JP7284383B2 - Non-oriented electrical steel sheet - Google Patents

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Description

本発明は，無方向性電磁鋼板に関するものである。 The present invention relates to a non-oriented electrical steel sheet.

近年、電気機器（特に、無方向性電磁鋼板がその鉄心材料として使用される回転機、中小型変圧器、電装品等）の分野においては、世界的な電力・エネルギー節減、ＣＯ２削減等に代表される地球環境保全の動きがある。その中で、高効率化、及び小型化の要請はますます強まりつつある。このような社会環境下において、当然、無方向性電磁鋼板に対しても、その性能向上は、喫緊の課題である。 In recent years, in the field of electrical equipment (especially rotating machines, small and medium-sized transformers, electrical equipment, etc., where non-oriented electrical steel sheets are used as core materials), there has been a worldwide trend toward power and energy savings and CO2 reduction. There is a movement to protect the global environment. In this situation, the demand for high efficiency and miniaturization is increasing more and more. Under such a social environment, it is of course an urgent task to improve the performance of non-oriented electrical steel sheets.

周知のように、無方向性電磁鋼板においては、その性能向上に対して数多の手段がとられてきた。鉄損はヒステリシス損と渦電流損との２つに大別される。一般的に、鉄損低減は、固有抵抗増大による渦電流損低減の観点から、Ｓｉ、Ａｌ等の含有量を高める方法がとられてきた。しかし、Ｓｉ、Ａｌの含有量を過度に高めると、鋼板が脆化し生産性が低下するという問題があった。また、Ｍｎを添加した場合には、鋼板の硬度の上昇幅は小さいが、固有抵抗を上昇させる効果はＳｉおよびＡｌと比較して半分程度である。さらに、熱間圧延工程において赤熱脆性の問題を引き起こすことがあるため、添加量に上限がある。 As is well known, many measures have been taken to improve the performance of non-oriented electrical steel sheets. Iron loss is roughly classified into two types: hysteresis loss and eddy current loss. In general, iron loss reduction has been achieved by increasing the content of Si, Al, etc., from the viewpoint of reducing eddy current loss due to increased specific resistance. However, if the contents of Si and Al are excessively increased, there is a problem that the steel sheet becomes embrittled and the productivity is lowered. Further, when Mn is added, the increase in the hardness of the steel sheet is small, but the effect of increasing the specific resistance is about half that of Si and Al. Furthermore, there is an upper limit to the amount of addition since it may cause red shortness problems in the hot rolling process.

そこで、固有抵抗を高める他の技術として、例えば特許文献１には、Ｃｒを１．５％～２０％添加して固有抵抗を高める技術が開示されている。Ｃｒを添加した場合の固有抵抗の上昇効果はＭｎと同程度であるが、２０％以下の添加であれば鋼板の硬度はそれほど上がらず、脆化の懸念は低い。また、Ｍｎと異なり赤熱脆性の課題も少ない。 Therefore, as another technique for increasing the specific resistance, for example, Patent Document 1 discloses a technique for increasing the specific resistance by adding 1.5% to 20% of Cr. The effect of increasing the specific resistance when Cr is added is about the same as that of Mn, but if the addition is 20% or less, the hardness of the steel sheet does not increase so much, and embrittlement is less likely to occur. Moreover, unlike Mn, there are few problems of red heat brittleness.

ところで、電気自動車及びハイブリッド自動車の駆動モータは、高速走行だけではなく、起動時及び登坂時の低速高トルク走行でも使用され、また高効率が要求される高頻度走行領域はそれらの中間の速度であることが考えられる。そのため、モータコア用の電磁鋼板には、高周波数での鉄損低減のみならず、低周波数での鉄損低減も要求されるが、特許文献１の技術では、一定の周波数以上、例えば３０００Ｈｚでの鉄損は良好となるが、例えば８００Ｈｚなどの低い周波数ではむしろＣｒ添加量の増加に伴い鉄損が劣化してしまう問題点がある。また、製品の板厚によっては、鉄損が劣化し始める周波数が変化する。 By the way, drive motors for electric vehicles and hybrid vehicles are used not only for high-speed running, but also for low-speed, high-torque running when starting up and when climbing hills. Something is possible. Therefore, electrical steel sheets for motor cores are required to reduce iron loss not only at high frequencies but also at low frequencies. Iron loss is good, but at low frequencies such as 800 Hz, there is a problem that iron loss deteriorates as the amount of Cr added increases. Moreover, the frequency at which core loss begins to deteriorate changes depending on the plate thickness of the product.

また、鋼板中のＳｉ及びＡｌは酸化されやすいため、高温で酸素が鋼板中に拡散して内部酸化が生じると、磁壁移動を妨げてヒステリシス損を劣化させる。さらに、内部酸化が生じると、非磁性である酸化層が存在することにより磁束を通すことのできる実効的な断面積を減少させて磁束密度を上げてしまい、渦電流損も劣化させる。また、高周波では表皮効果により磁束が鋼板表層近傍に集中するため、前記の影響はより顕著になる。一方で、Ｃｒ酸化物は薄く非常にち密な構造を有し、鋼板表面に形成されるとその後の酸素の侵入を防止し、Ｓｉ及びＡｌの内部酸化を抑制すると考えられる。 In addition, since Si and Al in the steel sheet are easily oxidized, when oxygen diffuses into the steel sheet at high temperature and internal oxidation occurs, domain wall movement is hindered and hysteresis loss is deteriorated. Furthermore, when internal oxidation occurs, the presence of the non-magnetic oxide layer reduces the effective cross-sectional area through which magnetic flux can pass, increasing the magnetic flux density and degrading eddy current loss. Moreover, at high frequencies, the magnetic flux concentrates near the surface of the steel sheet due to the skin effect, so the above effect becomes more pronounced. On the other hand, Cr oxide has a thin and very dense structure, and when formed on the surface of the steel sheet, it is thought that it prevents subsequent penetration of oxygen and suppresses internal oxidation of Si and Al.

特許文献５には、Ｃ：０．００５質量％以下、Ｓ：０．００３質量％以下、Ｎ：０．００３質量％以下、Ｓｉ：２．０質量％以上４．５質量％未満、Ａｌ：０．１５質量％以上２．５質量％未満、及びＣｒ：０．３質量％以上５．０質量％未満を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、表面側に厚さが０．０１μｍ以上０．５μｍ以下のＣｒ酸化物を含む層を有し、さらに以下の式１及び式２を満たし、板厚が０．３ｍｍ以下であることを特徴とする無方向性電磁鋼板について、Ｓｉ、Ａｌ及びＣｒの質量％の比が製品の板厚とある一定の式を満たすことにより、幅広い周波数で鉄損の優れた無方向性電磁鋼板を提供することができると記載されている。 In Patent Document 5, C: 0.005% by mass or less, S: 0.003% by mass or less, N: 0.003% by mass or less, Si: 2.0% by mass or more and less than 4.5% by mass, Al: It contains 0.15% by mass or more and less than 2.5% by mass, and Cr: 0.3% by mass or more and less than 5.0% by mass, the balance being Fe and unavoidable impurities, and the surface side has a thickness of 0.5%. A non-oriented electrical steel sheet characterized by having a layer containing Cr oxide of 01 μm or more and 0.5 μm or less, further satisfying the following formulas 1 and 2, and having a thickness of 0.3 mm or less, Si , Al and Cr, by satisfying a certain formula with the product thickness, it is possible to provide a non-oriented electrical steel sheet with excellent iron loss over a wide range of frequencies.

しかし、Ｃｒ含有量増加はＳｉ、Ａｌ、Ｍｎの場合と比較して、同程度固有抵抗を増加させ、渦電流損を低減させる含有量での飽和磁束密度低下代が大きく、磁束密度Ｂ５０の低下代も大きいという課題がある。 However, the increase in Cr content increases the specific resistance to the same extent as in the case of Si, Al, and Mn, and the amount of saturation magnetic flux density decrease at the content that reduces eddy current loss is large, and the magnetic flux density B50 decreases. There is also the problem that the generation is large.

磁束密度を向上させる手法の一つとして、特許文献６に記載されているように、Ｐを添加し、粒界に偏析させる手法が知られている。また、特許文献７に記載されているように、急速加熱を用いる方法が知られている。 As one of the techniques for improving the magnetic flux density, as described in Patent Document 6, a technique of adding P and causing segregation at grain boundaries is known. A method using rapid heating is also known, as described in Patent Document 7.

また、磁束密度を向上させる手段として、特許文献８に記載されているように、急冷凝固を用いる方法が知られている。しかし、急冷凝固を工業的に実施すると、仕上げ焼鈍時に微細な析出物が粒成長を阻害するという課題がある。この課題に対しては、特許文献９に記載されているように、ＲＥＭ、及びＣａの１種又は２種を含有させることで解決する方法も知られている。 Moreover, as a means for improving the magnetic flux density, a method using rapid solidification is known as described in Patent Document 8. However, when rapid solidification is industrially performed, there is a problem that fine precipitates inhibit grain growth during finish annealing. As described in Patent Document 9, a method for solving this problem by including one or two of REM and Ca is also known.

特許第５７８００１３号公報Japanese Patent No. 5780013 特開２００３－１８３７８８号公報Japanese Patent Application Laid-Open No. 2003-183788 特開２００２-３１７２５４号公報JP-A-2002-317254 特開２００２-１１５０３５号公報JP-A-2002-115035 特許第５４２９４１１号公報Japanese Patent No. 5429411 特許第５９９５００２号公報Japanese Patent No. 5995002 特許第５８２５４９４号公報Japanese Patent No. 5825494 特開昭６２－２４０７１４号公報JP-A-62-240714 特許第４６４８９１０号公報Japanese Patent No. 4648910

しかし、特許文献６～７の方法では、必ずしも高い磁束密度が得られるものではなかった。特許文献８の方法では、仕上げ焼鈍時の粒成長が阻害され、高い磁束密度を得られるが、低鉄損という点で満足できるものではなかった。特許文献９の方法では、特許文献８の粒成長阻害の課題は解決したが、Ａｌ含有によるヒステリシス損劣化の課題がある。 However, the methods of Patent Documents 6 and 7 do not always provide a high magnetic flux density. In the method of Patent Document 8, grain growth during finish annealing is inhibited and a high magnetic flux density can be obtained, but it is not satisfactory in terms of low iron loss. The method of Patent Document 9 solves the grain growth inhibition problem of Patent Document 8, but has the problem of deterioration of hysteresis loss due to the Al content.

ここで、モータ、特にステータ用無方向性電磁鋼板には、低鉄損、かつ高磁束密度が求められるが、一方、ロータ用無方向性電磁鋼板には、高速回転時の変形を抑制するために高強度が求められる。特に、最近の高速回転化、ＩＰＭ（Ｉｎｔｅｒｉｅｒ Ｐｅｒｍａｎｅｎｔ Ｍａｇｎｅｔ、磁石埋め込み型）化進展に伴い、よりロータ用電磁鋼板への高強度化要求は高まっている。鋼板の高強度化には、高合金化に加え、結晶粒の微細化が有効である。 Here, low core loss and high magnetic flux density are required for motors, particularly non-oriented electrical steel sheets for stators. high strength is required. In particular, with the recent development of high-speed rotation and IPM (Interier Permanent Magnet, embedded magnet type), there is an increasing demand for higher strength of electromagnetic steel sheets for rotors. In addition to high alloying, grain refinement is effective in increasing the strength of steel sheets.

ところで、同じ電磁鋼板から、ステータ用の鋼板、ロータ用の鋼板を共取りすることが検討されている。具体的には、結晶粒の微細化による高強度な無方向性電磁鋼板をロータ用の鋼板としてそのまま用いる一方で、ステータ用の鋼板は、結晶粒の微細化による高強度な無方向性電磁鋼板を打抜いた後、打抜き材を焼鈍し、結晶粒成長によって低鉄損化させて用いることが検討されている。 By the way, it is being considered to take both a stator steel plate and a rotor steel plate from the same electromagnetic steel plate. Specifically, high-strength non-oriented electrical steel sheets due to refinement of crystal grains are used as they are as steel sheets for rotors, while high-strength non-oriented electrical steel sheets due to refinement of crystal grains are used as steel sheets for stators. After punching, the punched material is annealed, and the iron loss is reduced by crystal grain growth before use.

しかし、ステータ用の鋼板では、打抜き材の焼鈍時に鋼中の微細析出物の存在によって十分な結晶粒の成長が生じず低鉄損化され難くなり、また、結晶粒の成長に伴って磁束密度が低下することがある。
また、ロータ用、ステータ用によらず、熱処理過程で不可避的に生ずる鋼板表面の酸化、特に内部酸化のために磁気特性の劣化を生じることがあり、この回避が課題となっている。 However, in steel sheets for stators, due to the presence of fine precipitates in the steel during annealing of the punched material, sufficient grain growth does not occur, making it difficult to achieve low iron loss. may decrease.
In addition, regardless of whether the steel sheet is used for a rotor or a stator, oxidation of the surface of the steel sheet, especially internal oxidation, which occurs inevitably during the heat treatment process, may cause deterioration of the magnetic properties.

そこで、本発明の課題は、上記問題を鑑み、鉄損が低くかつ磁束密度が高い第一の無方向性電磁鋼板、および、高強度でありながら、打抜き材を焼鈍した後には、鉄損が低くかつ磁束密度が高い第二の無方向性電磁鋼板を提供することである。 Therefore, in view of the above problems, the problem of the present invention is to provide a first non-oriented electrical steel sheet with low iron loss and high magnetic flux density, and a high strength steel sheet with no iron loss after annealing the punched material. A second object of the present invention is to provide a non-oriented electrical steel sheet having a low magnetic flux density and a high magnetic flux density.

上記課題は、以下の手段により解決される。 The above problems are solved by the following means.

