防止し圧延安定性改善のために定まる。 The average equivalent circle diameter of crystal grains in the center layer of the product of the present invention is larger than the average equivalent circle diameter of crystal grains in the surface layer. The lower limit of the difference is 20 μm or more, preferably 30 μm or more, more preferably 35 μm or more, and still more preferably 40 μm or more. The upper limit of the difference is 100 μm or less, preferably 90 μm or less, more preferably 85 μm or less, and even more preferably 80 μm or less. The lower limit is determined to improve punchability, and the upper limit is determined to prevent problems such as flaking caused by the grain size difference between the center layer and the surface layer during rolling and improve rolling stability.

断面観察は、試料を機械研磨後、化学研磨を行い鏡面化した後、ナイタールなどで腐食して結晶粒界を現出させて行う。または、試料を機械研磨、化学研磨し鏡面化した後、電子顕微鏡観察を行ってもよい。観察領域の圧延方向の長さについては特に限定しないが、結晶粒の円相当直径の平均値に関する規定の最大値が１５０μｍであることを考慮し、測定領域の長さは５００μｍ以上とする。
得られた写真をＪＩＳ－Ｇ０５５２（１９９８年）に定められた方法に従い結晶粒度を測定し、結晶粒の平均断面積を求め、これを円と仮定して円相当直径を求める。または、画像処理により計算機で円相当直径を求めてもよい。 Cross-sectional observation is performed by mechanically polishing the sample, chemically polishing the sample to a mirror surface, and then corroding the sample with nital or the like to expose the grain boundaries. Alternatively, the sample may be mechanically polished or chemically polished to have a mirror surface, and then observed with an electron microscope. Although the length of the observation area in the rolling direction is not particularly limited, the length of the measurement area is set to 500 μm or more, considering that the prescribed maximum value for the average equivalent circle diameter of grains is 150 μm.
The crystal grain size of the obtained photograph is measured according to the method specified in JIS-G0552 (1998), the average cross-sectional area of the crystal grains is determined, and assuming that this is a circle, the equivalent circle diameter is determined. Alternatively, the equivalent circle diameter may be obtained by a computer through image processing.

なお、薄手材かつ結晶組織が粗大な場合は、観察領域の板厚方向を１つの結晶粒が貫通する場合がある。その際は、当該結晶粒は観察視野において１つの結晶粒として数えて観察視野内の結晶粒数を決定し、観察視野の面積を結晶粒数で除した値を１個の結晶粒の平均面積とし、この平均面積を円相当として円相当直径を求める。 In addition, when the material is thin and the crystal structure is coarse, one crystal grain may penetrate the plate thickness direction of the observation area. In that case, the crystal grain is counted as one crystal grain in the observation field of view to determine the number of crystal grains in the observation field of view, and the value obtained by dividing the area of the observation field of view by the number of crystal grains is the average area of one crystal grain. , and this average area is equivalent to a circle to obtain the equivalent circle diameter.

本発明では、無方向性電磁鋼板の２つの表面それぞれから１００μｍの範囲において、ＭｎＳ、ＣｕＳおよびその複合析出物からなる析出物について、析出物外径の最も長い方向の長さをそれと直交するより短い方向の長さで除して算出されるアスペクト比が１．１以上８．０以下であることが必要である。
アスペクト比の下限は、好ましくは１．３以上、より好ましくは１．５以上、更に好ましくは２．０以上である。アスペクト比の上限は、好ましくは７．５以下、より好ましくは７．０以下、さらに好ましくは６．５以下である。下限は、打ち抜き性改善の観点から必要な値として定められる。上限は、鉄損の増大を防止するために定められる。 In the present invention, in the range of 100 μm from each of the two surfaces of the non-oriented electrical steel sheet, for precipitates composed of MnS, CuS and composite precipitates thereof, the length of the longest direction of the precipitate outer diameter is set to The aspect ratio calculated by dividing by the length in the short direction must be 1.1 or more and 8.0 or less.
The lower limit of the aspect ratio is preferably 1.3 or more, more preferably 1.5 or more, and still more preferably 2.0 or more. The upper limit of the aspect ratio is preferably 7.5 or less, more preferably 7.0 or less, and even more preferably 6.5 or less. The lower limit is determined as a value necessary from the viewpoint of improving punchability. The upper limit is set to prevent an increase in iron loss.

表層の析出物は、無方向性電磁鋼板の２つの表面それぞれから１００μｍの範囲において、板厚方向位置について偏りなく全般的に選択した少なくとも５０個以上測定を行い、析出物長手方向と無方向性電磁鋼板の板面に垂直な方向とのなす平均の角度を測定する。その角度は、本発明では３５°以下０．２°以上である。
当該角度の上限は、好ましくは３０°以下、より好ましくは２５°以下、さらに好ましくは２０°以下である。上限は、本発明の無方向性電磁鋼板における打ち抜き性改善効果を得るため定まる。当該角度の下限は、仕上焼鈍ラインの通板性を安定させる観点から０．２°以上に定まる。下限は、好ましくは０．５°以上、より好ましくは１．０°以上である。 For the precipitates on the surface layer, in a range of 100 μm from each of the two surfaces of the non-oriented electrical steel sheet, at least 50 or more measurements were taken in a generally selected position in the thickness direction without bias, and the longitudinal direction of the precipitates and the non-oriented Measure the average angle between the direction perpendicular to the surface of the electromagnetic steel sheet. The angle is 35° or less and 0.2° or more in the present invention.
The upper limit of the angle is preferably 30° or less, more preferably 25° or less, still more preferably 20° or less. The upper limit is determined in order to obtain the effect of improving punchability in the non-oriented electrical steel sheet of the present invention. The lower limit of the angle is determined to be 0.2° or more from the viewpoint of stabilizing the threadability of the finish annealing line. The lower limit is preferably 0.5° or more, more preferably 1.0° or more.

また、本発明では、当該角度の標準偏差が２５°以下０．１°以上である。
当該標準偏差の上限は、本発明の打ち抜き性改善効果を得るために２５°以下に定まる。上限は、好ましくは２５°以下、より好ましくは２３°以下、さらに好ましくは２１°以下である。当該標準偏差の下限は、冷間圧延安定性確保のために０．１°以上に定まる。下限は好ましくは０．５°以上、さらに好ましくは１．０°以上である。 Further, in the present invention, the standard deviation of the angle is 25° or less and 0.1° or more.
The upper limit of the standard deviation is set to 25° or less in order to obtain the punchability improving effect of the present invention. The upper limit is preferably 25° or less, more preferably 23° or less, still more preferably 21° or less. The lower limit of the standard deviation is set to 0.1° or more in order to ensure cold rolling stability. The lower limit is preferably 0.5° or more, more preferably 1.0° or more.

析出物観察は、試料を機械研磨、化学研磨後、電子顕微鏡で画像解析もしくは写真撮影を行い得られた写真をもとに測定もしくは計算機による画像解析を行う方法が一例としてあげられる。
析出物がＭｎＳ、ＣｕＳであることは電子顕微鏡で当該析出物を観察し、Ｘ線回折格子測定などによって同定する。本発明では、ＭｎＳ、ＣｕＳの複合析出物である事は、その他の手段によって同定しても構わない。たとえば、抽出残さを化学分析することによって行ってもよい。
析出物の外径の最も長い方向の長さは、０．０１μｍ以上１０μｍ以下が好ましく、０．０２μｍ以上９μｍ以下がより好ましく、０．０５μｍ以上５μｍ以下がさらに好ましい。析出物の外径の最も長い方向の長さが、好ましい上限を超えると、通板安定性に課題が生じるのでこの範囲が好ましい。下限未満であると、鉄損を増大させるためこの範囲が好ましい。 For observation of precipitates, for example, a sample is mechanically polished or chemically polished, then subjected to image analysis or photographing with an electron microscope, and then measurement is performed based on the obtained photograph or image analysis is performed using a computer.
Whether the precipitates are MnS or CuS is identified by observing the precipitates with an electron microscope and by X-ray diffraction grating measurement or the like. In the present invention, the composite precipitate of MnS and CuS may be identified by other means. For example, it may be carried out by chemically analyzing the extraction residue.
The length of the precipitate in the longest direction of the outer diameter is preferably 0.01 μm or more and 10 μm or less, more preferably 0.02 μm or more and 9 μm or less, and still more preferably 0.05 μm or more and 5 μm or less. If the length of the precipitates in the longest direction of the outer diameter exceeds the preferred upper limit, problems will arise in the threading stability, so this range is preferred. If it is less than the lower limit, iron loss increases, so this range is preferred.

発明者らは、仕上熱延を９００℃以上１２００℃以下で仕上げ、０．１秒から５秒以内に冷却を開始し、９０℃／秒以上５００℃／秒以下の冷却速度で鋼板に冷却を施し、鋼板を９７０℃以下７５０℃以上まで冷却することにより、鋼板表層において析出物が板厚方向に成長しやすくなり、鋼板の板面に垂直な方向に長辺の角度が近い析出物が多数生成されると推察している。
また、発明者らは、この析出物は、鋼板表層で多数微細に板厚方向に長辺を同じくして生成し、鋼板中心層では塊状のより粗大な析出物が生成すると推察している。 The inventors finish the finish hot rolling at 900 ° C. or higher and 1200 ° C. or lower, start cooling within 0.1 seconds to 5 seconds, and cool the steel sheet at a cooling rate of 90 ° C./second or higher and 500 ° C./second or lower. By cooling the steel sheet to 970 ° C. or lower and 750 ° C. or higher, precipitates tend to grow in the plate thickness direction in the steel plate surface layer, and many precipitates have a long side angle close to the direction perpendicular to the plate surface of the steel plate. I'm assuming it is generated.
In addition, the inventors presume that a large number of fine precipitates are formed on the surface layer of the steel sheet with the same long sides in the thickness direction, and coarser massive precipitates are formed on the center layer of the steel sheet.

また、発明者らは、冷間圧延を経た場合、表層の析出物は剪断歪により傾きを生じると推察されるが、冷間圧延の摩擦係数は低いため、仕上熱延において形成された板厚方向と沿う形状の析出物の長辺方向への影響は小さく、成品においてもその長辺方向が板厚方向に維持されるのではないかと推察している。 In addition, the inventors presume that when cold rolling is performed, the precipitates on the surface layer tilt due to shear strain, but since the friction coefficient of cold rolling is low, the thickness Precipitates with a shape along the direction have little effect on the long side direction, and it is speculated that the long side direction may be maintained in the plate thickness direction in the finished product.

この析出物の長辺方向を板厚方向に維持しながら冷間圧延を行う方策として、ロールと鋼板との摩擦係数を下げる方法がある。具体的な公知の方法としては、圧延ロール径を大径化する、動粘度係数の高い潤滑油を選択し冷間圧延時の摩擦係数を低下させるなどの方法がある。もちろん、これらの方法に限定されるものではない。 As a measure for performing cold rolling while maintaining the longitudinal direction of the precipitates in the sheet thickness direction, there is a method of lowering the coefficient of friction between the rolls and the steel sheet. As specific known methods, there are methods such as increasing the diameter of the rolling rolls and selecting a lubricating oil having a high kinematic viscosity coefficient to lower the coefficient of friction during cold rolling. Of course, it is not limited to these methods.

磁束密度の測定方法については、後述する。 A method for measuring the magnetic flux density will be described later.