＜１＞
質量％で
Ｃ：０％超～０．００３０％、
Ｓｉ：２．００％～４．５０％、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．１５％～２．５０％、
Ｍｎ：０．２０％～１．５０％、
Ｃｒ：０．３０～５．００％
Ｐ：０．００５％～０．２００％、
Ｓ：０．００１０％～０．０１００％、
Ｔｉ：０．０００５％～０．０１００％、
Ｃａ：０．０００５％～０．０１００％、
Ｍｇ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ及びＣｄからなる群から選択された一種以上：総計０．０００５％～０．０２００％、並びに、
残部：Ｆｅ及び不純物を含む化学組成を有し
インバースポールフィギュアの｛１００｝面強度が２．４以上であり、
電子線後方散乱回折（ＥＢＳＤ）で測定した際の｛１００｝方位（裕度２０°以内）の結晶方位を有する結晶粒の全視野に対する面積率が１８％以上であり、
平均結晶粒径が５５μｍ～２００μｍであり、
板厚が０．１０ｍｍ～０．３０ｍｍであり、
鋼板の表面に厚さが０．０１μｍ以上０．５μｍ以下のＣｒ酸化物を含む層を有し、
前記Ｓｉの含有量（質量％）を［Ｓｉ］、前記Ａｌの含有量（質量％）を［Ａｌ］、前記Ｃｒの含有量（質量％）を［Ｃｒ］、無方向性電磁鋼板の板厚（ｍｍ）をｔとしたときに以下の式１及び式２を満たす無方向性電磁鋼板。
１０．００％≦２［Ｓｉ］＋２［Ａｌ］＋［Ｃｒ］＜１５．００％ （式１）
（２［Ａｌ］＋［Ｃｒ］）／２［Ｓｉ］－１０ｔ２≦０．３５ （式２）
＜２＞
前記Ｓｉの含有量（質量％）を[Ｓｉ]、前記Ａｌの含有量（質量%）を[Ａｌ]、前記Ｍｎの含有量（質量％）を[Ｍｎ]、前記Ｃｒの含有量（質量％）を[Ｃｒ]としたときに下記式３で表されるＲが６４．００以上である＜１＞に記載の無方向性電磁鋼板。
Ｒ＝９．９＋１２．４×[Ｓｉ]＋１０．０×[Ａｌ]＋６．６×[Ｍｎ]＋５．０×[Ｃｒ] （式３）
＜３＞
電子線後方散乱回折（ＥＢＳＤ）で測定した際の｛４１１｝方位（裕度２０°以内）の結晶方位を有する結晶粒の全視野に対する面積率が７０％以上である＜１＞又は＜２＞に記載の無方向性電磁鋼板。
＜４＞
電子線後方散乱回折（ＥＢＳＤ）で測定した際の｛１１１｝方位（裕度２０°以内）の結晶方位を有する結晶粒の全視野に対する面積率が２５％以下である＜１＞～＜３＞のいずれか１項に記載の無方向性電磁鋼板。
＜５＞
７５０℃で１２０分焼鈍により、＜１＞～＜４＞のいずれか１項に記載の無方向性電磁鋼板が得られる無方向性電磁鋼板であって、
質量％で
Ｃ：０％超～０．００３０％、
Ｓｉ：２．００％～４．５０％、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．１５％～２．５％、
Ｍｎ：０．２０％～１．５０％、
Ｃｒ：０．３０％～５．０％
Ｐ：０．００５％～０．２００％、
Ｓ：０．００１０％～０．０１００％、
Ｔｉ：０．０００５％～０．０１００％、
Ｃａ：０．０００５％～０．０１００％、
Ｍｇ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ及びＣｄからなる群から選択された一種以上：総計０．０００５％～０．０２００％、並びに、
残部：Ｆｅ及び不純物を含む化学組成を有し、
７５０℃で１２０分焼鈍した後、
インバースポールフィギュアの｛１００｝面強度が２．４以上であり、
電子線後方散乱回折（ＥＢＳＤ）で測定した際の｛１００｝方位（裕度２０°以内）の結晶方位を有する結晶粒の全視野に対する面積率が１８％以上であり、
平均結晶粒径が２０μｍ以下であり、
板厚が０．１０ｍｍ～０．３０ｍｍであり、
鋼板の表面に厚さが０．０１μｍ以上０．５μｍ以下のＣｒ酸化物を含む層を有し、 前記Ｓｉの含有量（質量％）を［Ｓｉ］、前記Ａｌの含有量（質量％）を［Ａｌ］、前記Ｃｒの含有量（質量％）を［Ｃｒ］、無方向性電磁鋼板の板厚（ｍｍ）ｔとしたときに前記の式１及び式２を満たす無方向性電磁鋼板。 <1>
% by mass C: more than 0% to 0.0030%,
Si: 2.00% to 4.50%,
sol. Al: 0.15% to 2.50%,
Mn: 0.20% to 1.50%,
Cr: 0.30-5.00%
P: 0.005% to 0.200%,
S: 0.0010% to 0.0100%,
Ti: 0.0005% to 0.0100%,
Ca: 0.0005% to 0.0100%,
One or more selected from the group consisting of Mg, Sr, Ba, Ce, La, Nd, Pr, Zn and Cd: 0.0005% to 0.0200% in total, and
Balance: having a chemical composition containing Fe and impurities, and having an inverse pole figure with a {100} plane strength of 2.4 or more,
The area ratio of crystal grains having a crystal orientation of {100} orientation (within a tolerance of 20°) is 18% or more in the entire field of view when measured by electron beam backscatter diffraction (EBSD),
The average crystal grain size is 55 μm to 200 μm,
The plate thickness is 0.10 mm to 0.30 mm,
Having a layer containing Cr oxide with a thickness of 0.01 μm or more and 0.5 μm or less on the surface of the steel plate,
The Si content (mass%) is [Si], the Al content (mass%) is [Al], the Cr content (mass%) is [Cr], and the thickness of the non-oriented electrical steel sheet A non-oriented electrical steel sheet that satisfies the following formulas 1 and 2 when (mm) is t.
10.00% ≤ 2 [Si] + 2 [Al] + [Cr] < 15.00% (Formula 1)
(2[Al]+[Cr])/2[Si]−10t 2 ≦0.35 (Formula 2)
<2>
The Si content (mass%) is [Si], the Al content (mass%) is [Al], the Mn content (mass%) is [Mn], the Cr content (mass%) ) as [Cr], the non-oriented electrical steel sheet according to <1>, wherein R represented by the following formula 3 is 64.00 or more.
R = 9.9 + 12.4 x [Si] + 10.0 x [Al] + 6.6 x [Mn] + 5.0 x [Cr] (Formula 3)
<3>
<1> or <2> in which the area ratio of crystal grains having a crystal orientation of {411} orientation (within a tolerance of 20°) in the entire field of view is 70% or more when measured by electron beam backscatter diffraction (EBSD) The non-oriented electrical steel sheet according to .
<4>
<1> to <3> in which the area ratio of crystal grains having a crystal orientation of {111} orientation (within a tolerance of 20°) in the entire field of view is 25% or less when measured by electron beam backscatter diffraction (EBSD) The non-oriented electrical steel sheet according to any one of .
<5>
A non-oriented electrical steel sheet obtained by annealing at 750 ° C. for 120 minutes to obtain the non-oriented electrical steel sheet according to any one of <1> to <4>,
% by mass C: more than 0% to 0.0030%,
Si: 2.00% to 4.50%,
sol. Al: 0.15% to 2.5%,
Mn: 0.20% to 1.50%,
Cr: 0.30% to 5.0%
P: 0.005% to 0.200%,
S: 0.0010% to 0.0100%,
Ti: 0.0005% to 0.0100%,
Ca: 0.0005% to 0.0100%,
One or more selected from the group consisting of Mg, Sr, Ba, Ce, La, Nd, Pr, Zn and Cd: 0.0005% to 0.0200% in total, and
Balance: having a chemical composition containing Fe and impurities,
After annealing at 750°C for 120 minutes,
The {100} face strength of the inverse pole figure is 2.4 or more,
The area ratio of crystal grains having a crystal orientation of {100} orientation (within a tolerance of 20°) is 18% or more in the entire field of view when measured by electron beam backscatter diffraction (EBSD),
The average crystal grain size is 20 μm or less,
The plate thickness is 0.10 mm to 0.30 mm,
A layer containing Cr oxide having a thickness of 0.01 μm or more and 0.5 μm or less on the surface of the steel sheet, wherein the Si content (mass%) is [Si], and the Al content (mass%) is A non-oriented electrical steel sheet that satisfies the above formulas 1 and 2, where [Al], the Cr content (% by mass) is [Cr], and the thickness (mm) of the non-oriented electrical steel sheet is t.

本発明によれば、鉄損が低くかつ磁束密度が高い第一の無方向性電磁鋼板、および、高強度でありながら、打抜き材を焼鈍した後には、鉄損が低くかつ磁束密度が高い第二の無方向性電磁鋼板が提供できる。 According to the present invention, a first non-oriented electrical steel sheet having low iron loss and high magnetic flux density, and a high strength non-oriented electrical steel sheet having low iron loss and high magnetic flux density after annealing the punched material. Two non-oriented electrical steel sheets can be provided.

以下、本発明の一例である実施形態について詳細に説明する。 An embodiment, which is an example of the present invention, will be described in detail below.

なお、本明細書中において、化学組成の各元素の含有量の「％」表示は、「質量％」を意味する。
「～」を用いて表される数値範囲は、「～」の前後に記載される数値を下限値及び上限値として含む範囲を意味する。
「～」の前後に記載される数値に「超」または「未満」が付されている場合の数値範囲は、これら数値を下限値または上限値として含まない範囲を意味する。
「工程」との用語は、独立した工程だけではなく、他の工程と明確に区別できない場合であってもその工程の所期の目的が達成されれば、本用語に含まれる。
連続鋳造と熱間圧延との工程を経て得られる無方向性電磁鋼板は「ＣＣ材」とも称する。
「インバースポールフィギュアの｛１００｝面強度」を単に「｛１００｝面強度」と称することがある。
「電子線後方散乱回折（ＥＢＳＤ）で測定した際の、「｛１００｝方位（裕度２０°以内）の結晶方位を有する結晶粒の全視野に対する面積率」、「｛４１１｝方位（裕度２０°以内）の結晶方位を有する結晶粒の全視野に対する面積率」、「｛１１１｝方位（裕度２０°以内）の結晶方位を有する結晶粒の全視野に対する面積率」を、各々、単に、「｛１００｝方位粒の面積率」、「｛４１１｝方位粒の面積率」、「｛１１１｝方位粒の面積率」とも称する。 In addition, in this specification, "%" display of the content of each element in the chemical composition means "% by mass".
A numerical range represented using "to" means a range including the numerical values described before and after "to" as lower and upper limits.
Numerical ranges in which "greater" or "less than" are attached to numerical values written before and after "to" mean ranges that do not include these numerical values as lower or upper limits.
The term "process" includes not only independent steps, but also if the intended purpose of the step is achieved even if it cannot be clearly distinguished from other steps.
A non-oriented electrical steel sheet obtained through the steps of continuous casting and hot rolling is also called a “CC material”.
The "{100} plane strength of the inverse pole figure" may be simply referred to as "{100} plane strength".
"When measured by electron beam backscatter diffraction (EBSD)," area ratio of crystal grains having a crystal orientation of {100} orientation (within 20 ° tolerance) with respect to the entire field of view, "{411} orientation (tolerance The area ratio of crystal grains having a crystal orientation of {111} orientation (within 20 °) in the entire field of view, and the area ratio of crystal grains having a crystal orientation of {111} orientation (within a margin of , the area ratio of {100} oriented grains, the area ratio of {411} oriented grains, and the area ratio of {111} oriented grains.

＜無方向性電磁鋼板＞
第一の実施形態に係る無方向性電磁鋼板は、所定の化学組成を有し、次の（１）、（２）、（３Ａ）、（４）、（５）および（６）の特性を満たす。
一方、第二の実施形態に係る無方向性電磁鋼板は、７５０℃で１２０分焼鈍により、第一の実施形態に係る無方向性電磁鋼板が得られる無方向電磁鋼板であって、所定の化学組成を有し、次の（１）、（２）、（３Ｂ）、（４）、（５）および（６）の特性を満たす。つまり、第二の実施形態に係る無方向性電磁鋼板は、７５０℃で１２０分焼鈍により、平均結晶粒径が５５μｍ～２００μｍとなり、第一の実施形態に係る無方向性電磁鋼板の特性を満たすようになる鋼板である。 <Non-oriented electrical steel sheet>
The non-oriented electrical steel sheet according to the first embodiment has a predetermined chemical composition and exhibits the following properties (1), (2), (3A), (4), (5) and (6). Fulfill.
On the other hand, the non-oriented electrical steel sheet according to the second embodiment is a non-oriented electrical steel sheet from which the non-oriented electrical steel sheet according to the first embodiment is obtained by annealing at 750° C. for 120 minutes, and It has a composition and satisfies the following properties (1), (2), (3B), (4), (5) and (6). That is, the non-oriented electrical steel sheet according to the second embodiment has an average grain size of 55 μm to 200 μm after annealing at 750° C. for 120 minutes, and satisfies the characteristics of the non-oriented electrical steel sheet according to the first embodiment. It is a steel plate that becomes like this.

（１）インバースポールフィギュアの｛１００｝面強度が２．４以上である。
（２）電子線後方散乱回折（ＥＢＳＤ）で測定した際の｛１００｝方位（裕度２０°以内）の結晶方位を有する結晶粒の全視野に対する面積率が１８％以上である。
（３Ａ）平均結晶粒径が５５μｍ～２００μｍである。
（３Ｂ）平均結晶粒径が２０μｍ以下である。
（４）板厚が０．１０ｍｍ～０．３０ｍｍである。
（５）鋼板の表面に厚さが０．０１μｍ以上０．５μｍ以下のＣｒ酸化物を含む層（以下、「Ｃｒ酸化物を含む層」を「Ｃｒ酸化層」とも称する）を有する。
（６）Ｓｉの含有量（質量％）を［Ｓｉ］、Ａｌの含有量（質量％）を［Ａｌ］、Ｃｒの含有量（質量％）を［Ｃｒ］、無方向性電磁鋼板の板厚（ｍｍ）をｔとしたときに以下の式１及び式２を満たす。
１０．００％≦２［Ｓｉ］＋２［Ａｌ］＋［Ｃｒ］＜１５．００％ （式１）
（２［Ａｌ］＋［Ｃｒ］）／２［Ｓｉ］－１０ｔ２≦０．３５ （式２） (1) The {100} face strength of the inverse pole figure is 2.4 or more.
(2) The area ratio of crystal grains having a crystal orientation of {100} orientation (within a tolerance of 20°) is 18% or more in the entire visual field when measured by electron beam backscatter diffraction (EBSD).
(3A) The average crystal grain size is 55 μm to 200 μm.
(3B) The average crystal grain size is 20 μm or less.
(4) The plate thickness is 0.10 mm to 0.30 mm.
(5) A layer containing Cr oxide having a thickness of 0.01 μm or more and 0.5 μm or less (hereinafter, the “layer containing Cr oxide” is also referred to as “Cr oxide layer”) on the surface of the steel sheet.
(6) Si content (mass%) [Si], Al content (mass%) [Al], Cr content (mass%) [Cr], thickness of non-oriented electrical steel sheet When (mm) is t, the following formulas 1 and 2 are satisfied.
10.00% ≤ 2 [Si] + 2 [Al] + [Cr] < 15.00% (Formula 1)
(2[Al]+[Cr])/2[Si]−10t 2 ≦0.35 (Formula 2)

第一の実施形態に係る無方向性電磁鋼板は、上記構成により、鉄損が低くかつ磁束密度が高い無方向性電磁鋼板となる。
一方、第二の実施形態に係る無方向電磁鋼板は、上記構成により、高強度でありながら、打抜き材を焼鈍した後には、鉄損が低くかつ磁束密度が高い無方向性電磁鋼板となる。
そして、これら本実施形態に係る無方向性電磁鋼板は、次に示す知見により見出された。 The non-oriented electrical steel sheet according to the first embodiment is a non-oriented electrical steel sheet with low iron loss and high magnetic flux density due to the above configuration.
On the other hand, the non-oriented electrical steel sheet according to the second embodiment is a non-oriented electrical steel sheet with low core loss and high magnetic flux density after the punched material is annealed, while having high strength due to the above configuration.
These non-oriented electrical steel sheets according to the present embodiment were discovered based on the following findings.

Ｓｉ、Ａｌ、ＭｎおよびＣｒは含有量を増加させることで鋼板固有抵抗を上げて渦電流損を低減する。一方で、Ｓｉ、Ａｌ、ＭｎおよびＣｒは鋼板の飽和磁束密度を低下させる。同程度の固有抵抗を上昇させる含有量で比較すると、ＳｉとＭｎの飽和磁束密度低下代はほぼ同等であるが、Ａｌは飽和磁束密度低下代がＳｉおよびＭｎより大きく、Ｃｒは飽和磁束密度低下代がＡｌより大きい。さらにＡｌ、Ｃｒは含有量を増加させるとヒステリシス損が劣化するため、ヒステリシス損の割合の大きい周波数では固有抵抗ほど鉄損が下がらない場合がある。ＳｉおよびＭｎはヒステリシス損への影響はＡｌ、Ｃｒより小さく、Ｓｉ量６．５％近傍ではヒステリシス損が大きく低減することが知られている。
一方で、ＳｉはＡｌ、ＭｎおよびＣｒに比べて鋼板を脆化させ易く、過度に含有させると製造時の脆性破断の懸念が増大する。ＣｒはＳｉ、ＡｌおよびＭｎに比べて鋼板を脆化させにくいが、過度に含有すると、鋼板の飽和磁束密度が著しく低下し、磁束密度Ｂ５０の低下が顕著になる。
さらにＳｉ、ＡｌおよびＭｎは強力な酸化物形成元素であり、熱処理過程で鋼板表面において内部酸化を増長し、磁気特性を劣化させることがある。
しかし、式１および式２を満足させると、ヒステリシス損の劣化と共に、磁束密度Ｂ５０の低下が抑えられる。また、式１および式２を満足するように含有させるＣｒが緻密なＣｒ酸化物層を形成することで内部酸化が抑制され、内部酸化に起因する磁気特性の劣化を回避できる。 Increasing the content of Si, Al, Mn and Cr raises the specific resistance of the steel sheet and reduces the eddy current loss. On the other hand, Si, Al, Mn and Cr lower the saturation magnetic flux density of the steel sheet. When comparing the contents that raise the specific resistance to the same extent, the saturation magnetic flux density reduction of Si and Mn is almost the same, but the saturation magnetic flux density reduction of Al is larger than that of Si and Mn, and the saturation magnetic flux density of Cr is reduced. is greater than Al. Furthermore, when the contents of Al and Cr are increased, the hysteresis loss deteriorates, so at frequencies where the ratio of hysteresis loss is large, the iron loss may not decrease as much as the specific resistance. It is known that Si and Mn have a smaller effect on hysteresis loss than Al and Cr, and the hysteresis loss is greatly reduced when the Si content is around 6.5%.
On the other hand, Si tends to embrittle the steel sheet more easily than Al, Mn and Cr, and excessive Si increases the concern of brittle fracture during production. Cr is less likely to embrittle the steel sheet than Si, Al and Mn.
Furthermore, Si, Al and Mn are strong oxide-forming elements, and may increase internal oxidation on the surface of the steel sheet during the heat treatment process, degrading the magnetic properties.
However, if the equations 1 and 2 are satisfied, the deterioration of the hysteresis loss and the decrease of the magnetic flux density B50 can be suppressed. Further, by forming a dense Cr oxide layer containing Cr so as to satisfy the formulas 1 and 2, the internal oxidation is suppressed and the deterioration of the magnetic properties due to the internal oxidation can be avoided.