・平均磁束密度Ｂ５０（ＬＣ）
本実施形態に係る無方向性電磁鋼板は、圧延方向での磁界強度５０００Ａ／ｍにおける磁束密度ＢＢ５０（０°）及び圧延方向に対して直角となる方向での磁界強度５０００Ａ／ｍにおける磁束密度ＢＢ５０（９０°）の算術平均である平均磁束密度Ｂ５０（ＬＣ）は、高い方が好ましく、例えば１．６４Ｔ以上が好ましい。平均磁束密度Ｂ５０（ＬＣ）が１．６４Ｔ以上であることにより、無方向性電磁鋼板の高い磁束密度が実現され、モータ等の回転機に適用した場合であれば高速回転や高周波励磁を実現でき、高効率化が図れる。
平均磁束密度Ｂ５０（ＬＣ）は、より好ましくは１．６６Ｔ以上であり、さらに好ましくは１．６８Ｔ以上である。また、平均磁束密度Ｂ５０（ＬＣ）の上限値は、特に限定されるものではないが、製造安定性の観点では、１．９０Ｔ以下が好ましく、１．８０Ｔ以下がより好ましい。 ・Average magnetic flux density B 50 (LC)
The non-oriented electrical steel sheet according to the present embodiment has a magnetic flux density B B50 (0 °) at a magnetic field strength of 5000 A / m in the rolling direction and a magnetic flux density at a magnetic field strength of 5000 A / m in a direction perpendicular to the rolling direction The average magnetic flux density B50 ( LC) , which is the arithmetic mean of BB50 (90°) , is preferably as high as possible, for example, 1.64 T or more. With an average magnetic flux density B50 (LC) of 1.64 T or more, a high magnetic flux density of the non-oriented electrical steel sheet is realized, and when applied to a rotating machine such as a motor, high-speed rotation and high-frequency excitation are realized. It is possible to achieve high efficiency.
The average magnetic flux density B50 (LC) is more preferably 1.66T or higher, and even more preferably 1.68T or higher. The upper limit of the average magnetic flux density B50 (LC) is not particularly limited, but is preferably 1.90 T or less, more preferably 1.80 T or less, from the viewpoint of production stability.

・鉄損
本実施形態に係る無方向性電磁鋼板においては、その鉄損（Ｗ１０／４００）は、低い方が好ましい。例えばその範囲としては、板厚０．２０ｍｍ材においては、７．５Ｗ／ｋｇ以上１１．０Ｗ／ｋｇ以下であることが好ましく、板厚０．２５ｍｍ材においては、８．０Ｗ／ｋｇ以上１２．５Ｗ／ｋｇ以下が好ましく、板厚０．３０ｍｍ材においては、１１．０Ｗ／ｋｇ以上１５．０Ｗ／ｋｇ以下であることが好ましく、板厚０．３５ｍｍ材においては、１４．０Ｗ／ｋｇ以上２０．０Ｗ／ｋｇ以下であることが好ましい。板厚がさらに増す場合はそれに応じて適切な鉄損の範囲が定まる。鉄損の下限は、冷間圧延安定性および安定した特性を得るなどの製造安定性の観点から定まる。鉄損の上限は、高効率鉄心に求められる板厚ごとに定まる特性から定められる。
鉄損としては、エプスタイン試料に切断し、インバータ励磁をエプスタイン法で測定した時に生じる鉄損を用いる。具体的には、磁束密度１．０Ｔ、周波数４００Ｈｚで磁化した際の鉄損Ｗ１０／４００（Ｗ／ｋｇ）を用いる。 - Iron loss In the non-oriented electrical steel sheet according to the present embodiment, the lower the iron loss ( W10/400 ), the better. For example, the range is preferably 7.5 W/kg or more and 11.0 W/kg or less for a plate thickness of 0.20 mm, and 8.0 W/kg or more and 12.0 W/kg or more for a plate thickness of 0.25 mm. It is preferably 5 W/kg or less, preferably 11.0 W/kg or more and 15.0 W/kg or less for a plate thickness of 0.30 mm, and 14.0 W/kg or more and 20 for a plate thickness of 0.35 mm. 0 W/kg or less is preferable. If the plate thickness is further increased, an appropriate iron loss range is determined accordingly. The lower limit of iron loss is determined from the viewpoint of manufacturing stability such as obtaining cold rolling stability and stable properties. The upper limit of iron loss is determined from the characteristics determined for each plate thickness required for a high-efficiency core.
As the iron loss, the iron loss generated when an Epstein sample is cut and the inverter excitation is measured by the Epstein method is used. Specifically, the core loss W 10/400 (W/kg) when magnetized at a magnetic flux density of 1.0 T and a frequency of 400 Hz is used.

無方向性電磁鋼板における平均磁束密度Ｂ５０（ＬＣ）を１．６４Ｔ以上の範囲に制御する方法としては、特に限定されるものではないが、例えば以下に示す本実施形態に係る無方向性電磁鋼板の製造方法によって作製する方法が挙げられる。 The method for controlling the average magnetic flux density B 50 (LC) in the non-oriented electrical steel sheet to a range of 1.64 T or more is not particularly limited, but for example, the following non-oriented electromagnetic A method of manufacturing by a steel plate manufacturing method is mentioned.

＜無方向性電磁鋼板の製造方法＞
以下、本実施形態に係る、無方向性電磁鋼板の製造方法について詳細に説明する。 <Manufacturing method of non-oriented electrical steel sheet>
Hereinafter, a method for manufacturing a non-oriented electrical steel sheet according to this embodiment will be described in detail.

本実施形態に係る無方向性電磁鋼板の製造方法は、鋳造により得られたスラブに熱間圧延を施す工程と、熱間圧延後の熱延板を冷間圧延する工程と、冷間圧延後の冷延板に仕上焼鈍を施す仕上焼鈍工程と、を備える。
本実施形態の無方向性電磁鋼板の製造方法によれば、打ち抜き性に優れ、さらに磁束密度の高い無方向性電磁鋼板が得られる。 A method for manufacturing a non-oriented electrical steel sheet according to the present embodiment includes a step of hot rolling a slab obtained by casting, a step of cold rolling the hot rolled sheet after hot rolling, and a step of cold rolling the hot rolled sheet after cold rolling. and a finish annealing step of applying finish annealing to the cold-rolled sheet.
According to the method for manufacturing a non-oriented electrical steel sheet of the present embodiment, a non-oriented electrical steel sheet having excellent punchability and a high magnetic flux density can be obtained.

打ち抜き性および磁束密度が向上する機構については鋭意調査中であるが、以下のように推測している。
本発明では、熱間圧延において、圧延直後の鋼板を特定の条件で冷却し巻き取ることにより、析出物が表層から中心層に向かって板面方向に垂直に近い方向に微細かつ配向して成長することで、打ち抜きの応力を受けた際に、析出物端部に応力集中が発生し、打ち抜き性を改善すると発明者らは推察している。
同時に、表層付近の析出物が微細化することにより、冷延および仕上焼鈍後の鋼板表層の結晶組織が中心層よりも細粒となることも、表層の亀裂伝播を滑らかにし、打ち抜き性を改善すると発明者らは推察している。
また、磁束密度が向上する理由は、熱延の仕上温度を高温とし、急速に冷却して高温で巻き取ることにより、表層と内層の温度差が大きくなり、中心層の結晶組織が優先的に粗大化したことが原因ではないかと推察している。
これらの機構は、以下に説明する熱間圧延工程の条件の限定範囲の規定理由とも整合するものとなっている。 The mechanism by which the punchability and the magnetic flux density are improved is under intensive investigation, and is presumed as follows.
In the present invention, in hot rolling, the steel sheet immediately after rolling is cooled under specific conditions and then coiled, so that precipitates grow finely and oriented in a direction close to the direction perpendicular to the sheet surface from the surface layer toward the center layer. The inventors presume that by doing so, stress concentration occurs at the edges of the precipitate when punching stress is applied, and punchability is improved.
At the same time, the refinement of precipitates near the surface layer makes the crystal structure of the surface layer of the steel sheet after cold rolling and final annealing finer than that of the central layer, which also smoothes crack propagation in the surface layer and improves punchability. The inventors then speculate.
The reason why the magnetic flux density is improved is that the temperature difference between the surface layer and the inner layer is increased by setting the finishing temperature of the hot rolling to a high temperature, rapidly cooling and winding at a high temperature, and the crystal structure of the central layer is preferentially It is speculated that it is caused by coarsening.
These mechanisms are consistent with the reasons for defining the limited range of conditions for the hot rolling process, which will be described below.

（熱間圧延工程）
本実施形態の製造方法では、まずスラブに熱間圧延（熱延）が施される。なお、本実施形態に用い得るスラブの化学組成等については、後に詳述する。
スラブは、公知の方法、例えば公知の連続鋳造により得られる。また、熱間圧延は、鋳造後の高温のスラブをそのまま圧延（鋳造後直接圧延）してもよいし、一旦低温まで冷却した後、再加熱したうえで圧延してもよい。直接圧延する場合の圧延開始温度、または再加熱する場合の加熱温度は限定しないが、本実施形態の製造方法のポイントの一つである仕上温度を確保できるよう設定すれば良い。直接圧延する場合の圧延開始温度、またはスラブを再加熱する場合の温度としては、例えば、１０００℃以上１２５０℃以下の範囲が挙げられる。 (Hot rolling process)
In the manufacturing method of the present embodiment, the slab is first hot rolled (hot rolled). The chemical composition and the like of the slab that can be used in this embodiment will be detailed later.
The slabs are obtained by known methods, such as known continuous casting. In the hot rolling, the hot slab after casting may be rolled as it is (rolling directly after casting), or the slab may be cooled once to a low temperature and then reheated before rolling. The rolling start temperature in the case of direct rolling or the heating temperature in the case of reheating is not limited, but may be set so as to secure the finishing temperature, which is one of the points of the manufacturing method of the present embodiment. The rolling start temperature for direct rolling or the temperature for reheating the slab is, for example, in the range of 1000° C. or higher and 1250° C. or lower.

熱間圧延工程は、粗圧延と仕上圧延から成る。
粗圧延の各種条件は特に限定されるものではなく、一般的な条件に従って施せばよい。粗圧延の温度は、特に限定されるものではないが、例えば９００℃以上１２５０℃以下とすることが好ましく、９５０℃以上１２００℃以下とすることがより好ましく、１０００℃以上１１５０℃以下とすることがさらに好ましい。 The hot rolling process consists of rough rolling and finish rolling.
Various conditions for rough rolling are not particularly limited, and general conditions may be used. The temperature of rough rolling is not particularly limited, but for example, it is preferably 900° C. or higher and 1250° C. or lower, more preferably 950° C. or higher and 1200° C. or lower, and 1000° C. or higher and 1150° C. or lower. is more preferred.

粗圧延機としては、例えば複数のスタンドを備える多段式の圧延機が用いられる。例えば、１～６スタンドの２段式又は４段式圧延機によって往復又は一方向の圧延を行う方法が挙げられる。
粗圧延の圧下率は、本実施形態の作用効果を得ることができれば特に限定されるものではないが、５５％以上９２％以下とすることが好ましく、７０％以上９０％以下とすることがより好ましく、７５％以上８８％以下とすることがさらに好ましい。粗圧延圧下率の下限は、シートバーの温度が低下し過ぎ、続く仕上圧延工程での圧延温度の確保が困難になることを防止する観点から定まり、上限は、粗圧延機の圧延反力の上昇を抑え、粗圧延機の負荷を軽減する観点から定まる。 As the roughing mill, for example, a multistage rolling mill having a plurality of stands is used. For example, there is a method in which reciprocating or unidirectional rolling is performed using a 2-high or 4-high rolling mill with 1 to 6 stands.
The reduction ratio of rough rolling is not particularly limited as long as the effects of the present embodiment can be obtained, but it is preferably 55% or more and 92% or less, and more preferably 70% or more and 90% or less. Preferably, it is more preferably 75% or more and 88% or less. The lower limit of the rough rolling reduction rate is determined from the viewpoint of preventing the temperature of the sheet bar from dropping too much, making it difficult to secure the rolling temperature in the subsequent finish rolling process. It is determined from the viewpoint of suppressing the rise and reducing the load on the roughing mill.

次いで、粗圧延後の圧延板（粗バー）に、仕上圧延を施す。
なお、スラブが厚さ１０～５０ｍｍ程度のいわゆる薄スラブとして鋳造された場合、上記の粗圧延が省略され、薄スラブに直接、以下の仕上圧延を施すことも可能である。 Next, the rolled plate (rough bar) after rough rolling is subjected to finish rolling.
When the slab is cast as a so-called thin slab having a thickness of about 10 to 50 mm, the above rough rolling can be omitted and the thin slab can be directly subjected to the following finish rolling.

仕上圧延としては、例えば単数もしくは複数のスタンドを備える多段式の圧延機が用いられる。例えば、２段式、４段式又は６段式圧延機が１～８スタンドつながったものが挙げられ、目的とする板厚まで連続圧延する。
仕上圧延後の圧延板の板厚としては、特に限定されるものではないが、例えば１ｍｍ以上３ｍｍ以下に設定することができる。仕上圧延における最終スタンドの圧延速度は、特に限定されるものではないが、例えば毎分５００ｍ以上１６００ｍ以下に設定することができる。 For finish rolling, for example, a multistage rolling mill provided with a single stand or a plurality of stands is used. For example, a 2-, 4-, or 6-high rolling mill may be connected to 1 to 8 stands, and is continuously rolled to the target thickness.
The thickness of the rolled sheet after finish rolling is not particularly limited, but can be set to, for example, 1 mm or more and 3 mm or less. The rolling speed of the final stand in finish rolling is not particularly limited, but can be set to, for example, 500 m/min or more and 1600 m/min or less.

仕上圧延の圧下率は、本実施形態の作用効果を得ることができれば特に限定されるものではないが、７０％以上９９％以下とすることが好ましく、８０％以上９８％以下とすることがより好ましく、８５％以上９７％以下とすることがさらに好ましい。仕上圧延の圧下率の下限は、本発明に好ましい仕上温度を確保するために定まり、上限は仕上圧延機の圧延反力を軽減するために定まる。 The reduction ratio of finish rolling is not particularly limited as long as the effects of the present embodiment can be obtained, but it is preferably 70% or more and 99% or less, and more preferably 80% or more and 98% or less. Preferably, it is more preferably 85% or more and 97% or less. The lower limit of the rolling reduction in finish rolling is determined in order to ensure a preferable finishing temperature for the present invention, and the upper limit is determined in order to reduce the rolling reaction force of the finish rolling mill.

仕上圧延の最終スタンドの出側温度（仕上温度）は、９００℃以上１２００℃以下とする。好ましくは９２０℃以上１１７０℃以下、より好ましくは９４０℃以上１１５０℃以下、さらに好ましくは９５０℃以上１１２０℃以下である。仕上温度の下限は、直後に実施する冷却による板厚方向の析出物制御および板厚方向の結晶組織制御を適切に行うために定まる。仕上温度の上限は、板厚制御性の観点から定まる。 The delivery side temperature (finishing temperature) of the final stand for finish rolling is 900° C. or higher and 1200° C. or lower. The temperature is preferably 920° C. or higher and 1170° C. or lower, more preferably 940° C. or higher and 1150° C. or lower, and still more preferably 950° C. or higher and 1120° C. or lower. The lower limit of the finishing temperature is determined in order to appropriately control the precipitates in the plate thickness direction and the crystal structure in the plate thickness direction by the subsequent cooling. The upper limit of the finishing temperature is determined from the viewpoint of plate thickness controllability.

仕上圧延の最終スタンドを通過した後、０．１秒以上５秒以内に、９０℃／秒以上５００℃／秒以下の冷却速度での冷却を開始し、鋼板を９７０℃以下７５０℃以上まで冷却する。この冷却は、例えばＲＯＴ（ランアウトテーブル）上で実施される。
最終スタンド通過後の９０℃／秒以上５００℃／秒以下の冷却速度での冷却開始は、好ましくは０．２秒以上４．５秒以内、より好ましくは０．３秒以上４秒以内、さらに好ましくは０．５秒以上３．５秒以内である。冷却開始時間の下限は、９０℃／秒以上の冷却を行う設備の設置制約から定まり、上限は本発明において鋼板の表層の析出物制御と結晶組織制御を発現させる限界から定まる。
ここでの冷却速度は、好ましくは１００℃／秒以上４５０℃／秒以下、より好ましくは１１０℃／秒以上４００℃／秒以下、さらに好ましくは１３０℃／秒以上３５０℃／秒以下である。冷却速度の下限は、本発明の意図する鋼板表層の析出物制御と板厚方向の結晶組織制御を適切に行うために定まる。上限は、本発明の意図する鋼板表層の析出物と板厚方向の結晶組織を安定的に実現し、冷却速度の制御性を向上させるために定められる。
上記の冷却は、鋼板温度が、好ましくは９６０℃以下７７０℃以上、より好ましくは９５０℃以下７７５℃以上、さらに好ましくは９３０℃以下７８０℃以上まで行う。この鋼板温度の上限は、制御冷却の効果を有効に発現させ、本発明の意図する鋼板表層の析出物と板厚方向の結晶組織を得るため、さらにコイルの巻き取りを安定化するために定められ、下限は、コイル巻き取り後の中心層の結晶組織を本発明の意図する範囲に制御するために定められる。 After passing the final stand of finish rolling, cooling is started at a cooling rate of 90° C./s or more and 500° C./s or less within 0.1 seconds or more and 5 seconds or less, and the steel plate is cooled to 970° C. or less and 750° C. or more. do. This cooling is performed, for example, on a ROT (runout table).
The start of cooling at a cooling rate of 90° C./s or more and 500° C./s or less after passing through the final stand is preferably 0.2 seconds or more and 4.5 seconds or less, more preferably 0.3 seconds or more and 4 seconds or less, and further It is preferably 0.5 seconds or more and 3.5 seconds or less. The lower limit of the cooling start time is determined by the restrictions on the installation of equipment for cooling at 90° C./sec or more, and the upper limit is determined by the limits of controlling precipitates and crystal structure on the surface layer of the steel sheet in the present invention.
The cooling rate here is preferably 100° C./s or more and 450° C./s or less, more preferably 110° C./s or more and 400° C./s or less, and still more preferably 130° C./s or more and 350° C./s or less. The lower limit of the cooling rate is determined in order to properly control the precipitates on the surface layer of the steel sheet and the crystal structure in the thickness direction, which are intended by the present invention. The upper limit is determined in order to stably realize the precipitates on the surface layer of the steel sheet and the crystal structure in the thickness direction intended by the present invention and to improve the controllability of the cooling rate.
The above cooling is carried out until the steel sheet temperature is preferably 960° C. or lower and 770° C. or higher, more preferably 950° C. or lower and 775° C. or higher, further preferably 930° C. or lower and 780° C. or higher. The upper limit of the steel sheet temperature is determined in order to effectively develop the effect of controlled cooling, obtain precipitates on the surface layer of the steel sheet and the crystal structure in the sheet thickness direction intended by the present invention, and stabilize winding of the coil. The lower limit is set in order to control the crystal structure of the center layer after coil winding within the range intended by the present invention.

９０℃／秒以上５００℃／秒以下の冷却速度での冷却を完了した熱延板は、コイルに巻き取る。
上記の冷却終了から巻取りまでの温度は、極力一定に保つことが好ましい。上記冷却終了後からコイル巻取りまでの鋼板温度低下は、２０℃以下、好ましくは１５℃以下、より好ましくは１０℃以下、さらに好ましくは５℃以下である。
巻き取り後のコイルは３分以上２時間以下、好ましくは５分以上９０分以下、より好ましくは７分以上１時間以下、さらに好ましくは１０分以上３０分以下の時間、巻き取ったままの状態で保持を行う。その後、必要に応じて水槽に浸漬するなどの公知の方法で冷却を行う。
保定時間の上限は、コイル保定による中心層の結晶組織成長効果が飽和するとともに鋼板表面に酸化物が過度に形成されるのを防止する観点から定められる。保定時間の下限は、保定効果による鋼板の中心層の粒成長が得られる限度の時間として定められる。 The hot-rolled sheet that has completed cooling at a cooling rate of 90° C./sec or more and 500° C./sec or less is wound into a coil.
It is preferable to keep the temperature as constant as possible from the end of the cooling to the winding. A decrease in steel sheet temperature from the end of the cooling to coiling is 20° C. or less, preferably 15° C. or less, more preferably 10° C. or less, and even more preferably 5° C. or less.
The coil after winding is in a wound state for 3 minutes or more and 2 hours or less, preferably 5 minutes or more and 90 minutes or less, more preferably 7 minutes or more and 1 hour or less, still more preferably 10 minutes or more and 30 minutes or less. to hold. After that, it is cooled by a known method such as immersion in a water tank, if necessary.
The upper limit of the retention time is determined from the viewpoint of saturating the crystal structure growth effect of the center layer by coil retention and preventing excessive formation of oxides on the surface of the steel sheet. The lower limit of the retention time is determined as the maximum time during which grain growth in the central layer of the steel sheet can be obtained by the retention effect.

コイル状に巻き取りを行うコイル巻取り装置は、一般的には仕上圧延機の最終スタンドから１００ｍから２００ｍの距離に設置される。 A coil winder for coiling is generally installed at a distance of 100 m to 200 m from the final stand of the finishing mill.

本実施形態の製造方法では、次いで、酸洗工程、冷間圧延工程、及び仕上焼鈍工程等を設けることで無方向性電磁鋼板が製造できる。 In the manufacturing method of the present embodiment, a non-oriented electrical steel sheet can be manufactured by subsequently providing a pickling process, a cold rolling process, a finish annealing process, and the like.

（冷間圧延工程）
仕上焼鈍工程の前に冷間圧延工程を設けてもよい。
冷間圧延工程としては、本実施形態の作用効果を得ることができれば特に限定されるものではない。
なお、冷間圧延に先立って、熱間圧延工程後の圧延板に酸洗を施してもよい。 (Cold rolling process)
A cold rolling process may be provided before the finish annealing process.
The cold rolling process is not particularly limited as long as the effects of the present embodiment can be obtained.
Prior to cold rolling, the rolled sheet after the hot rolling process may be pickled.

冷間圧延の仕上げ板厚は、本発明では圧延板の板厚を０．１５ｍｍ以上０．６５ｍｍ以下と定める。中でも０．１６ｍｍ以上０．６０ｍｍ以下とすることが好ましく、０．１８ｍｍ以上０．５０ｍｍ以下とすることがより好ましく、０．２０ｍｍ以上０．３５ｍｍ以下とすることがさらに好ましい。成品の板厚の上限は、鉄損増加防止の観点から定められる。下限は、鉄心を製造した際の占積率の低下を防止する観点から定められる。 In the present invention, the finished plate thickness of cold rolling is defined as 0.15 mm or more and 0.65 mm or less. Above all, it is preferably 0.16 mm or more and 0.60 mm or less, more preferably 0.18 mm or more and 0.50 mm or less, and even more preferably 0.20 mm or more and 0.35 mm or less. The upper limit of the plate thickness of the product is determined from the viewpoint of preventing an increase in iron loss. The lower limit is determined from the viewpoint of preventing a reduction in the space factor when manufacturing the iron core.

冷間圧延の圧下率は、本実施形態の作用効果を得ることができれば特に限定されるものではないが、５０％以上９７％以下とすることが好ましく、５５％以上８８％以下とすることがより好ましい。さらに好ましくは６０％以上８０％以下である。圧下率が５０％以上であることで、仕上焼鈍後に適切な磁気特性を達成することが可能となる。また、圧下率が９７％以下であることで、成品の集合組織を適切に制御でき、磁束密度の低下を抑制することが可能となる。 The reduction ratio of cold rolling is not particularly limited as long as the effects of the present embodiment can be obtained, but it is preferably 50% or more and 97% or less, and 55% or more and 88% or less. more preferred. More preferably, it is 60% or more and 80% or less. When the rolling reduction is 50% or more, it becomes possible to achieve appropriate magnetic properties after finish annealing. In addition, since the rolling reduction is 97% or less, the texture of the product can be appropriately controlled, and a decrease in magnetic flux density can be suppressed.