低鉄損化のためには、仕上げ焼鈍により平均結晶粒径を５５μｍ～２００μｍまで増大させる。
ただし、高強度の鋼板を得る場合、低温での仕上げ焼鈍により平均結晶粒径を２０μｍ以下に抑える。そして、平均結晶粒径を２０μｍ以下に抑えた場合、例えば、ユーザーで鋼板を打抜き、積層してモータコアを製作した後、歪取りの目的で高温（例えば７５０～８５０℃、６０～１８０分）焼鈍すると、平均結晶粒径が増大し（例えば平均結晶粒径を５５μｍ～２００μｍまで増大し）、低鉄損化が実現できる。 In order to reduce core loss, the average grain size is increased to 55 μm to 200 μm by finish annealing.
However, when obtaining a high-strength steel sheet, the average grain size is suppressed to 20 μm or less by low-temperature finish annealing. When the average crystal grain size is suppressed to 20 μm or less, for example, after punching steel sheets by the user and laminating them to produce a motor core, high temperature annealing (for example, 750 to 850 ° C., 60 to 180 minutes) is performed for the purpose of strain relief. As a result, the average crystal grain size is increased (for example, the average crystal grain size is increased to 55 μm to 200 μm), and low iron loss can be achieved.

一方、Ｓｉ量およびＭｎ量を増加させると、通常、飽和磁束密度は低下する。しかし、集合組織を改善することで、高磁束密度が得られる。磁束密度向上に寄与する集合組織としては、｛１００｝近傍の結晶方位が重要である。
｛１００｝面強度及び｛１００｝方位粒の存在確率を高めることで、Ｓｉ量およびＭｎ量を増加しても、磁束密度が向上し、低鉄損かつ高磁束密度が実現できる。 On the other hand, increasing the amount of Si and Mn usually lowers the saturation magnetic flux density. However, by improving the texture, a high magnetic flux density can be obtained. A crystal orientation near {100} is important as a texture that contributes to the improvement of the magnetic flux density.
By increasing the {100} plane strength and the existence probability of {100} oriented grains, the magnetic flux density is improved even if the Si content and the Mn content are increased, and low core loss and high magnetic flux density can be realized.

そして、無方向性電磁鋼板の板厚を０．１０ｍｍ～０．３０ｍｍにすると、鉄損の１種である渦電流損が低下するため、ヒステリシス損と渦電流損の両方が低い鋼板を得ることができる。 When the thickness of the non-oriented electrical steel sheet is set to 0.10 mm to 0.30 mm, the eddy current loss, which is one type of iron loss, is reduced. can be done.

また、打抜き材の焼鈍時に、結晶粒の成長を阻害するのは、鋼中の微細析出物の存在である。しかし、Ｍｇ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ及びＣｄの少なくとも一種（以下、これら元素をＸと表記することがある）の含有により、結晶粒成長を阻害する微細析出物のうち、ＭｎＳ等の硫化物は、Ｘ－Ｓ化合物、Ｘ－ＯＳ化合物として粗大析出させることで無害化できる。
一方、Ｍｇ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ及びＣｄの少なくとも一種の含有により、結晶粒成長を阻害する微細析出物のうち、微量に含有したＡｌによる、微細なＡｌ系析出物（ＡｌＮ、Ａｌ２Ｏ３等）は、析出物を複合析出させることで、無害化できる。
このように、Ｍｇ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ及びＣｄの少なくとも一種の含有により、打抜き材の焼鈍時に、十分に結晶粒が成長し（例えば平均結晶粒径が５５μｍ～２００μｍまで成長し）、低鉄損化が図られる。 Further, it is the presence of fine precipitates in the steel that inhibits the growth of grains during annealing of the punched material. However, due to the inclusion of at least one of Mg, Sr, Ba, Ce, La, Nd, Pr, Zn and Cd (hereinafter these elements may be referred to as X), fine precipitates that inhibit grain growth Of these, sulfides such as MnS can be rendered harmless by coarsely precipitating as XS compounds and X-OS compounds.
On the other hand, among the fine precipitates that inhibit grain growth due to the inclusion of at least one of Mg, Sr, Ba, Ce, La, Nd, Pr, Zn, and Cd, fine Al-based Substances (AlN, Al 2 O 3, etc.) can be rendered harmless by complex precipitation of precipitates.
In this way, by including at least one of Mg, Sr, Ba, Ce, La, Nd, Pr, Zn and Cd, sufficient crystal grain growth occurs during annealing of the punched material (for example, the average crystal grain size is 55 μm to It grows up to 200 μm), and low iron loss is achieved.

また、打抜き材の焼鈍時に、結晶粒の成長に伴う磁束密度の低下は、｛１１１｝＜１１２＞結晶粒等の｛１１１｝方位粒の粒成長が主要因である。しかし、平均結晶粒径が２０μｍ以下の段階で、｛１１１｝方位粒の面積率を抑える（つまり、｛１１１｝＜１１２＞結晶粒等の｛１１１｝方位粒を極微量に抑える）ことで、打抜き材の焼鈍時に、結晶粒が成長（例えば結晶粒が平均結晶粒径５５μｍ～２００μｍまで成長）しても、磁束密度の低下が生じ難くなる。 Also, the decrease in the magnetic flux density due to the growth of crystal grains during the annealing of the punched material is mainly due to the grain growth of {111} orientation grains such as {111}<112> crystal grains. However, when the average crystal grain size is 20 μm or less, by suppressing the area ratio of {111} orientation grains (that is, suppressing {111} orientation grains such as {111}<112> crystal grains to a very small amount), Even if crystal grains grow (for example, crystal grains grow to an average crystal grain size of 55 μm to 200 μm) during annealing of the punched material, the magnetic flux density is less likely to decrease.

また、鋼板の表面に、０．０１μｍ以上０．５μｍ以下のＣｒ酸化層を存在させることにより、ヒステリシス損および渦電流損を劣化させる内部酸化が抑制できる。 Further, by providing a Cr oxide layer having a thickness of 0.01 μm or more and 0.5 μm or less on the surface of the steel sheet, internal oxidation that deteriorates hysteresis loss and eddy current loss can be suppressed.

以上の知見により、第一の実施形態に係る無方向性電磁鋼板は、上記構成により、鉄損が低くかつ磁束密度が高い無方向性電磁鋼板となることが見出された。
一方、第二の実施形態に係る無方向電磁鋼板は、上記構成により、高強度でありながら、打抜き材を焼鈍した後には、鉄損が低くかつ磁束密度が高い無方向性電磁鋼板となることが見出された。
そして、第一の実施形態に係る無方向性電磁鋼板は、ステータ用の鋼板として適する。一方、第二の実施形態に係る無方向性電磁鋼板は、ロータ用の鋼板として適すると共に、ステータ用の鋼板およびロータ用の鋼板を共取りするための鋼板として適する。 Based on the above findings, it was found that the non-oriented electrical steel sheet according to the first embodiment is a non-oriented electrical steel sheet with low core loss and high magnetic flux density due to the above configuration.
On the other hand, the non-oriented electrical steel sheet according to the second embodiment has high strength due to the above configuration, but after annealing the punched material, it becomes a non-oriented electrical steel sheet with low iron loss and high magnetic flux density. was found.
And the non-oriented electrical steel sheet according to the first embodiment is suitable as a steel sheet for a stator. On the other hand, the non-oriented electrical steel sheet according to the second embodiment is suitable as a steel sheet for the rotor, and also suitable as a steel sheet for co-coupling the steel sheet for the stator and the steel sheet for the rotor.

以下、第一および第二の実施形態に係る無方向性電磁鋼板（以下、共通事項については、「本実施形態に係る無方向性電磁鋼板」と称する）の詳細について説明する。 Hereinafter, the details of the non-oriented electrical steel sheets according to the first and second embodiments (common items are hereinafter referred to as "non-oriented electrical steel sheets according to the present embodiment") will be described.

本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。なお、鋼板の成分組成について、「％」は「質量％」である。 The chemical composition of the non-oriented electrical steel sheet according to this embodiment will be described. In addition, "%" is "mass%" about the chemical composition of a steel plate.

無方向性電磁鋼板の化学組成は、
Ｃ：０．００３０％以下、
Ｓｉ：２．００％～４．５０％、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．１５％～２．５％、
Ｍｎ：０．２０％～１．５０％、
Ｃｒ：０．３０％～５．００％
Ｐ：０．００５％～０．２００％、
Ｓ：０．００１０％～０．０１００％、
Ｔｉ：０．０００５％～０．０１００％、
Ｃａ：０．０００５％～０．０１００％、
Ｍｇ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ及びＣｄからなる群（以下「特定元素群」とも称する）から選択された一種以上：総計０．０００５％～０．０２００％、並びに、
残部：Ｆｅ及び不純物を含む。 The chemical composition of the non-oriented electrical steel sheet is
C: 0.0030% or less,
Si: 2.00% to 4.50%,
sol. Al: 0.15% to 2.5%,
Mn: 0.20% to 1.50%,
Cr: 0.30% to 5.00%
P: 0.005% to 0.200%,
S: 0.0010% to 0.0100%,
Ti: 0.0005% to 0.0100%,
Ca: 0.0005% to 0.0100%,
One or more selected from the group consisting of Mg, Sr, Ba, Ce, La, Nd, Pr, Zn and Cd (hereinafter also referred to as "specific element group"): 0.0005% to 0.0200% in total, and
Balance: contains Fe and impurities.

なお、無方向性電磁鋼板は、Ｃ、Ｓｉ、ｓｏｌ．Ａｌ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｔｉ、Ｃａ、及び特定元素群から選択された一種以上の元素を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学成分を有する無方向性電磁鋼板であってもよい。 The non-oriented electrical steel sheet contains C, Si, sol. It may be a non-oriented electrical steel sheet having a chemical composition containing Al, Mn, P, S, Ti, Ca, and one or more elements selected from a specific element group, with the balance being Fe and impurities.

［Ｃ：０％超～０．００３０％以下］
Ｃ（炭素）は、不可避的に含有される（すなわち、含有量が０％超となる）元素であるとともに、鉄損劣化を引き起こす元素である。Ｃの含有量が０．００３０％を超える場合には、無方向性電磁鋼板において鉄損劣化が生じ、良好な磁気特性が得られ難くなる。よって、Ｃの含有量を、０．００３０％以下とする。Ｃの含有量は、好ましくは、０．００２０％以下であり、更に好ましくは、０．００１５％以下である。
一方、Ｃの含有量の下限は、好ましくは０％超であり、精錬コストの観点から、より好ましくは０．０００５％以上である。 [C: more than 0% to 0.0030% or less]
C (carbon) is an element that is inevitably contained (that is, the content exceeds 0%), and is an element that causes iron loss deterioration. If the C content exceeds 0.0030%, core loss deterioration occurs in the non-oriented electrical steel sheet, making it difficult to obtain good magnetic properties. Therefore, the content of C is set to 0.0030% or less. The content of C is preferably 0.0020% or less, more preferably 0.0015% or less.
On the other hand, the lower limit of the C content is preferably more than 0%, and more preferably 0.0005% or more from the viewpoint of refining cost.

［Ｓｉ：２．００％～４．５０％］
Ｓｉ（ケイ素）は、鋼の固有抵抗を上昇させて渦電流損を低減させ、鉄損を改善する元素である。また、Ｓｉは、固溶強化能が大きいため、無方向性電磁鋼板の高強度化にも有効な元素である。高強度化は、モータの高速回転時の変形抑制及び疲労破壊抑制といった観点から重要である。かかる効果を十分に発揮させるためには、２．００％のＳｉを含有させることが必要である。よって、Ｓｉの含有量は２．００％とする。
一方、Ｓｉの含有量が４．５０％を超える場合には、加工性が劣化する傾向がある。よって、Ｓｉの含有量は、４．５０％以下とする。
Ｓｉの含有量は、好ましくは、２．５０％～３．９０％であり、更に好ましくは、３．２０％～３．８０％である。 [Si: 2.00% to 4.50%]
Si (silicon) is an element that increases the specific resistance of steel, reduces eddy current loss, and improves iron loss. In addition, since Si has a large solid-solution strengthening ability, it is an element effective for increasing the strength of a non-oriented electrical steel sheet. Increasing the strength is important from the viewpoint of suppressing deformation and fatigue fracture during high-speed rotation of the motor. In order to sufficiently exhibit such effects, it is necessary to contain 2.00% Si. Therefore, the Si content is set to 2.00%.
On the other hand, if the Si content exceeds 4.50%, workability tends to deteriorate. Therefore, the content of Si is set to 4.50% or less.
The Si content is preferably 2.50% to 3.90%, more preferably 3.20% to 3.80%.

［Ｓｏｌ．Ａｌ：０．１５％～２．５０％］
Ａｌ（アルミニウム）は、鋼中に固溶されると、無方向性電磁鋼板の固有抵抗を上昇させることで渦電流損を低減し、高周波鉄損を改善する元素である。一方で、Ａｌは、Ｓｉに比べ、飽和磁束密度の低下、透磁率の低下、ヒステリシス損の増加が大きい。０．１５％未満では固有抵抗を十分増加させることができず、鉄損を低減させる効果が十分に得られない。一方でＡｌは鋼板の飽和磁束密度を低下させるため、２．５０％を超えると飽和磁束密度が著しく低下し、磁束密度Ｂ５０の低画家顕著となる。よって、Ａｌの含有量は、０．１５％～２．５０％とする。
Ａｌの含有量の下限は、好ましくは０．３０％であり、より好ましくは０．６０％以上である。
Ａｌの含有量の上限は、好ましくは１．８０％であり、より好ましくは１．２０％以下である。 [Sol. Al: 0.15% to 2.50%]
Al (aluminum) is an element that, when dissolved in steel, increases the specific resistance of a non-oriented electrical steel sheet, thereby reducing eddy current loss and improving high-frequency iron loss. On the other hand, Al significantly lowers saturation magnetic flux density, lowers magnetic permeability, and increases hysteresis loss than Si. If it is less than 0.15%, the specific resistance cannot be sufficiently increased, and the effect of reducing iron loss cannot be sufficiently obtained. On the other hand, since Al lowers the saturation magnetic flux density of the steel sheet, when it exceeds 2.50%, the saturation magnetic flux density is significantly lowered, and the low magnetic flux density B50 becomes conspicuous. Therefore, the Al content is set to 0.15% to 2.50%.
The lower limit of the Al content is preferably 0.30%, more preferably 0.60% or more.
The upper limit of the Al content is preferably 1.80%, more preferably 1.20% or less.

［Ｍｎ：０．２０％～１．５０％］
Ｍｎは、固有抵抗を増大させて渦電流損を低減する効果を有する。さらに、Ｍｎは、結晶粒成長に有害なＭｎＳ等の微細硫化物の析出を抑制する効果を有する。かかる効果を発揮するためには、Ｍｎ含有量は一定量以上必要だが、０．２０％未満では十分な渦電流損低減効果が得られず、微細硫化物の析出も抑制できない。そのため、Ｍｎの含有量は、０．２０％以上とする。
一方、Ｍｎの含有量が１．５０％を超える場合には、焼鈍時の結晶粒成長性そのものが低下し、鉄損が増大する。そのため、Ｍｎ含有量は１．５０％以下とする。
Ｍｎ含有量は、好ましくは０．２５％以上１．３０％以下、より好ましくは０．５０％以上１．１０％以下である。 [Mn: 0.20% to 1.50%]
Mn has the effect of increasing specific resistance and reducing eddy current loss. Furthermore, Mn has the effect of suppressing precipitation of fine sulfides such as MnS that are harmful to grain growth. In order to exhibit such an effect, the Mn content must be a certain amount or more, but if it is less than 0.20%, a sufficient eddy current loss reduction effect cannot be obtained and precipitation of fine sulfides cannot be suppressed. Therefore, the content of Mn is set to 0.20% or more.
On the other hand, if the Mn content exceeds 1.50%, the crystal grain growth itself during annealing deteriorates, and iron loss increases. Therefore, the Mn content is set to 1.50% or less.
The Mn content is preferably 0.25% or more and 1.30% or less, more preferably 0.50% or more and 1.10% or less.

［Ｃｒ：０．３０％～５．００％］
Ｃｒは、Ｓｉ、Ａｌより効果代は小さいものの鋼板の固有抵抗を増大させて渦電流損を低減する効果を有する。また、Ｃｒは、熱処理過程での鋼板の酸化挙動が変化し、鋼板表面においてＣｒを主体とする酸化物を形成する。さらに、Ｃａ、Ｍｇ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ及びＣｄのような強力な硫化物形成元素を含有する鋼板においては、Ｃｒは、後述するように、熱処理において緻密なＣｒ酸化物層を形成し易くなる。そして、Ｃｒは、緻密なＣｒ酸化層の形成により内部酸化を抑制し、磁気特性の劣化を回避する効果を発現させる。かかる効果を発揮するためには、Ｃｒ含有量は一定量以上必要だが、０．３０％未満では十分な効果が得られない。そのため、Ｃｒの含有量は、０．３０％以上とする。
一方、Ｃｒの含有量が５．００％を超える場合には、鋼板の飽和磁束密度が著しく低下し、磁束密度Ｂ５０の低下が顕著となる。そのため、Ｃｒ含有量は０．３０％～５．００％とする。
Ｃｒ含有量は、好ましくは０．６０％以上４．００％以下、より好ましくは１．２０％以上３．００％以下である。 [Cr: 0.30% to 5.00%]
Cr has the effect of increasing the specific resistance of the steel sheet and reducing the eddy current loss, although the effect is smaller than that of Si and Al. Moreover, Cr changes the oxidation behavior of the steel sheet during the heat treatment process, and forms an oxide mainly composed of Cr on the surface of the steel sheet. Furthermore, in steel sheets containing strong sulfide-forming elements such as Ca, Mg, Sr, Ba, Ce, La, Nd, Pr, Zn and Cd, Cr is converted into dense Cr in heat treatment, as described below. It becomes easy to form an oxide layer. And Cr suppresses internal oxidation by forming a dense Cr oxide layer, and exerts an effect of avoiding deterioration of magnetic properties. In order to exhibit such an effect, the Cr content must be a certain amount or more, but if it is less than 0.30%, a sufficient effect cannot be obtained. Therefore, the Cr content is set to 0.30% or more.
On the other hand, when the Cr content exceeds 5.00%, the saturation magnetic flux density of the steel sheet is significantly lowered, and the magnetic flux density B50 is significantly lowered. Therefore, the Cr content is set to 0.30% to 5.00%.
The Cr content is preferably 0.60% or more and 4.00% or less, more preferably 1.20% or more and 3.00% or less.