（仕上焼鈍工程）
仕上焼鈍工程においては、冷間圧延工程後の圧延板に仕上焼鈍を施す。 (Finish annealing process)
In the finish annealing step, the rolled sheet after the cold rolling step is subjected to finish annealing.

仕上焼鈍条件としては、本実施形態の作用効果を得ることができれば特に限定されるものではない。ただし、焼鈍時の酸化を防止して鉄損増大を防ぐとともに結晶粒を制御して鉄損を低減する目的から、７００℃以上１１００℃以下の温度域に保持することが好ましく、中でも７５０℃以上１０５０℃以下の温度域に保持することがより好ましい。さらに７７０℃以上１０２０℃以下の温度域に保持することが好ましい。
また、その際の保持時間としては、０．１秒以上１２０秒以下保持することが好ましく、１秒以上９０秒以下保持することがより好ましく、５秒以上６０秒以下保持することがさらに好ましい。仕上焼鈍の保持時間の下限は、再結晶を進行させるために必要かつ、鉄損を低減させるために定まる。上限は、仕上焼鈍の効果が飽和するとともに鋼板表面に酸化物が生じ鉄損を増大させることを防止するために定まる。
なお、仕上焼鈍での温度域とは、仕上焼鈍時の圧延板の表面温度を表す。 The finish annealing conditions are not particularly limited as long as the effects of the present embodiment can be obtained. However, in order to prevent oxidation during annealing to prevent an increase in iron loss and to control crystal grains to reduce iron loss, it is preferable to keep the temperature in the range of 700 ° C. or higher and 1100 ° C. or lower, especially 750 ° C. or higher. It is more preferable to keep the temperature within a temperature range of 1050° C. or less. Furthermore, it is preferable to keep the temperature in the range of 770°C or higher and 1020°C or lower.
The holding time at that time is preferably 0.1 to 120 seconds, more preferably 1 to 90 seconds, and even more preferably 5 to 60 seconds. The lower limit of the holding time of the finish annealing is determined in order to promote recrystallization and to reduce iron loss. The upper limit is determined in order to prevent the effect of finish annealing from being saturated and oxides from forming on the surface of the steel sheet to increase iron loss.
The temperature range in the final annealing represents the surface temperature of the rolled sheet during the final annealing.

（その他の工程）
本実施形態の無方向性電磁鋼板の製造方法は、上記仕上焼鈍工程後に、上記仕上焼鈍工程により得られた鋼板表面にコーティング液を塗布し、焼き付けることによって、絶縁被膜を形成する絶縁被膜形成工程を有していてもよい。絶縁被膜形成条件及びコーティング液は、通常用いられる材料により公知の方法によって行われる。 (Other processes)
In the method for manufacturing a non-oriented electrical steel sheet according to the present embodiment, after the finish annealing process, a coating liquid is applied to the surface of the steel sheet obtained by the finish annealing process, and the surface is baked to form an insulation coating. may have The conditions for forming the insulating film and the coating liquid are determined by a known method using commonly used materials.

＜スラブ及び成品の化学組成＞
次いで、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板製造方法に用いられるスラブ、及び該製造方法によって得られる成品（無方向性電磁鋼板）、並びに本実施形態に係る無方向性電磁鋼板の化学組成について説明する。
スラブの化学組成としては、本実施形態の作用効果を得ることができれば特に限定されるものではなく、例えば、一般的な無方向性電磁鋼板における母鋼板の化学組成を用いることができる。また、本実施形態に係る製造方法によって得られる成品や本実施形態に係る無方向性電磁鋼板の化学組成についても、スラブと同様である
上記化学組成としては、質量％でＳｉ：０．１％以上３．８％以下、Ｍｎ：０．１％以上２．５％以下、及びＡｌ：０％以上２．５％以下、を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなるものが好ましい。
以下、各成分の好ましい含有量を説明する。以下において、各成分の含有量は質量％での値である。 <Chemical Composition of Slab and Product>
Next, the chemical composition of the slab used in the non-oriented electrical steel sheet manufacturing method according to the present embodiment, the product (non-oriented electrical steel sheet) obtained by the manufacturing method, and the non-oriented electrical steel sheet according to the present embodiment explain.
The chemical composition of the slab is not particularly limited as long as the effects of the present embodiment can be obtained. For example, the chemical composition of a mother steel sheet in a general non-oriented electrical steel sheet can be used. In addition, the chemical composition of the product obtained by the manufacturing method according to this embodiment and the non-oriented electrical steel sheet according to this embodiment is the same as that of the slab. 3.8% or less, Mn: 0.1% or more and 2.5% or less, and Al: 0% or more and 2.5% or less, with the balance being Fe and impurities.
Preferred contents of each component are described below. Below, the content of each component is a value in mass %.

ａ．Ｓｉ
Ｓｉ含有量は、０．１％以上３．８％以下とすることが好ましい。 a. Si
The Si content is preferably 0.1% or more and 3.8% or less.

Ｓｉは、比抵抗を増加させる作用を有しているので、鉄損低減に寄与する。このため、鉄損低減の観点から、Ｓｉ含有量は０．１％以上とすることが好ましく、中でも１．０％以上、特に２．０％以上とすることが好ましい。一方、磁気特性及び圧延製造性を改善し、仕上焼鈍温度の上昇を抑制する観点から、Ｓｉ含有量は３．８％以下とすることが好ましく、中でも３．６％以下、特に３．４％以下とすることが好ましい。 Since Si has the effect of increasing the specific resistance, it contributes to the reduction of iron loss. Therefore, from the viewpoint of iron loss reduction, the Si content is preferably 0.1% or more, more preferably 1.0% or more, and particularly preferably 2.0% or more. On the other hand, from the viewpoint of improving the magnetic properties and rolling manufacturability and suppressing the rise in the finish annealing temperature, the Si content is preferably 3.8% or less, especially 3.6% or less, particularly 3.4%. It is preferable to:

ｂ．Ｍｎ
Ｍｎ含有量は、０．１％以上２．５％以下とすることが好ましい。 b. Mn
The Mn content is preferably 0.1% or more and 2.5% or less.

Ｍｎも、比抵抗を増加させる作用を有しているので、鉄損低減に寄与する。このため、鉄損低減の観点から、Ｍｎ含有量は０．１％以上とすることが好ましく、さらに０．２％以上、中でも０．５％以上とすることが好ましい。多過ぎると再結晶組織を微細化させ鉄損を増加させるため、２．５％以下とすることが好ましく、中でも１．３％以下、さらに１．０％以下とすることが好ましい。 Mn also has the effect of increasing the specific resistance, so it contributes to the reduction of iron loss. Therefore, from the viewpoint of iron loss reduction, the Mn content is preferably 0.1% or more, more preferably 0.2% or more, and more preferably 0.5% or more. If the amount is too high, the recrystallized structure is refined and the core loss is increased.

ｃ．Ａｌ
本実施形態におけるスラブ、及び本実施形態によって得られる成品は、Ａｌを意図的に含有させていないものでもよいし、Ａｌを意図的に含有させたものでもよい。Ａｌ含有量は、０％以上２．５％以下とすることが好ましい。 c. Al
The slab in this embodiment and the product obtained in this embodiment may not contain Al intentionally, or may contain Al intentionally. The Al content is preferably 0% or more and 2.5% or less.

Ａｌを含有する場合には、鉄損低減の観点から、Ａｌ含有量は０．１％以上２．５％以下とすることが好ましく、中でも０．３％以上２．３％以下、特に０．９％以上２．０％とすることが好ましい。 When Al is contained, the Al content is preferably 0.1% or more and 2.5% or less, more preferably 0.3% or more and 2.3% or less, particularly 0.3% or more, from the viewpoint of iron loss reduction. It is preferable to make it 9% or more and 2.0%.

ｄ．残部
残部は、Ｆｅ及び不純物である。 d. Balance The balance is Fe and impurities.

本実施形態の製造方法におけるスラブ、及び本実施形態によって得られる成品、並びに本実施形態に係る無方向性電磁鋼板は、本実施形態の作用効果を損なわない範囲で、混入し得る各種元素である不純物を含むものでもよい。不純物としては、Ｃ、Ｎ、Ｓのほか、Ｔｉ、Ｎｂ、Ａｓ、Ｚｒ、Ｐ等が挙げられる。 The slab in the manufacturing method of the present embodiment, the product obtained by the present embodiment, and the non-oriented electrical steel sheet according to the present embodiment contain various elements that can be mixed within a range that does not impair the effects of the present embodiment. It may contain impurities. Impurities include C, N, S, Ti, Nb, As, Zr, P, and the like.

Ｃ含有量は、磁気特性を改善する点から、０％以上０．００３％以下とすることが好ましく、中でも０％以上０．００２％以下、特に０％以上０．００１％以下とすることが好ましい。０．００１％以下とすることにより、特に秀逸な磁気特性を得ることができる。 The C content is preferably 0% or more and 0.003% or less, particularly 0% or more and 0.002% or less, particularly 0% or more and 0.001% or less, from the viewpoint of improving magnetic properties. preferable. By setting the content to 0.001% or less, particularly excellent magnetic properties can be obtained.

Ｎ含有量は、磁気特性を改善する点から、０％以上０．００３％以下とすることが好ましく、中でも０％以上０．００２％以下、特に０％以上０．００１％以下とすることが好ましい。０．００１％以下とすることにより、特に秀逸な磁気特性を得ることができる。 The N content is preferably 0% or more and 0.003% or less, particularly 0% or more and 0.002% or less, particularly 0% or more and 0.001% or less, from the viewpoint of improving magnetic properties. preferable. By setting the content to 0.001% or less, particularly excellent magnetic properties can be obtained.

Ｓ含有量は、磁気特性を改善する点から、０％以上０．００３％以下とすることが好ましく、中でも０％以上０．００２％以下、特に０％以上０．００１％以下とすることが好ましい。０．００１％以下とすることにより、特に秀逸な磁気特性を得ることができる。 From the viewpoint of improving the magnetic properties, the S content is preferably 0% or more and 0.003% or less, especially 0% or more and 0.002% or less, particularly 0% or more and 0.001% or less. preferable. By setting the content to 0.001% or less, particularly excellent magnetic properties can be obtained.

Ｔｉ含有量は、磁気特性を改善する点から、０％以上０．００４％以下とすることが好ましく、中でも０％以上０．００３％以下とすることが好ましい。特に秀逸な磁気特性を得るためには、特に０％以上０．００２％以下とすることが好ましい。 The Ti content is preferably 0% or more and 0.004% or less, more preferably 0% or more and 0.003% or less, from the viewpoint of improving magnetic properties. In order to obtain particularly excellent magnetic properties, it is particularly preferable that the content be 0% or more and 0.002% or less.

Ｎｂ含有量は、磁気特性を改善する点から、０％以上０．００３％以下とすることが好ましく、中でも０％以上０．００２％以下、特に０％以上０．００１％以下とすることが好ましい。０．００１％以下とすることにより、特に秀逸な磁気特性を得ることができる。 From the viewpoint of improving magnetic properties, the Nb content is preferably 0% or more and 0.003% or less, especially 0% or more and 0.002% or less, particularly 0% or more and 0.001% or less. preferable. By setting the content to 0.001% or less, particularly excellent magnetic properties can be obtained.

Ａｓ含有量は、磁気特性を改善する点から、０％以上０．００３％以下とすることが好ましく、中でも０％以上０．００２％以下、特に０％以上０．００１％以下とすることが好ましい。０．００１％以下とすることにより、特に秀逸な磁気特性を得ることができる。 From the viewpoint of improving the magnetic properties, the As content is preferably 0% or more and 0.003% or less, especially 0% or more and 0.002% or less, particularly 0% or more and 0.001% or less. preferable. By setting the content to 0.001% or less, particularly excellent magnetic properties can be obtained.

Ｚｒ含有量は、磁気特性を改善する点から、０％以上０．００３％以下とすることが好ましく、中でも０％以上０．００２％以下、特に０％以上０．００１％以下とすることが好ましい。０．００１％以下とすることにより、特に秀逸な磁気特性を得ることができる。 From the viewpoint of improving the magnetic properties, the Zr content is preferably 0% or more and 0.003% or less, especially 0% or more and 0.002% or less, particularly 0% or more and 0.001% or less. preferable. By setting the content to 0.001% or less, particularly excellent magnetic properties can be obtained.

Ｐ含有量は、磁気特性を改善する点から、０％以上０．２５％以下とすることが好ましく、中でも０％以上０．１５％以下とすることが好ましい。特に秀逸な磁気特性を得るためには、０％以上０．１０％以下とすることが好ましく、０％以上０．０５％以下とすることがより好ましい。 The P content is preferably 0% or more and 0.25% or less, more preferably 0% or more and 0.15% or less, from the viewpoint of improving magnetic properties. In order to obtain particularly excellent magnetic properties, the content is preferably 0% or more and 0.10% or less, more preferably 0% or more and 0.05% or less.

不純物全体の含有量は、磁気特性を改善する点から、０％以上０．１％以下とすることが好ましく、中でも０％以上０．０５％以下とすることが好ましい。 From the viewpoint of improving magnetic properties, the content of all impurities is preferably 0% or more and 0.1% or less, and more preferably 0% or more and 0.05% or less.

（化学組成の測定方法）
本実施形態の製造方法におけるスラブ、及び本実施形態によって得られる成品、並びに本実施形態に係る無方向性電磁鋼板における各元素の含有量は、元素の種類に応じて、一般的な方法を用いて、一般的な測定条件により測定することができる。 (Method for measuring chemical composition)
The content of each element in the slab in the manufacturing method of the present embodiment, the product obtained by the present embodiment, and the non-oriented electrical steel sheet according to the present embodiment are determined using a general method according to the type of element. Therefore, it can be measured under general measurement conditions.

Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｐ、及びＺｒの含有量は、例えば、ＩＣＰ－ＭＳ法（誘導結合プラズマ質量分析法）を用いて測定することができる。Ａｓ含有量は、例えば、ＡＡ法（フレームレス原子吸光法）により測定することができる。Ｃ及びＳの含有量は、例えば、燃焼赤外線吸収法により測定することができる。Ｎ含有量は、加熱融解－熱伝導法により測定することができる。 The contents of Si, Mn, Al, Ti, Nb, P, and Zr can be measured using, for example, the ICP-MS method (inductively coupled plasma mass spectrometry). The As content can be measured, for example, by the AA method (frameless atomic absorption spectroscopy). The contents of C and S can be measured, for example, by a combustion infrared absorption method. The N content can be measured by a heat melting-heat conduction method.

本実施形態の製造方法によって得られる成品、及び本実施形態に係る無方向性電磁鋼板に絶縁被膜その他の層が形成されていない場合には、成品の一部を切子状にして秤量し、測定用試料とする。成品に絶縁被膜その他の層が形成されている場合には、一般的な方法により予め絶縁被膜その他の層を除去した上で、成品の一部を切子状にして秤量し、測定用試料とする。 When the product obtained by the manufacturing method of this embodiment and the non-oriented electrical steel sheet according to this embodiment are not formed with an insulating coating or other layers, a part of the product is cut into a facet shape and weighed and measured. Use as a sample. If an insulating coating or other layer is formed on the product, remove the insulating coating and other layers in advance by a general method, cut a part of the product into a facet shape, and weigh it as a sample for measurement. .

ＩＣＰ－ＭＳ法を用いる場合には、上記測定用試料を酸に溶解し、必要に応じて加熱することにより酸溶解液とする。そして、当該酸に溶解した際の残渣を、濾紙回収して別途アルカリ等に融解し、融解物を酸で抽出して溶液化する。当該溶液と当該酸溶解液とを混合し、必要に応じて希釈することにより、ＩＣＰ－ＭＳ法測定用溶液とすることができる。 When using the ICP-MS method, the measurement sample is dissolved in an acid, and heated as necessary to obtain an acid solution. Then, the residue when dissolved in the acid is recovered by filter paper, separately melted in an alkali or the like, and the melt is extracted with an acid to form a solution. By mixing the solution and the acid solution and diluting the mixture as necessary, a solution for ICP-MS measurement can be obtained.

本発明は、上述した実施形態に限定されるものではない。上述した実施形態は例示であり、本発明の特許請求の範囲に記載された技術的思想と実質的に同一な構成を有し、同様の作用効果を奏するものは、いかなるものであっても本発明の技術的範囲に包含される。 The invention is not limited to the embodiments described above. The above-described embodiment is an example, and any device that has substantially the same configuration as the technical idea described in the claims of the present invention and produces the same effect is the present invention. It is included in the technical scope of the invention.

以下、実施例及び比較例を例示して、本発明を具体的に説明する。なお、実施例の条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一例であり、本発明は実施例の条件に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。 EXAMPLES Hereinafter, the present invention will be described in detail by way of examples and comparative examples. It should be noted that the conditions of the examples are examples adopted to confirm the feasibility and effect of the present invention, and the present invention is not limited to the conditions of the examples. Various conditions can be adopted in the present invention as long as the objects of the present invention are achieved without departing from the gist of the present invention.

（評価方法）
ここで、実施例及び比較例において評価に用いる各種の特性について説明する。 (Evaluation method)
Here, various characteristics used for evaluation in Examples and Comparative Examples will be described.

・鉄損
無方向性電磁鋼板の鉄損としては、エプスタイン試料に切断し、インバータ励磁時に生じる鉄損を用いる。具体的には、磁束密度１．０Ｔ、周波数４００Ｈｚで磁化した際の鉄損Ｗ１０／４００（Ｗ／ｋｇ）を用いる。測定はＪＩＳのＣ２５５０－１に定められたエプスタイン法で行う。 ・Iron loss As the iron loss of the non-oriented electrical steel sheet, the iron loss generated when the Epstein sample is cut and excited by the inverter is used. Specifically, the core loss W 10/400 (W/kg) when magnetized at a magnetic flux density of 1.0 T and a frequency of 400 Hz is used. The measurement is performed by the Epstein method defined in JIS C2550-1.

・磁束密度
磁界強度５０００Ａ／ｍにおける磁束密度の測定は、以下の方法によって行う。エプスタイン試料を切断し、ＪＩＳのＣ２５５０－１に定められたエプスタイン法に従って、その試料を用いて磁気測定を行う。 - Magnetic flux density Magnetic flux density at a magnetic field strength of 5000 A/m is measured by the following method. An Epstein sample is cut, and magnetic measurement is performed using the sample according to the Epstein method defined in JIS C2550-1.

（実施例１）
表１に示した鋼種Ａのスラブを、加熱温度を１１５０℃として粗熱延を行い、次いで仕上温度１０３０℃で仕上熱延を行い、２．０ｍｍに仕上げ、最終スタンド通過後０．５秒後に平均冷却速度１５０℃／ｓで８００℃までＲＯＴ上で冷却し、コイラに巻き取った。
冷却は８００℃に到達した時点で注水を停止し、温度低下を防止してコイルに巻き取った。
巻き取ったコイルは、１５分保持した後、水槽に浸漬して冷却した。
この圧延板を酸洗後、冷間圧延を施し０．２５ｍｍ厚とし、９００℃３０秒の仕上げ焼鈍を施し、成品とした。 (Example 1)
A slab of steel type A shown in Table 1 is subjected to rough hot rolling at a heating temperature of 1150°C, then finish hot rolling at a finishing temperature of 1030°C to finish to 2.0 mm, and 0.5 seconds after passing through the final stand. It was cooled on the ROT to 800°C at an average cooling rate of 150°C/s and wound on a coiler.
When the temperature reached 800° C., the water supply was stopped to prevent the temperature from dropping and the coil was wound.
The wound coil was held for 15 minutes and then cooled by being immersed in a water bath.
This rolled sheet was pickled, then cold-rolled to a thickness of 0.25 mm, and subjected to final annealing at 900° C. for 30 seconds to obtain a finished product.

また、比較例として、実施例と同一成分で同一粗熱延温度、同一仕上熱延条件で仕上げた圧延板をＲＯＴ全長上で冷却し６００℃で巻き取った。この圧延板を酸洗後、冷間圧延を施し０．２５ｍｍ厚とし、９００℃３０秒の仕上げ焼鈍を施し、成品とした。 Further, as a comparative example, a rolled sheet finished with the same components as in the example under the same rough hot rolling temperature and the same finish hot rolling conditions was cooled over the full length of the ROT and wound at 600°C. This rolled sheet was pickled, then cold-rolled to a thickness of 0.25 mm, and subjected to final annealing at 900° C. for 30 seconds to obtain a finished product.

打ち抜き性評価のため、成品を板幅１００ｍｍにスリットした鋼板から直径５０ｍｍの円盤をＳＫＤ－１１金型でクリアランス１０％とし、エマルジョン潤滑を施し、単列で分速１００枚で打ち抜き、円盤の圧延方向２か所の打ち抜き端部のかえり高さの平均値が５０μｍとなるまでの打ち抜き回数を調べた。
また、成品の圧延方向と板面垂直方向を含む断面を電子顕微鏡により観察し、表層部及び中心層の結晶粒の円相当直径ならびにＭｎＳ、ＣｕＳおよびその複合析出物観察を行った。
実施例と比較例の観察結果（析出物及び金属組織観察結果と打ち抜き試験結果）を表２に示す。 For the evaluation of punchability, the product was slit into a width of 100mm, and a disk with a diameter of 50mm was made from a steel plate with a clearance of 10% using an SKD-11 mold. The number of times of punching until the average value of the burr height of the punched edge in two directions reached 50 μm was investigated.
In addition, the cross section of the product including the rolling direction and the direction perpendicular to the sheet surface was observed with an electron microscope, and the equivalent circle diameters of the crystal grains of the surface layer and the central layer, and MnS, CuS and their composite precipitates were observed.
Table 2 shows the observation results (observation results of precipitates and metallographic structures and punching test results) of the examples and comparative examples.

また、得られた成品を圧延方向からエプスタイン試料に切り出し、歪取り焼鈍を施した後、エプスタイン測定を行った。
実施例と比較例の磁気測定結果を表３に示す。 Epstein samples were cut from the obtained product in the rolling direction, subjected to strain relief annealing, and then subjected to Epstein measurement.
Table 3 shows the magnetic measurement results of the example and the comparative example.

Figure 0007127358000001
Figure 0007127358000001

Figure 0007127358000002
Figure 0007127358000002

Figure 0007127358000003
Figure 0007127358000003

表２からわかるように、本実施例のような鋼板表層の析出物形態を有し、表層および中心層の結晶組織のサイズと両者のサイズの差を本発明の範囲に制御することにより、かえり高さが５０μｍとなるまでの打ち抜き回数が比較例よりも多く、打ち抜き性に優れていることがわかる。 As can be seen from Table 2, by controlling the crystal structure size of the surface layer and the center layer and the difference in size between the two in the range of the present invention, the burr It can be seen that the number of times of punching until the height reaches 50 μm is greater than that of the comparative example, indicating that the punching property is excellent.

表３からわかるように、本実施例は圧延方向における磁束密度Ｂ５０（０°）及び圧延方向に対して直角方向における磁束密度Ｂ５０（９０°）の算術平均値である平均磁束密度Ｂ５０（ＬＣ）が比較例よりも高く、高磁束密度である。これは、中心層の結晶組織が粗大化した効果によると考えられる。
以上の様に、本実施例によれば、高磁束密度無方向性電磁鋼板の製造が可能である。また、鉄損の値Ｗ１０／４００も９．５３Ｗ／ｋｇと低く優れている。 As can be seen from Table 3, the average magnetic flux density B50 , which is the arithmetic mean value of the magnetic flux density B50 in the rolling direction (0°) and the magnetic flux density B50 in the direction perpendicular to the rolling direction (90°) (LC) is higher than the comparative example, and the magnetic flux density is high. This is considered to be due to the effect of coarsening the crystal structure of the central layer.
As described above, according to this embodiment, it is possible to manufacture a high magnetic flux density non-oriented electrical steel sheet. In addition, the iron loss value W 10/400 is excellent as low as 9.53 W/kg.