［Ｐ：０．００５％～０．２００％］
Ｐ（リン）は、焼鈍時に粒界からの再結晶を抑制し、磁気特性に劣位な｛１１１｝方位粒等の成長を抑制する効果を有する元素である。かかる効果を発揮させるためには、０．００５％以上のＰを含有させることが必要である。従って、Ｐの含有量は、０．００５％以上とする。
一方、Ｐの含有量が０．２００％を超える場合には、鋼板が脆化する。よって、Ｐの含有量は、０．２００％以下とする。
Ｐの含有量は、好ましくは、０．０６％以上０．１５％以下であり、更に好ましくは、０．０８％以上０．１２％以下である。 [P: 0.005% to 0.200%]
P (phosphorous) is an element that suppresses recrystallization from grain boundaries during annealing and suppresses the growth of {111} orientation grains, etc., which are inferior in magnetic properties. In order to exhibit such an effect, it is necessary to contain 0.005% or more of P. Therefore, the P content should be 0.005% or more.
On the other hand, when the P content exceeds 0.200%, the steel sheet becomes embrittled. Therefore, the content of P is set to 0.200% or less.
The P content is preferably 0.06% or more and 0.15% or less, more preferably 0.08% or more and 0.12% or less.

［Ｓ：０．００１０％～０．０１００％］
Ｓ（硫黄）は、ＭｎＳ等の微細硫化物を形成することで鉄損を増加させ、磁気特性を劣化させる元素である。また、ＭｎＳ等の微細硫化物は、焼鈍時等における再結晶および結晶粒成長を阻害する。
よって、Ｓは、精錬コストを考慮し、０．００１０％～０．０１００％とする。
Ｓの含有量は、好ましくは、０．００８０％以下であり、更に好ましくは０．００６０％以下である。 [S: 0.0010% to 0.0100%]
S (sulfur) is an element that increases iron loss by forming fine sulfides such as MnS and degrades magnetic properties. Also, fine sulfides such as MnS inhibit recrystallization and grain growth during annealing and the like.
Therefore, considering refining cost, S is set to 0.0010% to 0.0100%.
The S content is preferably 0.0080% or less, more preferably 0.0060% or less.

［Ｔｉ：０．０００５％～０．０１００％］
Ｔｉ（チタン）は、地鉄中のＣ、Ｎ、Ｏなどと結合してＴｉＮ、ＴｉＣ、Ｔｉ酸化物などの微小析出物を形成し、焼鈍中の結晶粒の成長を阻害して磁気特性を劣化させる元素である。
よって、Ｔｉは、精錬コストを考慮し、０．０００５％～０．０１００％とする。
Ｔｉの含有量は、好ましくは、０．０００８％以上０．００８０％以下であり、より好ましくは、０．００１０％以上０．００６０％以下である。 [Ti: 0.0005% to 0.0100%]
Ti (titanium) combines with C, N, O, etc. in the base iron to form fine precipitates such as TiN, TiC, Ti oxides, etc., which inhibit the growth of crystal grains during annealing and improve magnetic properties. It is an element that causes deterioration.
Therefore, considering refining cost, Ti is set to 0.0005% to 0.0100%.
The Ti content is preferably 0.0008% or more and 0.0080% or less, more preferably 0.0010% or more and 0.0060% or less.

［Ｃａ：０．０００５％～０．０１００％］
Ｃａは、硫化物または酸硫化物としてＳを固定し、ＭｎＳ等の微細析出を回避し、磁壁の移動をスムーズにし、鉄損を低下させる効果を有する元素である。かかる効果を発揮するためには、０．０００５％以上のＣａを含有させる必要がある。よって、Ｃａの含有量は、０．０００５％以上とする。
一方、Ｃａの含有量が０．０１００％を超える場合には、硫化物または酸硫化物自体が過剰となり、鉄損が悪化する傾向にある。よって、Ｃａの含有量は、０．０１００％以下とする。
Ｃａの含有量は、好ましくは、０．００１０％以上０．００８０％以下であり、より好ましくは、０．００１５％以上０．００６０％以下である。 [Ca: 0.0005% to 0.0100%]
Ca is an element that fixes S as a sulfide or oxysulfide, avoids fine precipitation of MnS and the like, smoothes domain wall movement, and reduces iron loss. In order to exhibit such an effect, it is necessary to contain 0.0005% or more of Ca. Therefore, the content of Ca is set to 0.0005% or more.
On the other hand, when the Ca content exceeds 0.0100%, sulfides or oxysulfides themselves become excessive, and iron loss tends to deteriorate. Therefore, the content of Ca is set to 0.0100% or less.
The Ca content is preferably 0.0010% or more and 0.0080% or less, more preferably 0.0015% or more and 0.0060% or less.

［Ｍｇ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ及びＣｄからなる群から選択された一種以上：総計０．０００５％～０．０２００％］
Ｍｇ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ及びＣｄは、硫化物または酸硫化物としてＳを固定し、ＭｎＳ等の微細析出を回避し、磁壁の移動をスムーズにし、鉄損を低下させる効果を有する。そのため、これら特定元素から選択される１種以上を含有する必要がある。かかる効果を発揮するには、特定元素群から選択される１種以上の含有量を総計で、０．０００５％以上とする。
一方、特定元素群から選択される少なくとも１種の含有量が総計で０．０２００％を超える場合には、硫化物または酸硫化物自体が過剰となり、鉄損が悪化する。そのため、特定元素群から選択される少なくとも１種の含有量は、総計で０．０１００％以下とすることする。
特定元素群から選択される１種以上の含有量は、総計で、好ましくは、０．００１０％以上０．０１５０％以下であり、更に好ましくは、０．００２０％以上０．０１００％以下である。 [One or more selected from the group consisting of Mg, Sr, Ba, Ce, La, Nd, Pr, Zn and Cd: total 0.0005% to 0.0200%]
Mg, Sr, Ba, Ce, La, Nd, Pr, Zn, and Cd fix S as sulfides or oxysulfides, avoid fine precipitation of MnS and the like, smooth domain wall movement, and reduce iron loss. It has a lowering effect. Therefore, it is necessary to contain one or more selected from these specific elements. In order to exhibit such an effect, the total content of one or more elements selected from the specific element group should be 0.0005% or more.
On the other hand, if the total content of at least one element selected from the specific element group exceeds 0.0200%, the sulfide or oxysulfide itself becomes excessive, resulting in deterioration of iron loss. Therefore, the total content of at least one element selected from the specific element group is set to 0.0100% or less.
The total content of one or more selected from the specific element group is preferably 0.0010% or more and 0.0150% or less, more preferably 0.0020% or more and 0.0100% or less. .

また、強力な硫化物形成元素であるＣａおよび上記特定元素群の含有は、熱処理の過程において鋼板表面を純化し、鋼板の酸化挙動に影響を及ぼすと考えられ、本発明においては後述する緻密なＣｒ酸化物層を好ましく形成するように作用する。 In addition, the inclusion of Ca, which is a strong sulfide-forming element, and the above-mentioned specific element group are considered to refine the surface of the steel sheet in the process of heat treatment and affect the oxidation behavior of the steel sheet. It acts to favorably form a Cr oxide layer.

［残部］
無方向性電磁鋼板の残部は、Ｆｅおよび不純物である。ここで、不純物とは、原材料に含まれる成分、または、製造の過程で混入する成分であって、意図的に鋼板に含有させたものではない成分を指す。さらに、不純物は、意図的に含有させた成分であっても、鋼板の性能に影響を与えない範囲の量で含有する成分も含む。 [Remainder]
The balance of the non-oriented electrical steel sheet is Fe and impurities. Here, the term "impurity" refers to a component contained in the raw material or a component mixed in during the manufacturing process and not intentionally included in the steel sheet. Further, the impurities also include components contained intentionally within a range that does not affect the performance of the steel sheet.

［（式１） １０．００％≦２［Ｓｉ］＋２［Ａｌ］＋［Ｃｒ］＜１５．００％］
Ｓｉの含有量（質量％）を［Ｓｉ］、Ａｌの含有量（質量％）を［Ａｌ］、Ｃｒの含有量（質量％）を［Ｃｒ］としたときに下記式１の条件を満たすようにする。
１０．００％≦２［Ｓｉ］＋２［Ａｌ］＋［Ｃｒ］＜１５．００％ （式１）
２［Ｓｉ］＋２［Ａｌ］＋［Ｃｒ］が１０％未満では、３０００Ｈｚの鉄損が大きくなりすぎる。一方で、１５．００％を超えると、鋼板の飽和磁束密度が著しく低下し、磁束密度Ｂ５０の低下が顕著となる。なお、Ｃｒに対してＳｉおよびＡｌの比重を２倍としているのは、Ｃｒでは効果代が小さいことに基づいている。
また、強力な酸化物形成元素であるＳｉおよびＡｌとの合計含有量の制御は、後述する緻密なＣｒ酸化物層を好ましく形成するためにも必要である。 [(Formula 1) 10.00% ≤ 2 [Si] + 2 [Al] + [Cr] < 15.00%]
When the Si content (mass%) is [Si], the Al content (mass%) is [Al], and the Cr content (mass%) is [Cr], the conditions of the following formula 1 are satisfied. to
10.00% ≤ 2 [Si] + 2 [Al] + [Cr] < 15.00% (Formula 1)
If 2[Si]+2[Al]+[Cr] is less than 10%, the iron loss at 3000 Hz becomes too large. On the other hand, when it exceeds 15.00%, the saturation magnetic flux density of the steel sheet is significantly lowered, and the magnetic flux density B50 is significantly lowered. The reason why the specific gravities of Si and Al are doubled relative to Cr is that Cr has a small effect.
In addition, control of the total content of Si and Al, which are strong oxide-forming elements, is also necessary for preferably forming a dense Cr oxide layer, which will be described later.

［（式２） （２［Ａｌ］＋［Ｃｒ］）／２［Ｓｉ］－１０ｔ２≦０．３５］
Ｓｉの含有量（質量％）を［Ｓｉ］、Ａｌの含有量（質量％）を［Ａｌ］、Ｃｒの含有量（質量％）を［Ｃｒ］、製品の板厚をｔ（ｍｍ）としたときに下記式２の条件を満たすようにする。
（２［Ａｌ］＋［Ｃｒ］）／２［Ｓｉ］－１０ｔ２≦０．３５ （式２）
本発明者らが実験を重ねた結果、Ｓｉ含有量を多くしても、ヒステリシス損はそれほど劣化しないが、ＡｌおよびＣｒの含有量を多くすると、ヒステリシス損が急激に劣化することが分かった。その結果、同等の固有抵抗および板厚であっても、すなわち同等の渦電流損であっても、（２［Ａｌ］＋［Ｃｒ］）／２［Ｓｉ］の比率が大きくなると鉄損が劣化すること、すなわちヒステリシス損が劣化することを見出した。
また、さらなる実験の結果、ヒステリシス損の比率が増加する低周波数の領域、或いは高周波数の領域でも板厚が小さくなり、渦電流損が低減するとこの傾向がより顕著になった。渦電流損は周波数の２乗と板厚の２乗に比例し、ヒステリシス損は周波数の１乗に比例するが板厚に依存しないものと考えられ、実験データに基づき、式２を導出した。
また、より低周波数の領域（例えば、４００Ｈｚ）で鉄損を良好にするためには、さらに以下の式の条件を満たすようにすることが好ましい。
（２［Ａｌ］＋［Ｃｒ］）／２［Ｓｉ］－５ｔ２≦０．３５
また、強力な酸化物形成元素であるＳｉおよびＡｌとのバランスの制御は、後述する緻密なＣｒ酸化物層をより好ましく形成するために好ましい条件となる。 [(Formula 2) (2[Al]+[Cr])/2[Si]−10t 2 ≦0.35]
[Si] is the content (% by mass) of Si, [Al] is the content (% by mass) of Al, [Cr] is the content (% by mass) of Cr, and t (mm) is the plate thickness of the product. Sometimes the condition of the following expression 2 is satisfied.
(2[Al]+[Cr])/2[Si]−10t 2 ≦0.35 (Formula 2)
As a result of repeated experiments by the present inventors, it was found that the hysteresis loss does not deteriorate so much even if the Si content is increased, but that the hysteresis loss deteriorates rapidly if the Al and Cr contents are increased. As a result, even if the specific resistance and plate thickness are the same, that is, even if the eddy current loss is the same, the iron loss deteriorates as the ratio of (2[Al]+[Cr])/2[Si] increases. , that is, the hysteresis loss deteriorates.
Furthermore, as a result of further experiments, it was found that the plate thickness also decreased in the low frequency region where the ratio of hysteresis loss increases or in the high frequency region, and this tendency became more pronounced when the eddy current loss decreased. The eddy current loss is proportional to the square of the frequency and the square of the plate thickness, and the hysteresis loss is proportional to the first power of the frequency but is not dependent on the plate thickness. Equation 2 was derived based on experimental data.
Further, in order to improve iron loss in a lower frequency range (eg, 400 Hz), it is preferable to further satisfy the conditions of the following formula.
(2[Al]+[Cr])/2[Si]−5t 2 ≦0.35
Controlling the balance with Si and Al, which are strong oxide-forming elements, is a favorable condition for more preferably forming a dense Cr oxide layer, which will be described later.

［（式３）Ｒ＝９．９＋１２．４×[Ｓｉ]＋１０．０×[Ａｌ]＋６．６×[Ｍｎ]＋５．０×[Ｃｒ]：６４．００以上］
Ｓｉの含有量（質量％）を［Ｓｉ］、Ａｌの含有量（質量％）を［Ａｌ］、Ｍｎの含有量（質量％）を［Ｍｎ］、Ｃｒの含有量（質量％）を［Ｃｒ］としたときに下記式３で表されるＲは、６４．００以上であることが好ましい。
Ｒ＝９．９＋１２．４×[Ｓｉ]＋１０．０×[Ａｌ]＋６．６×[Ｍｎ]＋５．０×[Ｃｒ] （式３） [(Formula 3) R = 9.9 + 12.4 x [Si] + 10.0 x [Al] + 6.6 x [Mn] + 5.0 x [Cr]: 64.00 or more]
Si content (mass%) [Si], Al content (mass%) [Al], Mn content (mass%) [Mn], Cr content (mass%) [Cr ], R represented by the following formula 3 is preferably 64.00 or more.
R = 9.9 + 12.4 x [Si] + 10.0 x [Al] + 6.6 x [Mn] + 5.0 x [Cr] (Formula 3)

ここで、Ｓｉ量、Ａｌ量、Ｍｎ量およびＣｒ量を増加させると、上述のように、固有抵抗が増加し、渦電流損が低下する。一方で、Ｓｉは、Ａｌ、ＭｎおよびＣｒに比べて、鋼板を脆化させ易いので、比較的脆化させにくいＣｒ量を増加させて固有抵抗を高くすることが良い。
そのため、固有抵抗を増加させ、より低鉄損化する観点から、Ｒ値（＝９．９＋１２．４×[Ｓｉ]＋１０．０×[Ａｌ]＋６．６×[Ｍｎ]＋５．０×[Ｃｒ]）を、６４．００以上とすることが好ましく、６６．００以上とすることがより好ましい。
一方、Ｓｉ量、Ａｌ量およびＭｎ量が過度に増加すると、鋼板が脆化する傾向が高まる。また、Ｓｉ量、Ａｌ量、Ｍｎ量およびＣｒ量が過度に増加すると、飽和磁束密度が著しく低下し、磁束密度Ｂ５０の低下が顕著になる。そのため、Ｒ値は、８５．００以下が好ましく、８０．００以下がより好ましい。
なお、Ｍｎは、ＳｉおよびＡｌに次ぐ強力な酸化物形成元素でもあるため、Ｍｎも含めた含有量の制御は、後述する緻密なＣｒ酸化物層を好ましく形成するためにも必要である。 Here, increasing the Si content, Al content, Mn content and Cr content increases the specific resistance and decreases the eddy current loss as described above. On the other hand, since Si easily embrittles the steel sheet compared to Al, Mn and Cr, it is preferable to increase the amount of Cr, which is relatively hard to embrittle, to increase the resistivity.
Therefore, from the viewpoint of increasing the specific resistance and lowering the core loss, the R value (= 9.9 + 12.4 x [Si] + 10.0 x [Al] + 6.6 x [Mn] + 5.0 x [Cr ]) is preferably 64.00 or more, more preferably 66.00 or more.
On the other hand, if the Si content, Al content and Mn content are excessively increased, the tendency of the steel sheet to embrittle increases. Moreover, when the amount of Si, the amount of Al, the amount of Mn, and the amount of Cr are excessively increased, the saturation magnetic flux density is significantly lowered, and the magnetic flux density B50 is significantly lowered. Therefore, the R value is preferably 85.00 or less, more preferably 80.00 or less.
In addition, since Mn is also a strong oxide forming element next to Si and Al, control of the content including Mn is also necessary to preferably form a dense Cr oxide layer to be described later.

（無方向性電磁鋼板の金属組織等）
次に、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板の金属組織について説明する。 (Metal structure of non-oriented electrical steel sheet, etc.)
Next, the metal structure of the non-oriented electrical steel sheet according to this embodiment will be described.

［Ｃｒ酸化物を含む層の厚さ：０．０１μｍ以上０．５μｍ以下］
適切な熱処理条件において形成されるＣｒ酸化物は非常に緻密な構造を有し、鋼板表面に形成されるとその後の酸素の侵入を防止し、ＳｉおよびＡｌの内部酸化を抑制すると考えられる。鋼板中のＳｉおよびＡｌは酸化されやすいため、高温で酸素が鋼板中に拡散して内部酸化が生じると、磁壁移動を妨げてヒステリシス損を劣化させる。さらに、内部酸化が生じると、非磁性である酸化層が存在することにより磁束を通すことのできる実効的な断面積を減少させて磁束密度を上げてしまい、渦電流損も劣化させる。また、高周波では表皮効果により磁束が鋼板表層近傍に集中するため、前記の影響はより顕著になる。
これらの効果を好ましく得るためには、式１および式２で規定されるＳｉおよびＡｌ含有量、さらに式３で規定されるＭｎ含有量とのバランス、さらにＣａ等の強力な硫化物形成元素の適量の含有が必要となる。 [Thickness of layer containing Cr oxide: 0.01 μm or more and 0.5 μm or less]
Cr oxides formed under appropriate heat treatment conditions have a very dense structure, and when formed on the surface of the steel sheet, they are thought to prevent the subsequent penetration of oxygen and suppress the internal oxidation of Si and Al. Since Si and Al in the steel sheet are easily oxidized, when oxygen diffuses into the steel sheet at high temperature and internal oxidation occurs, domain wall motion is hindered and hysteresis loss is deteriorated. Furthermore, when internal oxidation occurs, the presence of the non-magnetic oxide layer reduces the effective cross-sectional area through which magnetic flux can pass, increasing the magnetic flux density and degrading eddy current loss. Moreover, at high frequencies, the magnetic flux concentrates near the surface of the steel sheet due to the skin effect, so the above effect becomes more pronounced.
In order to preferably obtain these effects, it is necessary to balance the Si and Al contents defined by formulas 1 and 2, the Mn content defined by formula 3, and the addition of strong sulfide-forming elements such as Ca. An appropriate amount of content is required.

以上のことを考慮し、鋼板の表面に形成されるＣｒ酸化層の厚さは０．０１μｍ以上０．５μｍ以下となるようにする。Ｃｒ酸化層の厚さが０．０１μｍ未満では、酸素の侵入を防止してＳｉおよびＡｌの内部酸化を抑制する効果が不十分である。また、Ｃｒ酸化層の厚さが０．５μｍを超えると、磁気特性への悪影響が出始める。冷間圧延後の仕上焼鈍における酸素ポテンシャルが十分に低い場合、Ｃｒ酸化層は薄く緻密な構造の外部酸化膜を形成するが、酸素ポテンシャルが高い場合、外部酸化膜ではなく厚く疎で酸素を通し易い内部酸化層を形成する。鋼中のＣｒ含有量を低減すると、外部酸化膜を形成する酸素ポテンシャルの上限は低下する。特に仕上焼鈍の昇温時の酸素ポテンシャルが重要であり、Ｃｒ酸化層の厚みを０．０１μｍ以上０．５μｍ以下にするには、冷間圧延後の仕上焼鈍において、その焼鈍全体を低酸素ポテンシャルにするとともに、昇温時においても低酸素ポテンシャルにする。例えば、Ｃｒを２％以上含有する鋼を焼鈍する場合、昇温時の３００℃～５００℃をＰＨ２Ｏ/ＰＨ２≦５×１０－２にし、Ｃｒ含有量が０．３％の鋼を焼鈍する場合、昇温時の３００℃～５００℃をＰＨ２Ｏ/ＰＨ２≦１０－２にする。
なお、ＰＨ２Ｏ/ＰＨ２は、Ｈ２Ｏ分圧とＨ２分圧との比である。 Considering the above, the thickness of the Cr oxide layer formed on the surface of the steel sheet should be 0.01 μm or more and 0.5 μm or less. If the thickness of the Cr oxide layer is less than 0.01 μm, the effect of preventing the penetration of oxygen and suppressing the internal oxidation of Si and Al is insufficient. Also, when the thickness of the Cr oxide layer exceeds 0.5 μm, the magnetic properties begin to be adversely affected. When the oxygen potential in the final annealing after cold rolling is sufficiently low, the Cr oxide layer forms a thin and dense outer oxide film. It forms an internal oxide layer that is easy to remove. Reducing the Cr content in the steel lowers the upper limit of the oxygen potential for forming an outer oxide film. In particular, the oxygen potential at the time of temperature rise in finish annealing is important. and a low oxygen potential even when the temperature is raised. For example, when annealing steel containing 2% or more of Cr, 300 ° C. to 500 ° C. during temperature rise is set to P H2O /P H2 ≤ 5 × 10 -2 , and steel with a Cr content of 0.3% is annealed. In that case, 300° C. to 500° C. during temperature rise is set to P H2O /P H2 ≦10 −2 .
Note that P H2O /P H2 is the ratio of the H 2 O partial pressure and the H 2 partial pressure.

［｛１００｝面強度：２．４以上］
｛１００｝面強度（インバースポールフィギュアの｛１００｝面強度）は、２．４以上である。 [{100} surface strength: 2.4 or more]
The {100} face strength ({100} face strength of an inverse pole figure) is 2.4 or more.

ここで、｛１００｝近傍の結晶方位は、磁束密度向上に寄与する集合組織である。上述のように、Ｓｉ量およびＭｎ量を増加すると、飽和磁束密度が低下するが、｛１００｝面強度を高めると、磁束密度Ｂ５０（励磁磁化力５０００Ａ／ｍで鋼板を磁化した時に鋼板に発生する磁束密度）が向上する。かかる高磁束密度化を実現するためには、２．４以上の｛１００｝面強度が必要である。よって、インバースポールフィギュアの｛１００｝面強度は、２．４以上とする。
｛１００｝面強度は強いほど磁気特性が良好であり、上限は規定する必要がない。
高磁束密度化の観点から、インバースポールフィギュアの｛１００｝面強度は、３．５以上が好ましく、３．８以上がより好ましい。 Here, the crystal orientation near {100} is a texture that contributes to the improvement of the magnetic flux density. As described above, when the amount of Si and Mn is increased, the saturation magnetic flux density decreases, but when the {100} plane strength is increased, the magnetic flux density B 50 (when the steel sheet is magnetized with an exciting magnetizing force of 5000 A / m generated magnetic flux density) is improved. In order to achieve such a high magnetic flux density, a {100} plane strength of 2.4 or more is required. Therefore, the {100} face strength of the inverse pole figure is set to 2.4 or more.
The stronger the {100} plane intensity, the better the magnetic properties, and there is no need to specify the upper limit.
From the viewpoint of increasing the magnetic flux density, the {100} plane strength of the inverse pole figure is preferably 3.5 or more, more preferably 3.8 or more.

［｛１００｝方位粒の面積率：１８％以上］
｛１００｝方位粒の面積率（電子線後方散乱回折（ＥＢＳＤ）で測定した際の｛１００｝方位（裕度２０°以内）の結晶方位を有する結晶粒の全視野に対する面積率）は、１８％以上である。 [{100} oriented grain area ratio: 18% or more]
The area ratio of {100} oriented grains (the area ratio of crystal grains having a crystal orientation of {100} orientation (within a tolerance of 20°) measured by electron beam backscatter diffraction (EBSD) with respect to the entire field of view) is 18. % or more.

ここで、上記同様に、｛１００｝近傍の結晶方位は、磁束密度向上に寄与する集合組織である。上述のように、Ｓｉ量およびＭｎ量を増加すると、飽和磁束密度が低下するが、｛１００｝方位粒の面積率の存在確率を高めると、磁束密度Ｂ５０が向上する。かかる高磁束密度化を実現するためには、｛１００｝方位粒の面積率で１８％必要である。よって、｛１００｝方位粒の面積率は、１８％以上とする。
｛１００｝単結晶の｛１００｝面積率は１００％であり、｛１００｝面積率は高いほど磁気特性が良好であり、上限は規定する必要がない。
高磁束密度化の観点から、｛１００｝方位粒の面積率は、２０％以上が好ましく、２２％以上がより好ましい。 Here, similarly to the above, the crystal orientation near {100} is a texture that contributes to the improvement of the magnetic flux density. As described above, increasing the amount of Si and Mn reduces the saturation magnetic flux density, but increasing the probability of existence of {100} oriented grains increases the magnetic flux density B50 . In order to achieve such a high magnetic flux density, the area ratio of {100} oriented grains is required to be 18%. Therefore, the area ratio of {100} oriented grains is set to 18% or more.
The {100} area ratio of the {100} single crystal is 100%, and the higher the {100} area ratio, the better the magnetic properties, and there is no need to specify the upper limit.
From the viewpoint of increasing the magnetic flux density, the area ratio of {100} oriented grains is preferably 20% or more, more preferably 22% or more.

［板厚］
板厚は、０．１０ｍｍ～０．３０ｍｍである。板厚が薄すぎると、冷間圧延が難しくなり、工業生産ができなくなる。一方、板厚が厚すぎると、渦電流損が多くなり、鉄損が劣化する。そのため、板厚は、０．１０ｍｍ～０．３０ｍｍとする。板厚は、好ましくは０．２０ｍｍ～０．２７ｍｍである。 [Thickness]
The plate thickness is 0.10 mm to 0.30 mm. If the plate thickness is too thin, cold rolling becomes difficult and industrial production becomes impossible. On the other hand, if the plate thickness is too thick, eddy current loss increases and core loss deteriorates. Therefore, the plate thickness is set to 0.10 mm to 0.30 mm. The plate thickness is preferably 0.20 mm to 0.27 mm.

［平均結晶粒径］
第一の実施形態に係る電磁鋼板の平均結晶粒径は５５μｍ～２００μｍである。結晶粒径が微細化するとヒステリシス損が劣化し、５５μｍ未満ではヒステリシス損の劣化が顕著となり、ステータコア用無方向性電磁鋼板に要求される低鉄損が実現できなくなるため、下限を５５μｍとする。平均結晶粒径が２００μ超になると異常渦電流損が増加し、ステータコア用無方向性電磁鋼板に要求される低鉄損が実現できなくなるため、上限を２００μｍとする。平均結晶粒径は、好ましくは６０μｍ～１５０μｍである。 [Average grain size]
The average grain size of the electrical steel sheet according to the first embodiment is 55 μm to 200 μm. If the crystal grain size becomes finer, the hysteresis loss deteriorates. If the grain size is less than 55 μm, the deterioration of the hysteresis loss becomes remarkable, and the low iron loss required for non-oriented electrical steel sheets for stator cores cannot be achieved, so the lower limit is made 55 μm. If the average crystal grain size exceeds 200 μm, the abnormal eddy current loss increases and the low iron loss required for non-oriented electrical steel sheets for stator cores cannot be achieved, so the upper limit is made 200 μm. The average grain size is preferably 60 μm to 150 μm.

一方、第二の実施形態に係る電磁鋼板の平均結晶粒径は、２０μｍ以下である。結晶粒が粗大化すると、強度が低下する。そのため、平均結晶粒径は、２０μｍ以下とする。平均粒径の下限は特に限定する必要はなく、１００％未再結晶組織でもよい。再結晶粒が観察されない場合、本発明で規定する平均結晶粒径は０（ゼロ）μｍであるものとする。ただし、結晶粒が過度に微細化し、平均結晶粒径が小さすぎると、鋼成分、熱間圧延および冷間圧延の条件によっては製品鋼板の板形状が悪くなり、打抜き時の形状精度が低下する懸念を生じることがあるため、平均結晶粒径は１０μｍ以上とすることが好ましい。鋼板の高強度化を含めた発明効果の発現、および打抜き時の形状精度を高いレベルで両立するための観点から、平均結晶粒径は、好ましくは１３μｍ～１７μｍである。 On the other hand, the average grain size of the electrical steel sheet according to the second embodiment is 20 μm or less. As the crystal grains coarsen, the strength decreases. Therefore, the average crystal grain size is set to 20 μm or less. The lower limit of the average grain size is not particularly limited, and a 100% non-recrystallized structure may be used. If no recrystallized grains are observed, the average grain size defined in the present invention shall be 0 (zero) μm. However, if the crystal grains are excessively refined and the average crystal grain size is too small, the shape of the product steel sheet may deteriorate depending on the steel composition, hot rolling and cold rolling conditions, and the shape accuracy at the time of punching will decrease. The average crystal grain size is preferably 10 μm or more because it may cause concern. The average crystal grain size is preferably 13 μm to 17 μm from the viewpoint of realizing the effects of the invention including increasing the strength of the steel sheet and achieving a high level of shape accuracy during punching.

なお、第二の実施形態に係る電磁鋼板を７５０℃で１２０分焼鈍した後の平均結晶粒径は、５５μｍ～２００μｍとする。結晶粒が粗大化せず、平均結晶粒径が小さすぎると、ユーザーで鋼板を打抜き、積層してモータコアを製作した後、歪取りの目的で高温（例えば７５０～８５０℃、６０～１８０分）焼鈍した際の鉄損が十分に向上しない。一方、結晶粒が過度に粗大化し、平均結晶粒径が大きくなりすぎると、ユーザーで鋼板を打抜き、積層してモータコアを製作した後、歪取りの目的で高温（例えば７５０～８５０℃、６０～１８０分）焼鈍した際の渦電流損が悪化する。そのため、第二の実施形態に係る電磁鋼板を７５０℃で１２０分焼鈍した後の平均結晶粒径は、５５μｍ～２００μｍとする。平均結晶粒径は、好ましくは６０μｍ～１５０μｍである。 The average grain size after annealing the magnetic steel sheet according to the second embodiment at 750° C. for 120 minutes is 55 μm to 200 μm. If the crystal grains do not coarsen and the average crystal grain size is too small, the user punches steel sheets, laminates them, and manufactures the motor core, then heats them at high temperature (for example, 750 to 850°C, 60 to 180 minutes) for the purpose of strain relief. The iron loss at the time of annealing is not sufficiently improved. On the other hand, if the crystal grains become excessively coarse and the average crystal grain size becomes too large, the user punches steel sheets, laminates them, and manufactures the motor core. 180 minutes) The eddy current loss during annealing worsens. Therefore, the average grain size after annealing the electrical steel sheet according to the second embodiment at 750° C. for 120 minutes is set to 55 μm to 200 μm. The average grain size is preferably 60 μm to 150 μm.

［｛４１１｝方位粒の面積率：７０％以上］
｛４１１｝方位粒の面積率（電子線後方散乱回折（ＥＢＳＤ）で測定した際の｛４１１｝方位（裕度２０°以内）の結晶方位を有する結晶粒の全視野に対する面積率）は、７０％以上であることが好ましい。
さらに、無方向性電磁鋼板の磁気特性を向上させ、低鉄損および高磁束密度を実現するには、磁気特性に優位な｛４１１｝方位粒の存在確率を高めることが良い。そのため、｛４１１｝方位粒の面積率は、７０％以上が好ましく、８０％以上がより好ましい。なお、｛４１１｝方位粒の面積率は高い程好ましいが、製造上の観点から、｛４１１｝方位粒の面積率の上限は、例えば９５％以下である。 [Area ratio of {411} oriented grains: 70% or more]
The area ratio of {411} oriented grains (area ratio of crystal grains having a crystal orientation of {411} orientation (within a tolerance of 20°) measured by electron beam backscatter diffraction (EBSD) with respect to the entire field of view) is 70. % or more.
Furthermore, in order to improve the magnetic properties of a non-oriented electrical steel sheet and achieve low core loss and high magnetic flux density, it is preferable to increase the existence probability of {411} oriented grains, which are superior in magnetic properties. Therefore, the area ratio of {411} oriented grains is preferably 70% or more, more preferably 80% or more. Although the higher the area ratio of the {411} oriented grains, the better, but from the viewpoint of production, the upper limit of the area ratio of the {411} oriented grains is, for example, 95% or less.