（実施例２）
表４に示した鋼種Ｂのスラブを、加熱温度を１１５０℃として粗熱延を行い、次いで仕上温度を変化させて仕上熱延を行い、圧延板を２．０ｍｍ厚で仕上温度を変化させ、最終スタンド通過後０．５秒後に平均冷却速度１５０℃／ｓでＲＯＴ上で８００℃まで冷却し、コイラに巻取った。
巻き取ったコイルは、１０分保持した後、水槽に浸漬して冷却した。
冷却は各温度に到達した時点で注水を停止し、温度低下を防止してコイルに巻取った。
この圧延板を酸洗後、冷間圧延を施し０．２５ｍｍ厚とし、９７０℃２０秒の仕上げ焼鈍を施し、成品とした。 (Example 2)
A slab of steel type B shown in Table 4 is subjected to rough hot rolling at a heating temperature of 1150 ° C., then finish hot rolling is performed by changing the finishing temperature, and the rolled plate is 2.0 mm thick. After 0.5 second from passing through the final stand, it was cooled to 800°C on the ROT at an average cooling rate of 150°C/s and wound up on a coiler.
The wound coil was held for 10 minutes and then cooled by being immersed in a water bath.
For cooling, when each temperature was reached, the water injection was stopped to prevent the temperature from dropping and the coil was wound.
This rolled sheet was pickled, then cold-rolled to a thickness of 0.25 mm, and subjected to final annealing at 970° C. for 20 seconds to obtain a finished product.

また、比較例として、実施例と同一成分で同一粗熱延温度、同一仕上熱延条件で仕上げた圧延板を最終スタンドで急冷せず、巻取温度を同一で巻取った。
巻き取ったコイルは、１０分保持した後、水槽に浸漬して冷却した。
この圧延板を酸洗後、冷間圧延を施し０．２５ｍｍ厚とし、９７０℃２０秒の仕上げ焼鈍を施し、以下同じ工程で成品とした。 Further, as a comparative example, a rolled sheet finished under the same rough hot-rolling temperature and finish hot-rolling conditions with the same components as those of the example was not quenched in the final stand and was wound at the same winding temperature.
The wound coil was held for 10 minutes and then cooled by being immersed in a water bath.
After pickling the rolled sheet, it was cold-rolled to a thickness of 0.25 mm, subjected to finish annealing at 970° C. for 20 seconds, and then manufactured as a product in the same process.

得られた成品の圧延方向（Ｌ方向）と板幅方向（Ｃ方向）からエプスタイン試料に切り出し、歪取り焼鈍を施した後、エプスタイン測定を行った。
実施例と比較例の磁気測定結果を表５に示す。 Epstein samples were cut from the obtained product in the rolling direction (L direction) and the plate width direction (C direction), subjected to strain relief annealing, and then subjected to Epstein measurement.
Table 5 shows the magnetic measurement results of the example and the comparative example.

打ち抜き性評価のため、鋼板Ｎｏ．Ｂ－３と鋼板Ｎｏ．Ｂ－８の成品を板幅１００ｍｍにスリットした鋼板から直径５０ｍｍの円盤をＳＫＤ－１１金型でクリアランス１０％とし、エマルジョン潤滑を施し、単列で分速１００枚で打ち抜き、円盤の圧延方向２か所の打ち抜き端部のかえり高さの平均値が５０μｍとなるまでの打ち抜き回数を調べた。
また、成品の圧延方向と板面垂直方向を含む断面を電子顕微鏡により観察し、表層部及び中心層の結晶粒の円相当直径ならびにＭｎＳ、ＣｕＳおよびその複合析出物観察を行った。
実施例と比較例の観察結果（析出物及び金属組織観察結果と打ち抜き試験結果）を表６に示す。 For punchability evaluation, steel plate No. B-3 and steel plate No. A disk with a diameter of 50 mm is made from a steel plate slit to a width of 100 mm from the product of B-8. The number of times of punching until the average value of the burr height of the punched end portion reached 50 μm was examined.
In addition, the cross section of the product including the rolling direction and the direction perpendicular to the sheet surface was observed with an electron microscope, and the equivalent circle diameters of the crystal grains of the surface layer and the central layer, and MnS, CuS and their composite precipitates were observed.
Table 6 shows the observation results (observation results of precipitates and metallographic structures and punching test results) of the examples and comparative examples.

Figure 0007127358000004
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Figure 0007127358000005
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Figure 0007127358000006
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表５より、本実施例の仕上熱延温度によれば、比較例よりもＢ５０（ＬＣ）が高い無方向性電磁鋼板を得ることができることがわかる。これは、中心層の結晶組織が粗大化した効果によると考えられる。
また、鉄損の値Ｗ１０／４００も９．６７Ｗ／ｋｇ以下と低く優れている。 From Table 5, it can be seen that a non-oriented electrical steel sheet having a higher B50 (LC) than that of the comparative example can be obtained according to the finish hot rolling temperature of this example. This is considered to be due to the effect of coarsening the crystal structure of the central layer.
In addition, the iron loss value W 10/400 is excellent, being as low as 9.67 W/kg or less.

表６より、本発明の条件を満たす表層析出物と、表層と中心層の結晶組織が本発明の条件を満たす実施例は比較例よりも打ち抜き性に優れていることがわかる。 From Table 6, it can be seen that the examples satisfying the requirements of the present invention for the surface layer precipitates and the crystal structures of the surface layer and the central layer are superior to the comparative examples in punchability.

（実施例３）
表７に示した鋼種Ｃのスラブを、加熱温度を１１５０℃として粗熱延を行い、次いで仕上温度１０４０℃で仕上熱延を行い、圧延板を２．０ｍｍ厚に仕上げ、最終スタンド通過後の冷却開始時間を変更して平均冷却速度１５０℃／ｓでＲＯＴ上で冷却し、８１５℃まで冷却してコイラに巻き取った。
冷却は各温度に到達した時点で注水を停止し、温度低下を防止してコイルに巻き取った。
巻き取ったコイルは、１０分保持した後、水槽に浸漬して冷却した。
この圧延板を酸洗後、冷間圧延を施し０．２５ｍｍ厚とし、９７０℃３０秒の仕上げ焼鈍を施し、成品とした。 (Example 3)
A slab of steel type C shown in Table 7 is subjected to rough hot rolling at a heating temperature of 1150°C, and then to finish hot rolling at a finishing temperature of 1040°C to finish the rolled plate to a thickness of 2.0 mm. After changing the cooling start time, the material was cooled on the ROT at an average cooling rate of 150°C/s, cooled to 815°C, and wound on a coiler.
For cooling, when each temperature was reached, the water injection was stopped to prevent the temperature from dropping and the coil was wound up.
The wound coil was held for 10 minutes and then cooled by being immersed in a water bath.
This rolled sheet was pickled, then cold-rolled to a thickness of 0.25 mm, and subjected to final annealing at 970° C. for 30 seconds to obtain a finished product.

また、比較例として、実施例と同一成分で同一粗熱延温度、同一仕上熱延条件で仕上げた圧延板をＲＯＴ上で急速冷却でない通常冷却を施し、８１５℃で巻き取った。
巻き取ったコイルは、１０分保持した後、水槽に浸漬して冷却した。
この圧延板を酸洗後、冷間圧延を施し０．２５ｍｍ厚とし、９７０℃３０秒の仕上げ焼鈍を施し、以下同じ工程で成品とした。 As a comparative example, a rolled sheet finished under the same rough hot rolling temperature and finish hot rolling conditions as in the example was subjected to normal cooling instead of rapid cooling on the ROT, and was wound up at 815°C.
The wound coil was held for 10 minutes and then cooled by being immersed in a water bath.
After pickling, the rolled sheet was cold-rolled to a thickness of 0.25 mm and subjected to final annealing at 970° C. for 30 seconds, followed by the same process to obtain a finished product.

得られた成品をエプスタイン試料に切り出し、歪取り焼鈍を施した後、エプスタイン測定を行った。
実施例と比較例の磁気測定結果を表８に示す。 The resulting product was cut into an Epstein sample, subjected to strain relief annealing, and then subjected to Epstein measurement.
Table 8 shows the magnetic measurement results of the example and the comparative example.

打ち抜き性評価のため、鋼板Ｎｏ．Ｃ－２、鋼板Ｎｏ．Ｃ－５と鋼板Ｎｏ．Ｃ－６の成品を板幅１００ｍｍにスリットした鋼板から直径５０ｍｍの円盤をＳＫＤ－１１金型でクリアランス１０％とし、エマルジョン潤滑を施し、単列で分速１００枚で打ち抜き、円盤の圧延方向２か所の打ち抜き端部のかえり高さの平均値が５０μmとなるまでの打ち抜き回数を調べた。
また、成品の圧延方向と板面垂直方向を含む断面を電子顕微鏡により観察し、表層部及び中心層の結晶粒の円相当直径ならびにＭｎＳ、ＣｕＳおよびその複合析出物観察を行った。
実施例と比較例の観察結果（析出物及び金属組織観察結果と打ち抜き試験結果）を表９に示す。 For punchability evaluation, steel plate No. C-2, steel plate No. C-5 and steel plate No. A disk with a diameter of 50 mm is made from a steel plate slit to a width of 100 mm from the product of C-6. The number of times of punching until the average value of the burr height of the punched end portion reached 50 μm was examined.
In addition, the cross section of the product including the rolling direction and the direction perpendicular to the sheet surface was observed with an electron microscope, and the equivalent circle diameters of the crystal grains of the surface layer and the central layer, and MnS, CuS and their composite precipitates were observed.
Table 9 shows the observation results (observation results of precipitates and metallographic structures and punching test results) of the examples and comparative examples.

Figure 0007127358000007
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Figure 0007127358000008
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Figure 0007127358000009
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表８より、最終スタンド通過後、１５０℃／ｓの冷却開始時間が本発明の範囲であれば、比較例よりもＢ５０（ＬＣ）が高い無方向性電磁鋼板を得ることができることがわかる。これは、中心層の結晶組織が粗大化した効果によると考えられる。
また、鉄損の値Ｗ１０／４００も９．５２Ｗ／ｋｇ以下と低く優れている。 From Table 8, it can be seen that if the cooling start time of 150°C/s after passing through the final stand is within the range of the present invention, a non-oriented electrical steel sheet with a higher B50 (LC) than the comparative example can be obtained. This is considered to be due to the effect of coarsening the crystal structure of the central layer.
In addition, the core loss value W10/400 is also low, at 9.52 W/kg or less, which is excellent.

表９より、本発明の条件を満たす表層析出物と、表層と中心層の結晶組織が本発明の条件を満たす実施例は比較例よりも打ち抜き性に優れていることがわかる。 From Table 9, it can be seen that the examples satisfying the requirements of the present invention for the surface layer precipitates and the crystal structures of the surface layer and the central layer are superior to the comparative examples in punchability.