［｛１１１｝方位粒の面積率：２５％以下］
｛１１１｝方位粒の面積率（電子線後方散乱回折（ＥＢＳＤ）で測定した際の｛１１１｝｝方位（裕度２０°以内）の結晶方位を有する結晶粒の全視野に対する面積率）は、２５％以下であることが好ましい。
さらに、無方向性電磁鋼板の磁気特性を向上させ、低鉄損および高磁束密度を実現するには、磁気特性に劣位な｛１１１｝方位粒の存在確率を低減することが良い。そのため、｛１１１｝方位粒の面積率は、２５％以下が好ましく、１５％以下がより好ましく、１０％以下がさらに好ましい。なお、｛１１１｝方位粒の面積率は０％が最も好ましいが、製造上の観点から、｛１１１｝方位粒の面積率の下限は、例えば５％以上である。 [Area ratio of {111} oriented grains: 25% or less]
The area ratio of {111} oriented grains (the area ratio of crystal grains having a crystal orientation of {111} orientation (within a tolerance of 20°) as measured by electron beam backscatter diffraction (EBSD) in the entire field of view) is It is preferably 25% or less.
Furthermore, in order to improve the magnetic properties of the non-oriented electrical steel sheet and achieve low iron loss and high magnetic flux density, it is preferable to reduce the existence probability of {111} oriented grains, which are inferior in magnetic properties. Therefore, the area ratio of {111} oriented grains is preferably 25% or less, more preferably 15% or less, and even more preferably 10% or less. The area ratio of {111} oriented grains is most preferably 0%, but from the viewpoint of production, the lower limit of the area ratio of {111} oriented grains is, for example, 5% or more.

［引張強度］
第二の実施形態に係る電磁鋼板の引張強度は、６００ＭＰａ以上が好ましい。引張強度が上記範囲であると、ロータ用無方向性電磁鋼板として適する鋼板となる。引張強度は、６００ＭＰａ～８００ＭＰａがより好ましく、６５０ＭＰａ～８００ＭＰａがさらに好ましい。
引張強度が６００ＭＰａに満たないと、ロータコアの変形を十分に抑制できない。ただし、引張強度が８５０ＭＰａを超えると、打抜きが困難になり、形状精度を得ることが難しくなることがある。そのため、引張強度の上限は８５０ＭＰａ以下が好ましい。 [Tensile strength]
The tensile strength of the electrical steel sheet according to the second embodiment is preferably 600 MPa or more. When the tensile strength is within the above range, the steel sheet is suitable as a non-oriented electrical steel sheet for rotors. Tensile strength is more preferably 600 MPa to 800 MPa, even more preferably 650 MPa to 800 MPa.
If the tensile strength is less than 600 MPa, deformation of the rotor core cannot be sufficiently suppressed. However, if the tensile strength exceeds 850 MPa, punching becomes difficult, and it may become difficult to obtain shape accuracy. Therefore, the upper limit of the tensile strength is preferably 850 MPa or less.

［その他］
本実施形態に係る無方向性電磁鋼板は、片面又は両面に絶縁被膜を有していてもよい。
無方向性電磁鋼板の磁気特性を向上させるためには、鉄損を低減することが重要である。鉄損は、渦電流損とヒステリシス損とから構成されている。無方向性電磁鋼板の表面に絶縁被膜を設けることで、鉄心として積層された無方向性電磁鋼板間の導通を抑制して鉄心の渦電流損を低減することが可能となり、無方向性電磁鋼板の実用的な磁気特性を更に向上させることが可能となる。 [others]
The non-oriented electrical steel sheet according to this embodiment may have an insulating coating on one side or both sides.
In order to improve the magnetic properties of non-oriented electrical steel sheets, it is important to reduce iron loss. Iron loss is composed of eddy current loss and hysteresis loss. By providing an insulating coating on the surface of the non-oriented electrical steel sheet, it is possible to suppress the conduction between the non-oriented electrical steel sheets laminated as the iron core and reduce the eddy current loss of the core. It is possible to further improve the practical magnetic properties of

ここで、絶縁被膜は、無方向性電磁鋼板の絶縁被膜として用いられるものであれば、特に限定されるものではなく、公知の絶縁被膜を用いることが可能である。このような絶縁被膜として、例えば、無機物を主体とし、更に有機物を含んだ複合絶縁被膜を挙げることができる。ここで、複合絶縁被膜とは、例えば、クロム酸金属塩、リン酸金属塩又はコロイダルシリカ、Ｚｒ化合物、Ｔｉ化合物等の無機物の少なくとも何れかを主体とし、微細な有機樹脂の粒子が分散している絶縁被膜である。特に、近年ニーズの高まっている製造時の環境負荷低減の観点からは、リン酸金属塩やＺｒあるいはＴｉのカップリング剤、又は、これらの炭酸塩やアンモニウム塩を出発物質として用いた絶縁被膜が好ましく用いられる。 Here, the insulating coating is not particularly limited as long as it is used as an insulating coating for non-oriented electrical steel sheets, and known insulating coatings can be used. As such an insulating coating, for example, a composite insulating coating containing an inorganic substance as a main component and an organic substance can be cited. Here, the composite insulating coating is mainly composed of, for example, at least one of inorganic substances such as metal chromate, metal phosphate, colloidal silica, Zr compound, Ti compound, etc., and fine organic resin particles are dispersed. It is an insulating film that has In particular, from the viewpoint of reducing the environmental impact during production, which has been in increasing demand in recent years, insulating coatings using metal phosphates, Zr or Ti coupling agents, or their carbonates or ammonium salts as starting materials. It is preferably used.

絶縁被膜の付着量は、特に限定するものではないが、例えば、片面あたり０．１ｇ／ｍ２以上２．０ｇ／ｍ２以下程度とすることが好ましく、片面あたり０．２ｇ／ｍ２以上１．８ｇ／ｍ２以下とすることが更に好ましい。かかる付着量となるように絶縁被膜を形成することで、優れた均一性を保持することが可能となる。なお、かかる絶縁被膜の付着量を、事後的に測定する場合には、公知の各種測定法を利用することが可能である。
なお、絶縁被膜の付着量は、例えば、絶縁被膜を形成した無方向性電磁鋼板を熱アルカリ溶液に浸漬することで絶縁被膜のみを除去し、絶縁被膜の除去前後の質量差から算出することが可能である。 The amount of the insulating coating is not particularly limited . 0.8 g/m 2 or less is more preferable. By forming the insulating film so as to have such an amount of adhesion, excellent uniformity can be maintained. In addition, when measuring the adhesion amount of this insulating film after the fact, it is possible to utilize various well-known measuring methods.
The amount of the insulating coating can be calculated by, for example, removing only the insulating coating by immersing the non-oriented electrical steel sheet on which the insulating coating is formed in a hot alkaline solution, and calculating the difference in mass before and after removing the insulating coating. It is possible.

次に、各種測定方法について説明する。 Next, various measuring methods will be described.

［｛１００｝面強度］
｛１００｝面強度は、次の通り測定する。
例えば、通常のＸ線回折プロファイルから、各結晶面の回折の積分強度をランダム方位材料における理想強度比と比較することにより、面配向性を求めることができる。測定は、例えばリガク製試料水平型強力Ｘ線回折装置ＲＩＮＴ-ＴＴＲ３や粉末Ｘ線回折装置ＲＩＮＴ－２０００を用いて行うことができるが、測定結果は本質的には測定機器に依存するものではない。 [{100} surface strength]
The {100} face strength is measured as follows.
For example, the planar orientation can be obtained by comparing the integrated diffraction intensity of each crystal plane with the ideal intensity ratio in a randomly oriented material from a normal X-ray diffraction profile. The measurement can be performed using, for example, Rigaku's sample horizontal high-intensity X-ray diffractometer RINT-TTR3 or powder X-ray diffractometer RINT-2000, but the measurement results essentially do not depend on the measuring equipment. .

［各方位粒の面積率］
各方位粒の面積率（｛１００｝方位粒、｛４１１｝方位粒、｛１１１｝方位粒）は、次の通り測定する。
ＯＩＭアナリシス（ＴＳＬ社製）を用いて、下記測定条件で観察した走査型電子顕微鏡による観察視野の中から、目的とする各方位粒の面積率を抽出（トレランスは２０°に設定）する。その抽出した面積を、観察視野の面積で割り、百分率を求める。この百分率を各方位粒の面積率とする。 [Area ratio of each oriented grain]
The area ratio of each oriented grain ({100} oriented grain, {411} oriented grain, {111} oriented grain) is measured as follows.
Using OIM Analysis (manufactured by TSL), the area ratio of each oriented grain of interest is extracted (tolerance is set to 20°) from the field of view under the scanning electron microscope observed under the following measurement conditions. The extracted area is divided by the area of the observation field to obtain a percentage. Let this percentage be the area ratio of each oriented grain.

なお、各方位粒の面積率を求める測定条件の詳細は、次の通りである。
・測定装置：電子線後方散乱回折装置付き走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ－ＥＢＳＤ）「ＳＥＭの型番ＪＳＭ－６４００（ＪＥＯＬ社製）ＥＢＳＤ検出器は型番「ＨＩＫＡＲＩ」（ＴＳＬ社製）を使用」
・ステップ間隔：２μｍ
・測定対象：鋼板のＺ面（板厚方向に鋼板を切断した切断面）の中心層（板厚１／２部）
・測定領域：８０００μｍ×２４００μｍの領域
・粒界：結晶方位の角度差が１５°以上（角度差が１５°未満の連続する領域を一つの結晶粒とする） The details of the measurement conditions for obtaining the area ratio of each oriented grain are as follows.
・ Measuring device: Scanning electron microscope with electron beam backscatter diffraction device (SEM-EBSD) "SEM model number JSM-6400 (manufactured by JEOL) EBSD detector uses model number "HIKARI" (manufactured by TSL)"
・Step interval: 2 μm
・Measurement object: Center layer (1/2 plate thickness) of the Z plane of the steel plate (the cut surface of the steel plate cut in the plate thickness direction)
・Measurement area: 8000 μm × 2400 μm area ・Grain boundary: The angle difference in crystal orientation is 15 ° or more (a continuous region with an angle difference of less than 15 ° is regarded as one crystal grain)

［平均結晶粒径］
上記面積率を求める際のデータにおいて、各結晶粒の面積と等しくなる円の直径を各結晶粒の結晶粒径とする。そして、測定領域内で結晶粒と認識された（ＥＢＳＤの菊池線パターンにより結晶方位が特定できた）すべての結晶粒についての結晶粒径の算術平均を本発明で規定する平均結晶粒径とする。なお、ＥＢＳＤの菊池線パターンが不明瞭で結晶方位が特定できない領域は未再結晶組織と判断する。測定領域すべてで結晶方位が特定できない場合が完全未再結晶組織であり、本発明ではこの場合の平均結晶粒径は０（ゼロ）μｍと判定する。 [Average grain size]
In the data for determining the area ratio, the diameter of a circle equal to the area of each crystal grain is defined as the grain size of each crystal grain. Then, the arithmetic mean of the grain sizes of all the grains recognized as grains in the measurement area (the crystal orientation could be specified by the Kikuchi line pattern of EBSD) is taken as the average grain size defined in the present invention. . A region in which the EBSD Kikuchi line pattern is unclear and the crystal orientation cannot be identified is determined to be a non-recrystallized structure. A completely non-recrystallized structure is when the crystal orientation cannot be specified in the entire measurement area, and the average crystal grain size in this case is determined to be 0 (zero) μm in the present invention.

［Ｃｒ酸化層の厚さ］
Ｃｒ酸化層（Ｃｒ酸化物を含む層）の厚さは、次の通り測定する。
まず、鋼板断面を現出させ、エッチングせずにＳＥＭ観察し、エネルギー分散型Ｘ線分析（ＥＤＳ）して、地鉄よりＣｒとＯ濃度の高い領域を、Ｃｒ酸化層と特定する。
そして、観察した５個所のＣｒ酸化層の厚さを測定し、その算術平均をＣｒ酸化層の厚さとする。なお、Ｃｒ酸化層の厚さ測定には、電子線マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）やオージェ電子分光（ＡＥＳ）を用いてもよい。 [Thickness of Cr oxide layer]
The thickness of the Cr oxide layer (layer containing Cr oxide) is measured as follows.
First, the cross section of the steel sheet is revealed, observed with an SEM without etching, and subjected to energy dispersive X-ray analysis (EDS) to identify a region with higher Cr and O concentrations than the base iron as a Cr oxide layer.
Then, the thickness of the Cr oxidized layer at the observed five points is measured, and the arithmetic mean is taken as the thickness of the Cr oxidized layer. An electron probe microanalyzer (EPMA) or Auger electron spectroscopy (AES) may be used to measure the thickness of the Cr oxide layer.

［引張強度］
引張強度は、引張試験をＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１）に準拠して測定する。 [Tensile strength]
Tensile strength is measured by a tensile test according to JIS Z 2241 (2011).

次に、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板の製造方法の一例について説明する。 Next, an example of a method for manufacturing a non-oriented electrical steel sheet according to this embodiment will be described.

本実施形態に係る無方向性電磁鋼板の製造方法としては、次の（１）ストリップキャスティング法、（２）薄スラブ連続鋳造法、（３）潤滑熱延法、（４）高温熱延板焼鈍＋冷延強圧下法、（５）複数回冷延法などが挙げられる。 As the method for manufacturing the non-oriented electrical steel sheet according to the present embodiment, the following (1) strip casting method, (2) thin slab continuous casting method, (3) lubricating hot rolling method, and (4) high temperature hot rolled sheet annealing + cold rolling high reduction method, (5) multiple cold rolling method, and the like.

（１）ストリップキャスティング法
ストリップキャスティング法は、次の通り、無方向性電磁鋼板を製造する。
まず、製鋼工程で、ストリップキャスティングにより直接１～３ｍｍ厚さの熱延コイルを製造する。
ストリップキャスティングでは、溶鋼を水冷した１対のロール間で急速に冷却することで、直接熱延コイル相当厚さの鋼板を得ることができる。その際、水冷ロールに接触している鋼板最表面と溶鋼との温度差を十分に高めてやることで、表面で凝固した結晶粒が鋼板垂直方向に成長し、柱状晶を形成する。
ＢＣＣ構造を持つ鋼では、柱状晶は｛１００｝面が鋼板面に平行になるように成長する。｛１００｝面強度が増加し、｛１００｝方位粒の存在確率が高まる。そして、変態、加工又は再結晶で、｛１００｝面からなるべく変化させないことが重要である。具体的には、フェライト促進元素であるＳｉを含有させ、オーステナイト促進元素であるＭｎの含有量を制限することで、高温でのオーステナイト相生成を経ずに、凝固直後から室温までをフェライト単相とすることが重要である。
オーステナイト－フェライト変態が生じても一部｛１００｝面は維持されるが、ＳｉおよびＭｎの含有量を上記範囲に調整して、オーステナイト－フェライト変態の生じない成分系とする。 (1) Strip casting method The strip casting method manufactures a non-oriented electrical steel sheet as follows.
First, in the steelmaking process, a hot-rolled coil with a thickness of 1 to 3 mm is directly produced by strip casting.
In strip casting, molten steel is rapidly cooled between a pair of water-cooled rolls to directly obtain a steel sheet having a thickness equivalent to that of a hot-rolled coil. At this time, by sufficiently increasing the temperature difference between the outermost surface of the steel sheet in contact with the water-cooled roll and the molten steel, crystal grains solidified on the surface grow in the direction perpendicular to the steel sheet to form columnar crystals.
In steel with a BCC structure, columnar crystals grow such that the {100} planes are parallel to the steel plate surface. The {100} plane strength increases, and the probability of existence of {100} oriented grains increases. It is important not to change the {100} plane by transformation, working or recrystallization as much as possible. Specifically, by containing Si, which is a ferrite-promoting element, and limiting the content of Mn, which is an austenite-promoting element, a ferrite single phase is obtained from immediately after solidification to room temperature without undergoing austenite phase generation at high temperatures. It is important to
{100} planes are partially maintained even if austenite-ferrite transformation occurs, but the content of Si and Mn is adjusted within the above ranges to provide a component system in which austenite-ferrite transformation does not occur.

次に、ストリップキャスティングにより得られた熱延コイルの鋼板を熱間圧延し、その後、得られた熱延板を焼鈍（熱延板焼鈍）する。
なお、熱間圧延は実施せず、そのまま後工程を実施してもよい。
また、熱延板焼鈍も実施せずに、そのまま後工程を実施してもよい。ここで、熱間圧延で鋼板に３０％以上の歪みを導入した場合、５５０℃以上の温度で熱延板焼鈍を実施すると歪み導入部から再結晶が生じ、結晶方位が変化することがある。そのため、熱間圧延で３０％以上の歪みを導入した場合、熱延板焼鈍は、実施しないか、再結晶しない温度で実施する。 Next, the steel sheet of the hot-rolled coil obtained by strip casting is hot-rolled, and then the obtained hot-rolled sheet is annealed (hot-rolled sheet annealing).
In addition, the hot rolling may not be performed, and the post-process may be performed as it is.
Further, the post-process may be performed as it is without performing the hot-rolled sheet annealing. Here, when a strain of 30% or more is introduced into a steel sheet by hot rolling, if the hot-rolled steel sheet is annealed at a temperature of 550° C. or more, recrystallization may occur from the strain-introduced part and the crystal orientation may change. Therefore, when a strain of 30% or more is introduced by hot rolling, hot-rolled sheet annealing is not performed, or is performed at a temperature at which recrystallization does not occur.

次に、鋼板に対して、冷間圧延前の酸洗を実施する。
酸洗は、鋼板表面のスケールを除去するために必要な工程である。スケール除去の状況に応じて、酸洗条件を選択する。なお、酸洗の代わりに、グラインダでスケールを除去してもよい。 Next, the steel plate is pickled before cold rolling.
Pickling is a process necessary to remove scales from the steel sheet surface. Pickling conditions are selected according to the descaling situation. Note that the scale may be removed with a grinder instead of pickling.

次に、鋼板に対して、冷間圧延を実施する。
冷間圧延は、所望の製品厚を得るために必須な工程である。ただし、冷間圧延の圧下率が過大になると、製品において望ましい結晶方位が得られなくなる。そのため、冷間圧延の圧下率は、好ましくは９０％以下とし、より好ましくは８５％以下とし、さらに好ましくは８０％以下とする。冷間圧延の圧下率の下限は、特に設ける必要はないが、冷間圧延前の鋼板の板厚と所望の製品厚とから圧下率の下限を決める。また、積層鋼板として求められる表面性状および平坦度が得られていない場合も、冷間圧延が必要になるため、その目的での最小の冷間圧延が必要となる。
冷間圧延は、リバースミルで実施してもよいし、タンデムミルで実施してもよい。 Next, cold rolling is implemented with respect to a steel plate.
Cold rolling is an essential step to obtain the desired product thickness. However, if the rolling reduction of cold rolling becomes excessive, the desired crystal orientation cannot be obtained in the product. Therefore, the rolling reduction in cold rolling is preferably 90% or less, more preferably 85% or less, and even more preferably 80% or less. Although it is not necessary to set a lower limit of the rolling reduction in cold rolling, the lower limit of the rolling reduction is determined from the thickness of the steel sheet before cold rolling and the desired product thickness. Cold rolling is also required when the surface properties and flatness required for laminated steel sheets are not obtained, and the minimum cold rolling for that purpose is required.
Cold rolling may be performed with a reverse mill or a tandem mill.

なお、冷間圧延の代わりに、脆性破断回避の観点から、材料の延性／脆性遷移温度以上の温度で、温間圧延を実施しても良い。 From the viewpoint of avoiding brittle fracture, instead of cold rolling, warm rolling may be performed at a temperature equal to or higher than the ductile/brittle transition temperature of the material.

次に、鋼板に対して、仕上げ焼鈍を実施する。
仕上げ焼鈍は、所望の磁気特性および強度が得られる結晶粒径を得るために条件を決める必要があるが、通常の無方向性電磁鋼板の仕上げ焼鈍条件の範囲であれば良い。
仕上げ焼鈍は、連続焼鈍でも、バッチ焼鈍でもよい。コストの観点から、仕上げ焼鈍は連続焼鈍で実施するのが好ましい。
仕上焼鈍は、鋼板の表面に形成されるＣｒ酸化層の厚さが０．０１μｍ以上０．５μｍ以下となるようにする。Ｃｒ酸化層の厚さが０．０１μｍ未満では、酸素の侵入を防止してＳｉおよびＡｌの内部酸化を抑制する効果が不十分である。また、Ｃｒ酸化層の厚さが０．５μｍを超えると、磁気特性への悪影響が出始める。冷間圧延後の仕上焼鈍における酸素ポテンシャルが十分に低い場合、Ｃｒ酸化層は薄く緻密な構造の外部酸化膜を形成する。一方で、酸素ポテンシャルが高い場合、外部酸化膜ではなく厚く疎で酸素を通し易い内部酸化層を形成する。鋼中のＣｒ含有量を低減すると、外部酸化膜を形成する酸素ポテンシャルの上限は低下する。特に仕上焼鈍の昇温時の酸素ポテンシャルが重要であり、Ｃｒ酸化層の厚みを０．０１μｍ以上０．５μｍ以下にするには、冷間圧延後の仕上焼鈍において、その焼鈍全体を低酸素ポテンシャルにするとともに、昇温時においても低酸素ポテンシャルにする。例えば、Ｃｒを２％以上含有する鋼を焼鈍する場合、昇温時の３００℃～５００℃をＰＨ２Ｏ/ＰＨ２≦５×１０－２にし、Ｃｒ含有量が０．３％の鋼を焼鈍する場合、昇温時の３００℃～５００℃をＰＨ２Ｏ/ＰＨ２≦１０－２にする。
特にストリップキャスティング法では、鋳造で発達させた柱状晶が、熱間圧延、冷間圧延で加工されて、仕上焼鈍で｛１００｝方位（裕度２０°以内）の結晶方位を有する結晶粒を再結晶させる。一方で、仕上焼鈍昇温時に鋼板表面に形成されるＣｒ酸化層の厚さが規定の範囲外では、｛１００｝方位（裕度２０°以内）の結晶方位を有する結晶粒の再結晶が不十分となるため、仕上焼鈍において、その焼鈍全体を低酸素ポテンシャルにするとともに、昇温時においても低酸素ポテンシャルにすることが重要である。 Next, the steel plate is subjected to finish annealing.
The finish annealing conditions need to be determined in order to obtain a crystal grain size that provides the desired magnetic properties and strength, but the range of finish annealing conditions for ordinary non-oriented electrical steel sheets is sufficient.
Finish annealing may be continuous annealing or batch annealing. From the viewpoint of cost, it is preferable to carry out the finish annealing by continuous annealing.
The finish annealing is performed so that the thickness of the Cr oxide layer formed on the surface of the steel sheet is 0.01 μm or more and 0.5 μm or less. If the thickness of the Cr oxide layer is less than 0.01 μm, the effect of preventing the penetration of oxygen and suppressing the internal oxidation of Si and Al is insufficient. Also, when the thickness of the Cr oxide layer exceeds 0.5 μm, the magnetic properties begin to be adversely affected. When the oxygen potential in the final annealing after cold rolling is sufficiently low, the Cr oxide layer forms a thin and dense outer oxide film. On the other hand, when the oxygen potential is high, a thick, sparse, oxygen-permeable internal oxide layer is formed instead of the external oxide film. Reducing the Cr content in the steel lowers the upper limit of the oxygen potential for forming an outer oxide film. In particular, the oxygen potential at the time of temperature rise in finish annealing is important. and a low oxygen potential even when the temperature is raised. For example, when annealing steel containing 2% or more of Cr, 300 ° C. to 500 ° C. during temperature rise is set to P H2O /P H2 ≤ 5 × 10 -2 , and steel with a Cr content of 0.3% is annealed. In that case, 300° C. to 500° C. during temperature rise is set to P H2O /P H2 ≦10 −2 .
Especially in the strip casting method, columnar crystals developed by casting are processed by hot rolling and cold rolling, and crystal grains having a crystal orientation of {100} orientation (within a tolerance of 20°) are regenerated by final annealing. crystallize. On the other hand, when the thickness of the Cr oxide layer formed on the surface of the steel sheet during the final annealing temperature rise is outside the specified range, the recrystallization of the crystal grains having the {100} orientation (within a margin of 20°) is impeded. Therefore, in the final annealing, it is important to set the entire annealing to a low oxygen potential and to keep the low oxygen potential even when the temperature is raised.

以上の工程を経て、（１）ストリップキャスティング法では、目的とする無方向性電磁鋼板が得られる。 Through the above steps, (1) the strip casting method can obtain the intended non-oriented electrical steel sheet.

（２）薄スラブ連続鋳造法
薄スラブ連続鋳造法では、次の通り、無方向性電磁鋼板を製造する。
薄スラブ連続鋳造法では、製鋼工程で３０～６０ｍｍ厚さのスラブを製造し、熱間圧延工程の粗圧延を省略する。薄スラブで｛１００｝面が鋼板面に平行な柱状晶を十分に発達させ、熱間圧延で柱状晶を加工して得られる｛１００｝＜０１１＞方位を熱延板に残すことが望ましい。この目的のためには連続鋳造での電磁撹拌を実施しない方が望ましい。また、凝固核生成を促進させる溶鋼中の微細介在物は極力低減することが望ましい。
そして、薄スラブを再加熱炉で加熱した後、熱間圧延工程で連続的に仕上げ圧延し、約２ｍｍ厚さの熱延コイルを得る。 (2) Thin slab continuous casting method In the thin slab continuous casting method, a non-oriented electrical steel sheet is manufactured as follows.
In the thin slab continuous casting method, a slab with a thickness of 30 to 60 mm is produced in the steelmaking process, and rough rolling in the hot rolling process is omitted. It is desirable to sufficiently develop columnar crystals with the {100} plane parallel to the steel sheet surface in a thin slab, and leave the {100}<011> orientation obtained by processing the columnar crystals by hot rolling in the hot-rolled sheet. For this purpose, it is desirable not to implement electromagnetic stirring in continuous casting. In addition, it is desirable to reduce fine inclusions in molten steel that promote solidification nucleation as much as possible.
After the thin slab is heated in a reheating furnace, it is continuously finish-rolled in a hot-rolling process to obtain a hot-rolled coil having a thickness of about 2 mm.

その後、熱延コイルの鋼板に対して、（１）ストリップキャスティング法と同様にして、熱延板焼鈍、酸洗、冷間圧延、仕上げ焼鈍を実施する。 After that, the steel sheet of the hot-rolled coil is subjected to hot-rolled sheet annealing, pickling, cold rolling, and finish annealing in the same manner as (1) strip casting method.

以上の工程を経て、（２）薄スラブ連続鋳造法では、目的とする無方向性電磁鋼板が得られる。 Through the above steps, (2) the thin slab continuous casting method can obtain the intended non-oriented electrical steel sheet.

（３）潤滑熱延法
潤滑熱延法では、次の通り、無方向性電磁鋼板を製造する。
まず、製鋼工程でスラブを製造する。スラブを再加熱炉で加熱した後、熱間圧延工程で連続的に粗圧延および仕上げ圧延し、熱延コイルを得る。
ここで、熱間圧延は、通常無潤滑で実施するが、適切な潤滑条件で熱間圧延する。適切な潤滑条件で熱間圧延を実施すると、鋼板表層近傍に導入される剪断変形が低減する。それにより、通常鋼板中央で発達するαファイバと呼ばれるＲＤ／／＜０１１＞方位を持つ加工組織を鋼板表層近傍まで発達させることができる。例えば、特開平１０－３６９１２号に記載のように、熱間圧延時に潤滑剤として熱延ロール冷却水に０．５～２０％の油脂を混入し、仕上熱延ロールと鋼板との平均摩擦係数を０．２５以下にすることで、αファイバを発達させることができる。 (3) Lubrication Hot Rolling Method In the lubrication hot rolling method, a non-oriented electrical steel sheet is produced as follows.
First, a slab is manufactured in a steelmaking process. After heating the slab in a reheating furnace, the slab is continuously rough-rolled and finish-rolled in a hot-rolling process to obtain a hot-rolled coil.
Here, hot rolling is usually performed without lubrication, but hot rolling is performed under appropriate lubrication conditions. When hot rolling is performed under appropriate lubrication conditions, the shear deformation introduced near the surface layer of the steel sheet is reduced. As a result, a deformed structure having RD//<011> orientation called α-fiber, which normally develops in the center of the steel sheet, can be developed to the vicinity of the steel sheet surface layer. For example, as described in JP-A-10-36912, 0.5 to 20% oil is mixed in hot rolling roll cooling water as a lubricant during hot rolling, and the average friction coefficient between the finishing hot rolling roll and the steel sheet is 0.25 or less, the α-fiber can be developed.

その後、熱延コイルの鋼板に対して、（１）ストリップキャスティング法と同様にして、熱延板焼鈍、酸洗、冷間圧延、仕上げ焼鈍を実施する。熱延コイルの鋼板でαファイバを鋼板表層近傍まで発達させると、その後の熱延板焼鈍で｛ｈ１１｝＜１／ｈ １ ２＞、特に｛１００｝＜０１２＞～｛４１１｝＜１４８＞が再結晶する。この鋼板を酸洗後、冷間圧延し、仕上げ焼鈍を実施すると、｛１００｝＜０１２＞～｛４１１｝＜１４８＞が再結晶する。それにより、｛１００｝面強度が増加し、｛１００｝方位粒の存在確率が高まる。 After that, the steel sheet of the hot-rolled coil is subjected to hot-rolled sheet annealing, pickling, cold rolling, and finish annealing in the same manner as (1) strip casting method. When α-fibers are developed to the vicinity of the surface layer of the steel sheet of the hot-rolled coil, {h11} <1/h 1 2>, especially {100} <012> to {411} <148> are formed in the subsequent hot-rolled steel annealing. recrystallize. When this steel plate is pickled, cold-rolled, and finish-annealed, {100}<012> to {411}<148> are recrystallized. As a result, the {100} plane strength increases and the existence probability of {100} oriented grains increases.

以上の工程を経て、（３）潤滑熱延法では、目的とする無方向性電磁鋼板が得られる。 Through the above steps, the desired non-oriented electrical steel sheet is obtained in (3) the lubricating hot rolling method.

（４）高温熱延板焼鈍＋冷延強圧下法
高温熱延板焼鈍＋冷延強圧下法では、次の通り、無方向性電磁鋼板を製造する。
まず、製鋼工程でスラブを製造する。スラブを再加熱炉で加熱した後、熱間圧延工程で連続的に粗圧延および仕上げ圧延し、熱延コイルを得る。
次に、熱延コイルの鋼板に対して、熱延板焼鈍を実施する。熱延板焼鈍により、再結晶させ、結晶粒を結晶粒径３００～５００μｍまで粗大に成長させる。
熱延板焼鈍は、連続焼鈍でも、バッチ焼鈍でもよい。コストの観点から、熱延板焼鈍は連続焼鈍で実施するのが好ましい。連続焼鈍を実施するには、高温短時間で結晶粒成長させる必要があり、具体的には、例えば、最高到達温度１，０００℃～１，０５０℃、均熱時間３０分～６０分で焼鈍を実施する。ここで、均熱時間とは最高到達温度－１０℃が保持される時間を指す。 (4) High-Temperature Hot-Rolled Sheet Annealing + Cold-Rolling Strong Reduction Method In the high-temperature hot-rolled sheet annealing + cold-rolling heavy reduction method, a non-oriented electrical steel sheet is manufactured as follows.
First, a slab is manufactured in a steelmaking process. After heating the slab in a reheating furnace, the slab is continuously rough-rolled and finish-rolled in a hot-rolling process to obtain a hot-rolled coil.
Next, the steel sheet of the hot-rolled coil is subjected to hot-rolled sheet annealing. The hot-rolled sheet is annealed to recrystallize and coarsely grow crystal grains to a crystal grain size of 300 to 500 μm.
Hot-rolled sheet annealing may be continuous annealing or batch annealing. From the viewpoint of cost, it is preferable to carry out hot-rolled sheet annealing by continuous annealing. In order to carry out continuous annealing, it is necessary to grow crystal grains at a high temperature in a short time. to implement. Here, the soaking time refers to the time during which the highest temperature reached −10° C. is maintained.

次に、鋼板に対して、酸洗後、冷間圧延を実施する。
ここで、Ｓｉ含有量の高い高級無方向性電磁鋼板では、結晶粒径を粗大にしすぎると鋼板が脆化し、冷間圧延での脆性破断懸念が生じる。そのため、冷間圧延前の鋼板の平均結晶粒径を、通常２００μｍ以下に制限する。一方で、本発明では、冷間圧延前の平均結晶粒径を３００～５００μｍとし、続く冷間圧延を圧下率８０～９５％で実施する。
なお、冷間圧延の代わりに、脆性破断回避の観点から、材料の延性／脆性遷移温度以上の温度で、温間圧延を実施しても良い。
その後、仕上げ焼鈍を実施すると、ＮＤ／／＜１００＞再結晶粒が成長する。それにより、｛１００｝面強度が増加し、｛１００｝方位粒の存在確率が高まる。 Next, the steel plate is subjected to pickling and then cold rolling.
Here, in a high-grade non-oriented electrical steel sheet with a high Si content, if the crystal grain size is excessively coarsened, the steel sheet becomes embrittled, and there is concern about brittle fracture during cold rolling. Therefore, the average grain size of the steel sheet before cold rolling is usually limited to 200 μm or less. On the other hand, in the present invention, the average grain size before cold rolling is set to 300 to 500 μm, and subsequent cold rolling is performed at a rolling reduction of 80 to 95%.
From the viewpoint of avoiding brittle fracture, instead of cold rolling, warm rolling may be performed at a temperature equal to or higher than the ductile/brittle transition temperature of the material.
After that, when finish annealing is performed, ND//<100> recrystallized grains grow. As a result, the {100} plane strength increases and the existence probability of {100} oriented grains increases.

なお、酸洗、仕上げ焼鈍は、１）ストリップキャスティング法と同様にして実施する。 Pickling and finish annealing are carried out in the same manner as in 1) strip casting method.