（実施例４）
表１０に示した鋼種Ｄのスラブを、加熱温度を１１６０℃として粗熱延を行い、次いで仕上温度１０８０℃で仕上熱延を行い、圧延板を２．０ｍｍ厚に仕上げ、最終スタンド通過後、ＲＯＴ上で１．５秒後から冷却速度を変化させて８１０℃まで冷却しコイラに巻き取った。
８１０℃に鋼板温度が到達した後は、注水を停止し、コイルの巻取温度が低下しないように巻き取った。
巻き取ったコイルは、１５分保持した後、水槽に浸漬して冷却した。
この圧延板を酸洗後、冷間圧延を施し０．２５ｍｍ厚とし、９７０℃３０秒の仕上げ焼鈍を施し、成品とした。 (Example 4)
A slab of steel type D shown in Table 10 is subjected to rough hot rolling at a heating temperature of 1160°C, and then to finish hot rolling at a finishing temperature of 1080°C to finish the rolled plate to a thickness of 2.0 mm. After 1.5 seconds on the ROT, the cooling rate was changed to cool to 810° C. and wound on a coiler.
After the temperature of the steel sheet reached 810°C, water injection was stopped and the coil was wound so that the winding temperature did not drop.
The wound coil was held for 15 minutes and then cooled by being immersed in a water bath.
This rolled sheet was pickled, then cold-rolled to a thickness of 0.25 mm, and subjected to final annealing at 970° C. for 30 seconds to obtain a finished product.

また、比較例として、実施例と同一成分で同一粗熱延温度、仕上熱延の仕上温度を同一とし、ＲＯＴ全長上で冷却し、８１０℃でコイラに巻き取った。
この圧延板を酸洗後、冷間圧延を施し０．２５ｍｍ厚とし、９７０℃３０秒の仕上げ焼鈍を施し、以下同じ工程で成品とした。 As a comparative example, the steel was cooled over the full length of the ROT and wound on a coiler at 810° C. with the same components as in the example, with the same rough hot rolling temperature and the same finishing temperature for the finish hot rolling.
After pickling, the rolled sheet was cold-rolled to a thickness of 0.25 mm and subjected to final annealing at 970° C. for 30 seconds, followed by the same process to obtain a finished product.

得られた成品をエプスタイン試料に切り出し、歪取り焼鈍を施した後、エプスタイン測定を行った。
実施例と比較例の磁気測定結果を表１１に示す。 The resulting product was cut into an Epstein sample, subjected to strain relief annealing, and then subjected to Epstein measurement.
Table 11 shows the magnetic measurement results of the example and the comparative example.

打ち抜き性評価のため、鋼板Ｎｏ．Ｄ－１、鋼板Ｎｏ．Ｄ－２と鋼板Ｎｏ．Ｄ－７の成品を板幅１００ｍｍにスリットした鋼板から直径５０ｍｍの円盤をＳＫＤ－１１金型でクリアランス１０％とし、エマルジョン潤滑を施し、単列で分速１００枚で打ち抜き、円盤の圧延方向２か所の打ち抜き端部のかえり高さの平均値が５０μｍとなるまでの打ち抜き回数を調べた。
また、成品の圧延方向と板面垂直方向を含む断面を電子顕微鏡により観察し、表層部及び中心層の結晶粒の円相当直径ならびにＭｎＳ、ＣｕＳおよびその複合析出物観察を行った。
実施例と比較例の観察結果（析出物及び金属組織観察結果と打ち抜き試験結果）を表１２に示す。 For punchability evaluation, steel plate No. D-1, steel plate No. D-2 and steel plate No. A disk with a diameter of 50 mm is made from a steel plate slit to a width of 100 mm from the product of D-7. The number of times of punching until the average value of the burr height of the punched end portion reached 50 μm was examined.
In addition, the cross section of the product including the rolling direction and the direction perpendicular to the sheet surface was observed with an electron microscope, and the equivalent circle diameters of the crystal grains of the surface layer and the central layer, and MnS, CuS and their composite precipitates were observed.
Table 12 shows the observation results (precipitate and metallographic observation results and punching test results) of Examples and Comparative Examples.

Figure 0007127358000010
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Figure 0007127358000011
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表１１より、本実施例の仕上熱延後の冷却速度の範囲によれば、比較例よりもＢ５０（ＬＣ）が高い無方向性電磁鋼板を得られることがわかる。これは、中心層の結晶組織が粗大化した効果によると考えられる。
また、鉄損の値Ｗ１０／４００も９．５８Ｗ／ｋｇ以下と低く優れている。 From Table 11, it can be seen that the non-oriented electrical steel sheets with a higher B50 (LC) than the comparative example can be obtained according to the cooling rate range after the finish hot rolling of the present example. This is considered to be due to the effect of coarsening the crystal structure of the central layer.
In addition, the core loss value W10/400 is also excellent, being as low as 9.58 W/kg or less.

表１２より、本発明の条件を満たす表層析出物と、表層と中心層の結晶組織が本発明の条件を満たす実施例は比較例よりも打ち抜き性に優れていることがわかる。 From Table 12, it can be seen that the examples in which the surface layer precipitates and the crystal structures of the surface layer and the central layer satisfy the conditions of the present invention are superior in punchability to the comparative examples.

（実施例５）
表１３に示した鋼種Ｅのスラブを、加熱温度を１２００℃として粗熱延を行い、次いで仕上温度１１５０℃で仕上熱延を行い、圧延板を２．０ｍｍ厚に仕上げ、最終スタンド通過後、ＲＯＴ上で２．５秒後から冷却速度２００℃／ｓで冷却停止温度を変化させてコイラに巻き取った。
冷却停止温度に鋼板温度が到達した後は、注水を停止し、コイルの巻取温度が低下しないように巻き取った。
巻き取ったコイルは、１５分保持した後、水槽に浸漬して冷却した。
この圧延板を酸洗後、冷間圧延を施し０．２５ｍｍ厚とし、９００℃３０秒の仕上げ焼鈍を施し成品とした。 (Example 5)
A slab of steel type E shown in Table 13 is subjected to rough hot rolling at a heating temperature of 1200°C, and then to finish hot rolling at a finishing temperature of 1150°C to finish the rolled plate to a thickness of 2.0 mm. After 2.5 seconds on the ROT, the cooling stop temperature was changed at a cooling rate of 200° C./s and wound on a coiler.
After the steel sheet temperature reached the cooling stop temperature, water injection was stopped and the coil was wound so as not to lower the winding temperature.
The wound coil was held for 15 minutes and then cooled by being immersed in a water bath.
This rolled sheet was pickled, then cold-rolled to a thickness of 0.25 mm, and subjected to final annealing at 900° C. for 30 seconds to obtain a finished product.

また、比較例として、実施例と同一成分で同一粗熱延温度、同一仕上熱延条件で仕上げた圧延板をＲＯＴ全長で冷却し各冷却停止温度で巻き取った。
巻き取ったコイルは、１５分保持した後、水槽に浸漬して冷却した。
この圧延板を酸洗後、冷間圧延を施し０．２５ｍｍ厚とし、９００℃３０秒の仕上げ焼鈍を施し、以下同じ工程で成品とした。 Further, as a comparative example, a rolled sheet finished with the same composition as in the example under the same rough hot rolling temperature and the same finish hot rolling conditions was cooled over the entire length of the ROT and wound up at each cooling stop temperature.
The wound coil was held for 15 minutes and then cooled by being immersed in a water bath.
After pickling, the rolled sheet was cold-rolled to a thickness of 0.25 mm, subjected to final annealing at 900° C. for 30 seconds, and then manufactured as a product in the same process.

得られた成品をエプスタイン試料に切り出し、歪取り焼鈍を施した後、エプスタイン測定を行った。
実施例と比較例の磁気測定結果を表１４に示す。 The resulting product was cut into an Epstein sample, subjected to strain relief annealing, and then subjected to Epstein measurement.
Table 14 shows the magnetic measurement results of the example and the comparative example.

打ち抜き性評価のため、鋼板Ｎｏ．Ｅ－１、鋼板Ｎｏ．Ｅ－４、鋼板Ｎｏ．Ｅ－７と鋼板Ｎｏ．Ｅ－１１の成品を板幅１００ｍｍにスリットした鋼板から直径５０ｍｍの円盤をＳＫＤ－１１金型でクリアランス１０％とし、エマルジョン潤滑を施し、単列で分速１００枚で打ち抜き、円盤の圧延方向２か所の打ち抜き端部のかえり高さの平均値が５０μｍとなるまでの打ち抜き回数を調べた。
また、成品の圧延方向と板面垂直方向を含む断面を電子顕微鏡により観察し、表層部及び中心層の結晶粒の円相当直径ならびにＭｎＳ、ＣｕＳおよびその複合析出物観察を行った。
実施例と比較例の観察結果（析出物及び金属組織観察結果と打ち抜き試験結果）を表１５に示す。 For punchability evaluation, steel plate No. E-1, steel plate No. E-4, steel plate No. E-7 and steel plate No. A disk with a diameter of 50 mm is made from a steel plate that is slit to a width of 100 mm from the product of E-11. The number of times of punching until the average value of the burr height of the punched end portion reached 50 μm was examined.
In addition, the cross section of the product including the rolling direction and the direction perpendicular to the sheet surface was observed with an electron microscope, and the equivalent circle diameters of the crystal grains of the surface layer and the central layer, and MnS, CuS and their composite precipitates were observed.
Table 15 shows the observation results (precipitate and metallographic observation results and punching test results) of Examples and Comparative Examples.

Figure 0007127358000013
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Figure 0007127358000014
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Figure 0007127358000015
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表１４より、本実施例の巻取温度によれば、比較例よりもＢ５０（ＬＣ）が高い無方向性電磁鋼板を得られることがわかる。これは、中心層の結晶組織が粗大化した効果によると考えられる。
また、鉄損の値Ｗ１０／４００も９．７６Ｗ／ｋｇ以下と低く優れている。 From Table 14, it can be seen that, according to the coiling temperature of this example, a non-oriented electrical steel sheet having a higher B50 (LC) than that of the comparative example can be obtained. This is considered to be due to the effect of coarsening the crystal structure of the central layer.
In addition, the iron loss value W 10/400 is also low at 9.76 W/kg or less, which is excellent.

表１５より、本発明の条件を満たす表層析出物と、表層と中心層の結晶組織が本発明の条件を満たす実施例は比較例よりも打ち抜き性に優れていることがわかる。 From Table 15, it can be seen that the examples in which the surface layer precipitates and the crystal structures of the surface layer and the central layer satisfy the conditions of the present invention are superior to the comparative examples in punchability.

（実施例６）
表１６に示した鋼種Ｆのスラブを、表面温度１３００℃の厚み４０ｍｍの薄スラブに鋳造し、これを引き続き薄スラブの表面温度を１１５０℃まで冷却し、引き続き均熱化処理をコイルボックスに巻取り１１５０℃で３分施した後、均熱化処理温度１１５０℃で仕上熱延を開始し、次いで仕上温度１０２５℃で仕上熱延を行い、２．０ｍｍに仕上げ、最終スタンド通過後０．６秒後に平均冷却速度１６０℃／ｓで８１０℃までＲＯＴ上で冷却し、コイラに巻き取った。
冷却は８１０℃に到達した時点で注水を停止し、温度低下を防止してコイルに巻き取った。
巻き取ったコイルは、１５分保持した後、水槽に浸漬して冷却した。
この圧延板を酸洗後、冷間圧延を施し０．２５ｍｍ厚とし、９２５℃２０秒の仕上げ焼鈍を施し、成品とした。 (Example 6)
A slab of steel grade F shown in Table 16 was cast into a thin slab having a surface temperature of 1300°C and a thickness of 40 mm, which was subsequently cooled to a surface temperature of 1150°C and then subjected to soaking treatment. After 3 minutes at 1150°C, finish hot rolling is started at a soaking treatment temperature of 1150°C, then finish hot rolling is performed at a finishing temperature of 1025°C, finishing to 2.0 mm, and 0.6 mm after passing through the final stand. Seconds later, it was cooled on the ROT to 810°C at an average cooling rate of 160°C/s and wound up on a coiler.
When the temperature reached 810° C., the water supply was stopped, and the coil was wound while preventing the temperature from dropping.
The wound coil was held for 15 minutes and then cooled by being immersed in a water bath.
This rolled sheet was pickled, then cold-rolled to a thickness of 0.25 mm, and subjected to final annealing at 925° C. for 20 seconds to obtain a finished product.

また、比較例として、実施例と同一成分で同一粗熱延温度、同一仕上熱延条件で仕上げた圧延板をＲＯＴ全長上で冷却し６４０℃で巻き取った。この圧延板を酸洗後、冷間圧延を施し０．２５ｍｍ厚とし、９２５℃２０秒の仕上げ焼鈍を施し、成品とした。 Further, as a comparative example, a rolled sheet finished with the same components as in the example under the same rough hot rolling temperature and the same finish hot rolling conditions was cooled over the full length of the ROT and wound at 640°C. This rolled sheet was pickled, then cold-rolled to a thickness of 0.25 mm, and subjected to final annealing at 925° C. for 20 seconds to obtain a finished product.

打ち抜き性評価のため、成品を板幅１００ｍｍにスリットした鋼板から直径５０ｍｍの円盤をＳＫＤ－１１金型でクリアランス１０％とし、エマルジョン潤滑を施し、単列で分速１００枚で打ち抜き、円盤の圧延方向２か所の打ち抜き端部のかえり高さの平均値が５０μｍとなるまでの打ち抜き回数を調べた。
また、成品の圧延方向と板面垂直方向を含む断面を電子顕微鏡により観察し、表層部及び中心層の結晶粒の円相当直径ならびにＭｎＳ、ＣｕＳおよびその複合析出物観察を行った。
実施例と比較例の観察結果（析出物及び金属組織観察結果と打抜き試験結果）を表１７に示す。 For the evaluation of punchability, the product was slit into a width of 100mm, and a disk with a diameter of 50mm was made from a steel plate with a clearance of 10% using an SKD-11 mold. The number of times of punching until the average value of the burr height of the punched edge in two directions reached 50 μm was examined.
In addition, the cross section of the product including the rolling direction and the direction perpendicular to the sheet surface was observed with an electron microscope, and the equivalent circle diameters of the crystal grains of the surface layer and the central layer, and MnS, CuS and their composite precipitates were observed.
Table 17 shows the observation results (precipitate and metallographic observation results and punching test results) of Examples and Comparative Examples.

また、得られた成品を圧延方向からエプスタイン試料に切り出し、歪取り焼鈍を施した後、エプスタイン測定を行った。
実施例と比較例の磁気測定結果を表１８に示す。 Epstein samples were cut from the obtained product in the rolling direction, subjected to strain relief annealing, and then subjected to Epstein measurement.
Table 18 shows the magnetic measurement results of the example and the comparative example.

Figure 0007127358000016
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Figure 0007127358000017
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Figure 0007127358000018
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表１７からわかるように、本実施例のような鋼板表層の析出物形態を有し、表層および中心層の結晶組織のサイズと両者のサイズの差を本発明の範囲に制御することにより、かえり高さが５０μｍとなるまでの打ち抜き回数が比較例よりも多く、打ち抜き性に優れていることがわかる。 As can be seen from Table 17, by controlling the crystal structure size of the surface layer and the center layer and the difference between the sizes of the two in the range of the present invention, the burr It can be seen that the number of times of punching until the height reaches 50 μm is greater than that of the comparative example, indicating that the punching property is excellent.

表１８からわかるように、本実施例は圧延方向における磁束密度Ｂ５０（０°）及び圧延方向に対して直角方向における磁束密度Ｂ５０（９０°）の算術平均値である平均磁束密度Ｂ５０（ＬＣ）が比較例よりも高く、高磁束密度である。これは、中心層の結晶組織が粗大化した効果によると考えられる。
以上の様に、本実施例によれば、高磁束密度無方向性電磁鋼板の製造が可能である。また、鉄損の値Ｗ１０／４００も９．４６Ｗ／ｋｇと低く優れている。 As can be seen from Table 18, the average magnetic flux density B50 , which is the arithmetic mean value of the magnetic flux density B50 in the rolling direction (0°) and the magnetic flux density B50 in the direction perpendicular to the rolling direction (90°) (LC) is higher than the comparative example, and the magnetic flux density is high. This is considered to be due to the effect of coarsening the crystal structure of the central layer.
As described above, according to this embodiment, it is possible to manufacture a high magnetic flux density non-oriented electrical steel sheet. In addition, the iron loss value W 10/400 is excellent as low as 9.46 W/kg.

Claims (4)

質量％で、
Ｓｉ：２．０％～３．２％、
Ｍｎ：０．２％～１．１％、
Ａｌ：０．２％～１．２％、
Ｃ：０．０００３％～０．０００６％、
Ｎ：０．０００３％～０．０００７％、
Ｓ：０．０００２％～０．０００３％、を含有し、
残部がＦｅ及び、０％を超え０．１％以下の、Ｃｕを含む不純物からなる成分組成を有し、
板厚０．１５ｍｍ以上０．６５ｍｍ以下の無方向性電磁鋼板であって、
圧延方向と板面に垂直な方向とを含む観察断面において、
鋼板の両面それぞれから板面に垂直な方向に１００μｍの範囲である表層における結晶粒の円相当直径の平均値が１０μｍ以上８０μｍ以下であり、
板面に垂直な方向における中心から鋼板の両面それぞれに向かって５０μｍずつで合わせて１００μｍの範囲である中心層における結晶粒の円相当直径の平均値が５０μｍ以上１５０μｍ以下であり、
前記中心層における結晶粒の円相当直径の平均値と、前記表層における結晶粒の円相当直径の平均値の差、（中心層円相当直径）－（表層円相当直径）が２０μｍ以上１００μｍ以下であり、
かつ、
前記表層における、ＭｎＳ、ＣｕＳおよびこれらの複合析出物からなる析出物について、析出物外径の最も長い方向の長さをそれと直交するより短い方向の長さで除して算出されるアスペクト比が１．１以上８．０以下であり、
かつ、
前記表層の前記析出物を５０個以上測定した場合の前記析出物の長手方向と前記板面に垂直な方向とのなす角が３５°以下０．２°以上で、
かつ、
そのなす角度の標準偏差が２５°以下０．１°以上であることを特徴とする無方向性電磁鋼板。 in % by mass,
Si: 2.0% to 3.2% ,
Mn: 0.2% to 1.1% ,
Al: 0.2% to 1.2%,
C: 0.0003% to 0.0006%,
N: 0.0003% to 0.0007%,
S: 0.0002% to 0.0003% ,
Having a component composition in which the balance is Fe and impurities containing Cu exceeding 0% and 0.1% or less,
A non-oriented electrical steel sheet having a thickness of 0.15 mm or more and 0.65 mm or less,
In the observation cross section including the rolling direction and the direction perpendicular to the plate surface,
The average value of the circle-equivalent diameters of the crystal grains in the surface layer in the range of 100 μm in the direction perpendicular to the plate surface from each of both surfaces of the steel plate is 10 μm or more and 80 μm or less,
The average value of the circle-equivalent diameters of the crystal grains in the central layer, which is in the range of 100 μm in total from the center in the direction perpendicular to the plate surface to each side of the steel sheet, is 50 μm or more and 150 μm or less,
The difference between the average equivalent circle diameter of the crystal grains in the central layer and the average equivalent circle diameter of the crystal grains in the surface layer, (central layer equivalent circle diameter)−(surface layer equivalent circle diameter) is 20 μm or more and 100 μm or less. can be,
And,
For precipitates composed of MnS, CuS, and composite precipitates thereof in the surface layer, the aspect ratio calculated by dividing the length in the longest direction of the outer diameter of the precipitate by the length in the shorter direction perpendicular thereto is 1.1 or more and 8.0 or less,
And,
When 50 or more of the precipitates on the surface layer are measured, the angle formed by the longitudinal direction of the precipitates and the direction perpendicular to the plate surface is 35° or less and 0.2° or more,
And,
A non-oriented electrical steel sheet, characterized in that the standard deviation of the angles formed is 25° or less and 0.1° or more. 圧延方向での磁界強度５０００Ａ／ｍにおける磁束密度Ｂ５０（０°）と、圧延方向に対して垂直な方向での磁界強度５０００Ａ／ｍにおける磁束密度Ｂ５０（９０°）と、の算術平均である平均磁束密度Ｂ５０（ＬＣ）が、１．６４Ｔ以上であることを特徴とする請求項１に記載の無方向性電磁鋼板。 The arithmetic mean of the magnetic flux density B 50 (0 °) at a magnetic field strength of 5000 A / m in the rolling direction and the magnetic flux density B 50 (90 °) at a magnetic field strength of 5000 A / m in the direction perpendicular to the rolling direction The non-oriented electrical steel sheet according to claim 1, characterized in that a certain average magnetic flux density B50 (LC) is 1.64 T or more. 請求項１または２に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法であって、
鋳造により得られたスラブを、熱間圧延において９５０℃以上１１５０℃以下の温度で仕上げ、最終スタンドを通過した後、０．１秒以上５秒以内に、１５０℃／秒以上３５０℃／秒以下の冷却速度での冷却を開始し、鋼板を９７０℃以下７５０℃以上まで、かつ、仕上げ温度と冷却終了温度との差が１５０℃以上となるまで、冷却して、コイルに巻き取り、
このコイルを３分以上２時間以下の時間保持し、その後、当該コイルを冷却し、冷間圧延の後、仕上焼鈍を施すことを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法。 A method for manufacturing a non-oriented electrical steel sheet according to claim 1 or 2,
The slab obtained by casting is finished at a temperature of 950° C. or higher and 1150° C. or lower in hot rolling, and after passing through the final stand, within 0.1 second or higher and 5 seconds or lower, 150° C./second or higher and 350° C./second or lower. Start cooling at a cooling rate of , cool the steel plate to 970 ° C. or lower and 750 ° C. or higher , and until the difference between the finishing temperature and the cooling end temperature is 150 ° C. or higher, and wind it on a coil,
A method for producing a non-oriented electrical steel sheet, comprising holding the coil for 3 minutes or more and 2 hours or less, then cooling the coil, performing cold rolling, and performing finish annealing. 前記スラブは、質量％で、
Ｓｉ：２．０％～３．２％、
Ｍｎ：０．２％～１．１％、
Ａｌ：０．２％～１．２％、
Ｃ：０．０００３％～０．０００６％、
Ｎ：０．０００３％～０．０００７％、
Ｓ：０．０００２％～０．０００３％、を含有し、
残部がＦｅ及び、０％を超え０．１％以下の、Ｃｕを含む不純物からなる組成であることを特徴とする請求項３に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。 The slab, in mass %,
Si: 2.0% to 3.2% ,
Mn: 0.2% to 1.1% ,
Al: 0.2% to 1.2%,
C: 0.0003% to 0.0006%,
N: 0.0003% to 0.0007%,
S: 0.0002% to 0.0003% ,
4. The method for producing a non-oriented electrical steel sheet according to claim 3, wherein the balance is Fe and more than 0% but not more than 0.1% of impurities containing Cu .
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WO2024070807A1 (en) * 2022-09-29 2024-04-04 日本製鉄株式会社 Non-oriented electromagnetic steel sheet, iron core, method for producing iron core, motor, and method for producing motor
KR20240098933A (en) * 2022-12-21 2024-06-28 주식회사 포스코 Non-oriented electrical steel sheet and method of manufacturing the same

Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
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JP3348802B2 (en) * 1993-06-30 2002-11-20 新日本製鐵株式会社 Manufacturing method of non-oriented electrical steel sheet with high magnetic flux density and low iron loss
JPH10298649A (en) * 1997-04-18 1998-11-10 Nippon Steel Corp Manufacture of nonoriented silicon steel sheet having high magnetic flux density and low iron loss and minimal in anisotropy
JP3731625B2 (en) * 1997-10-22 2006-01-05 住友金属工業株式会社 Non-oriented electrical steel sheet and manufacturing method thereof
JP3348827B2 (en) * 1997-12-08 2002-11-20 新日本製鐵株式会社 Method for manufacturing non-oriented electrical steel sheet with high magnetic flux density and low iron loss

Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2005120403A (en) 2003-10-15 2005-05-12 Jfe Steel Kk Non-oriented electrical steel sheet with low core loss in high-frequency region

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