以上の工程を経て、（４）高温熱延板焼鈍＋冷延強圧下法では、目的とする無方向性電磁鋼板が得られる。 Through the above steps, (4) high-temperature hot-rolled sheet annealing + cold-rolling high reduction process yields the desired non-oriented electrical steel sheet.

（５）複数回冷延法
複数回冷延法では、次の通り、無方向性電磁鋼板を製造する。
まず、製鋼工程でスラブを製造する。スラブを再加熱炉で加熱した後、熱間圧延、熱延板焼鈍、酸洗を実施する。 (5) Multiple Cold Rolling Method In the multiple cold rolling method, a non-oriented electrical steel sheet is manufactured as follows.
First, a slab is manufactured in a steelmaking process. After heating the slab in a reheating furnace, hot rolling, hot-rolled sheet annealing, and pickling are performed.

次に、酸洗後の鋼板に対して、冷間圧延を実施する。
ここで、高級無方向性電磁鋼板では、通常熱間圧延、熱延板焼鈍、酸洗を行った後に、１回の冷間圧延で所望の製品厚を得る。製品厚が０．３ｍｍ以下に薄くなると、冷間圧延の圧下率は高くなり、磁気特性にとって好ましくないγファイバと呼ばれるＮＤ／／＜１１１＞集合組織が発達する。
そのため、冷間圧延は、１回以上の焼鈍を挟んで２回以上実施し、最終冷延圧下率を５５～７５％にする。それにより、γファイバの発達を抑制でき、所望の製品特性を得ることができる。
さらに、冷間圧延は、２回以上の焼鈍を挟んで３回以上実施し、最終の冷間圧延と最終から２番目の冷間圧延の圧下率を５５～７５％にすることが良い。それにより、よりγファイバの発達を抑制でき、ＮＤ／／＜００１＞集合組織を発達させ、所望の製品特性を得ることができる。
冷間圧延は、リバースミルで実施してもよいし、タンデムミルで実施してもよい。 Next, cold rolling is implemented with respect to the steel plate after pickling.
Here, high-grade non-oriented electrical steel sheets are usually hot rolled, hot-rolled sheet annealed, pickled, and then cold rolled once to obtain a desired product thickness. When the thickness of the product is reduced to 0.3 mm or less, the reduction ratio of cold rolling becomes high, and an ND//<111> texture called γ fiber, which is not preferable for magnetic properties, develops.
Therefore, cold rolling is carried out two or more times with one or more annealing intervening to achieve a final cold rolling reduction of 55 to 75%. As a result, the growth of γ fibers can be suppressed, and desired product characteristics can be obtained.
Furthermore, cold rolling is preferably performed three times or more with two or more annealing steps intervening, and the rolling reduction of the final cold rolling and the penultimate cold rolling is 55 to 75%. As a result, the growth of γ fibers can be further suppressed, the ND//<001> texture can be developed, and desired product properties can be obtained.
Cold rolling may be performed with a reverse mill or a tandem mill.

なお、冷間圧延の代わりに、脆性破断回避の観点から、材料の延性／脆性遷移温度以上の温度で、温間圧延を実施しても良い。 From the viewpoint of avoiding brittle fracture, instead of cold rolling, warm rolling may be performed at a temperature equal to or higher than the ductile/brittle transition temperature of the material.

その後、冷延コイルの鋼板に対して、（１）ストリップキャスティング法と同様にして、仕上げ焼鈍を実施する。 After that, the steel sheet of the cold-rolled coil is subjected to finish annealing in the same manner as (1) strip casting method.

以上の工程を経て、（５）複数回冷延法では、目的とする無方向性電磁鋼板が得られる。 Through the above steps, (5) the multiple cold rolling method can obtain the intended non-oriented electrical steel sheet.

ここで、以上説明した、（１）ストリップキャスティング法、（２）薄スラブ連続鋳造法、（３）潤滑熱延法、（４）高温熱延板焼鈍＋冷延強圧下法、（５）複数回冷延法など製造方法により、第一の実施形態に係る無方向性電磁鋼板を製造し、例えば、ステータコア用無方向性電磁鋼板に要求される低鉄損を実現する場合には、仕上焼鈍は高温で実施する。具体的には、例えば、最高到達温度９００℃～１１００℃、均熱時間１０秒～６０秒で仕上げ焼鈍を実施する。ここで、均熱時間とは最高到達温度－１０℃が保持される時間を指す。
この高温での仕上げ焼鈍により、結晶粒を成長させて、平均結晶粒径を５５μｍ～２００μｍとし、低鉄損な無方向性電磁鋼板が得られる。 Here, (1) strip casting method, (2) thin slab continuous casting method, (3) lubrication hot rolling method, (4) high temperature hot rolled plate annealing + cold rolling strong reduction method, (5) multiple When the non-oriented electrical steel sheet according to the first embodiment is produced by a production method such as the rotary cold rolling method and, for example, the low iron loss required for the non-oriented electrical steel sheet for stator cores is achieved, finish annealing is performed. is carried out at elevated temperature. Specifically, for example, finish annealing is performed at a maximum temperature of 900° C. to 1100° C. and a soaking time of 10 seconds to 60 seconds. Here, the soaking time refers to the time during which the highest temperature reached −10° C. is maintained.
This high-temperature finish annealing causes crystal grains to grow to an average crystal grain size of 55 μm to 200 μm, thereby obtaining a non-oriented electrical steel sheet with low iron loss.

一方、第二の実施形態に係る無方向性電磁鋼板を製造し、例えば、ロータコア用無方向性電磁鋼板に要求される高強度を実現する場合には、仕上げ焼鈍は低温で実施する。具体的には、例えば、最高到達温度７５０℃～８５０℃、均熱時間１０秒～６０秒で仕上げ焼鈍を実施する。ここで、均熱時間とは最高到達温度－１０℃が保持される時間を指す。
この低温での仕上げ焼鈍により、結晶粒の成長を抑えて、平均結晶粒径を２０μｍ以下とし、高強度な無方向性電磁鋼板が得られる。 On the other hand, when manufacturing the non-oriented electrical steel sheet according to the second embodiment and realizing, for example, the high strength required for the non-oriented electrical steel sheet for rotor cores, the finish annealing is performed at a low temperature. Specifically, for example, finish annealing is performed at a maximum temperature of 750° C. to 850° C. and a soaking time of 10 seconds to 60 seconds. Here, the soaking time refers to the time during which the highest temperature reached −10° C. is maintained.
This low-temperature finish annealing suppresses the growth of crystal grains and makes the average crystal grain size 20 μm or less, thereby obtaining a high-strength non-oriented electrical steel sheet.

そして、得られた第二の実施形態に係る無方向性電磁鋼板をロータ用の鋼板として使用する場合、得られた鋼板をそのまま使用する。
一方、得られた第二の実施形態に係る無方向性電磁鋼板をステータ用の鋼板として使用する場合、得られた鋼板を打抜いた後、打抜き材を焼鈍（例えば、最高到達温度７５０～８５０℃、均熱時間６０分～１８０分で焼鈍）して使用する。 Then, when the obtained non-oriented electrical steel sheet according to the second embodiment is used as a steel sheet for a rotor, the obtained steel sheet is used as it is.
On the other hand, when the obtained non-oriented electrical steel sheet according to the second embodiment is used as a steel sheet for a stator, after punching the obtained steel sheet, the punched material is annealed (for example, the maximum reaching temperature of 750 to 850 ℃ and a soaking time of 60 to 180 minutes) before use.

以下、本発明を、実施例を挙げてさらに具体的に説明する。ただし、これら各実施例は、本発明を制限するものではない。 EXAMPLES Hereinafter, the present invention will be described more specifically with reference to Examples. However, each of these examples does not limit the present invention.

（実施例１Ａ：板厚０．２０ｍｍ）
表１に示す化学組成の鋼を溶製し、熱間圧延で１．７ｍｍ厚の熱延板を作製した。熱延板は１，０５０℃で３０分焼鈍後、酸洗で表面スケールを除去した。その後、冷間圧延で０．２０ｍｍ厚に仕上げ、昇温時の３００℃～５００℃のＰＨ２Ｏ/ＰＨ２によりＣｒ酸化層厚みを制御して、７５０℃で１５秒仕上げ焼鈍した。なお、鋼Ｄ１Ａと鋼Ｋ１Ａは冷間圧延時に破断した。
以上の工程を経て、無方向性電磁鋼板を得た。
なお、表１中、「総計」は、Ｍｇ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ及びＣｄの合計量を示す。 (Example 1A: plate thickness 0.20 mm)
A steel having a chemical composition shown in Table 1 was melted and hot-rolled to prepare a hot-rolled sheet having a thickness of 1.7 mm. The hot-rolled sheet was annealed at 1,050° C. for 30 minutes and then pickled to remove surface scales. After that, it was finished by cold rolling to a thickness of 0.20 mm, and was subjected to final annealing at 750° C. for 15 seconds while controlling the thickness of the Cr oxide layer by PH2O / PH2 at 300° C. to 500° C. during temperature rise. Steel D1A and steel K1A fractured during cold rolling.
A non-oriented electrical steel sheet was obtained through the above steps.
In Table 1, "Total" indicates the total amount of Mg, Sr, Ba, Ce, La, Nd, Pr, Zn and Cd.

得られた各無方向性電磁鋼板について、次の測定を実施した。結果を表２に示す。 The following measurements were performed on each obtained non-oriented electrical steel sheet. Table 2 shows the results.

－｛１００｝面強度、各方位粒の面積率、平均結晶粒径、Ｃｒ酸化層の厚さ、引張強度－
既述の方法に従って、｛１００｝面強度、各方位粒の面積率（｛１００｝方位粒、｛４１１｝方位粒、｛１１１｝方位粒）、平均結晶粒径、Ｃｒ酸化層の厚さ、引張強度を測定した。 - {100} surface strength, area ratio of grains in each orientation, average crystal grain size, thickness of Cr oxide layer, tensile strength -
According to the method described above, {100} plane strength, area ratio of each oriented grain ({100} oriented grain, {411} oriented grain, {111} oriented grain), average crystal grain size, thickness of Cr oxide layer, Tensile strength was measured.

－鉄損、および磁束密度－
得られた無方向性電磁鋼板から、幅５５ｍｍ、長さ５５ｍｍに切り出して測定試料を得た。
そして、測定試料の鉄損Ｗ１５／５０、鉄損Ｗ１０／４００、および磁束密度Ｂ５０を測定した。各磁気特性は、圧延方向（Ｌ方向）と圧延直角方向（Ｃ方向）を単板磁気試験器で測定し、その平均値で評価した。 －Iron loss and magnetic flux density－
A measurement sample was obtained by cutting a piece having a width of 55 mm and a length of 55 mm from the obtained non-oriented electrical steel sheet.
Then, the iron loss W 15/50 , iron loss W 10/400 , and magnetic flux density B 50 of the measurement sample were measured. Each magnetic property was measured by a single-plate magnetic tester in the rolling direction (L direction) and the direction perpendicular to the rolling direction (C direction), and the average value was evaluated.

－７５０℃１２０分焼鈍後の特性－
得られた無方向性電磁鋼板を打ち抜き、特性評価用の鋼板を得た。そして、特性評価用の鋼板を、温度７５０℃、１２０分で焼鈍した。
焼鈍後の特性評価用の鋼板について、既述の方法に従って、｛｛１００｝面強度、各方位粒の面積率、平均結晶粒径を測定した。そして、鉄損、および磁束密度を測定した。 -Characteristics after annealing at 750°C for 120 minutes-
The obtained non-oriented electrical steel sheet was punched to obtain a steel sheet for property evaluation. Then, the steel sheet for property evaluation was annealed at a temperature of 750° C. for 120 minutes.
The strength of the {{100} plane, the area ratio of grains in each orientation, and the average grain size of the steel sheets for property evaluation after annealing were measured according to the methods described above. Then, iron loss and magnetic flux density were measured.

Figure 0007284383000001
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Figure 0007284383000002
Figure 0007284383000002

上記結果からわかるように、鋼Ａ１Ａ、鋼Ｂ１Ａ、鋼Ｃ１Ａ、鋼Ｅ１Ａ、鋼Ｆ１Ａ、鋼Ｈ１Ａ、鋼Ｌ１Ａ、鋼Ｍ１Ａ、鋼Ｎ１Ａ、鋼Ｏ１Ａ、鋼Ｙ１Ａは｛１００｝面強度２．４以上であり、磁束密度Ｂ５０は高かったが、焼鈍後の平均結晶粒径が５０μｍ未満で、粗大粒と微細粒とが混在する組織となり、鉄損Ｗ１５／５０、Ｗ１０／４００が劣化した。さらに、鋼Ｃ１Ａ、鋼Ｅ１Ａ、鋼Ｈ１Ａは式３のＲが６４未満であり、特にＷ１０／４００が劣化した。
鋼Ｇ１Ａ、鋼Ｉ１Ａは、｛１００｝面強度２．４以上であったが、それぞれＭｎ、Ｃｒが上限を超えており、Ｂ５０が低下した。
鋼Ｊ１Ａは結晶粒径が５５μｍ以上であったが、｛１００｝面強度が２．４未満であり、磁束密度Ｂ５０が劣化した。
鋼Ｚ１Ａは結晶粒径が５５μｍ以上、｛１００｝面強度２．４以上であったが、Ｃｒ酸化層厚さがほぼ０μｍであり、鉄損Ｗ１５／５０、Ｗ１０／４００、磁束密度Ｂ５０が劣化した。鋼ＷＷ１Ａは結晶粒径が５５μｍ以上、｛１００｝面強度２．４以上であったが、Ｃｒ酸化層厚さが１μｍであり、鉄損Ｗ１５／５０、Ｗ１０／４００、磁束密度Ｂ５０が劣化した。 As can be seen from the above results, steel A1A, steel B1A, steel C1A, steel E1A, steel F1A, steel H1A, steel L1A, steel M1A, steel N1A, steel O1A, and steel Y1A have a {100} surface strength of 2.4 or more. Although the magnetic flux density B50 was high, the average crystal grain size after annealing was less than 50 μm, resulting in a structure in which coarse grains and fine grains were mixed, and the iron losses W15 /50 and W10 /400 deteriorated. Furthermore, steel C1A, steel E1A, and steel H1A had R of formula 3 of less than 64, and W 10/400 in particular deteriorated.
Steel G1A and steel I1A had a {100} plane strength of 2.4 or more, but each of Mn and Cr exceeded the upper limit, and B50 decreased.
Steel J1A had a crystal grain size of 55 μm or more, but the {100} plane strength was less than 2.4, and the magnetic flux density B50 was deteriorated.
Steel Z1A had a crystal grain size of 55 μm or more and a {100} surface strength of 2.4 or more, but the thickness of the Cr oxide layer was almost 0 μm, and the iron loss W 15/50 , W 10/400 , and the magnetic flux density B 50 deteriorated. Steel WW1A had a crystal grain size of 55 μm or more and a {100} surface strength of 2.4 or more, but the thickness of the Cr oxide layer was 1 μm, iron loss W 15/50 , W 10/400 , magnetic flux density B 50 has deteriorated.

それに対して、鋼Ｐ１Ａ～Ｘ１Ａ、鋼ＸＸ１Ａ、ＺＺ１Ａは、７５０℃１２０分焼鈍後において、鉄損Ｗ１５／５０、Ｗ１０／４００、および磁束密度Ｂ５０が共に良化した。また、７５０℃１２０分焼鈍前においては、高い引張強度を有しつつも、良好な鉄損Ｗ１５／５０、Ｗ１０／４００、および磁束密度Ｂ５０が得られた。
ただし、鋼ＸＸ１Ａ、ＺＺ１Ａは、｛４１１｝方位粒面積率が７０％未満、｛１１１｝方位粒面積率が２５％超えであったため、鋼Ｐ１Ａ～Ｘ１Ａに比べ、鉄損Ｗ１５／５０、Ｗ１０／４００が高く、磁束密度Ｂ５０が低かった。
鋼Ｔ１Ａ１～Ｔ１Ａ５は、仕上焼鈍の昇温時の３００℃～５００℃のＰＨ２Ｏ/ＰＨ２を変化させた結果、結晶粒径が５５μｍ以上、｛１００｝面強度２．４以上であったが、Ｃｒ酸化層厚みが０～０．６μｍとなり、規定範囲外の鋼Ｔ１Ａ１、鋼Ｔ１Ａ５では鉄損Ｗ１５／５０、Ｗ１０／４００、磁束密度Ｂ５０が劣化した。
なお、鋼ＺＺ１Ａは仕上げ焼鈍後の組織が１００％未再結晶組織（平均結晶粒径０μｍと記載）であり、引張強度はロータ用無方向性電磁鋼板として好適な範囲を満たした。７５０℃１２０分焼鈍後の平均結晶粒径は８５μｍであり、｛１００｝面強度５．２であり、鉄損Ｗ１５／５０、Ｗ１０／４００、および磁束密度Ｂ５０が共に良化した。
鋼ＰＰ１Ａは仕上げ焼鈍後の｛１００｝面強度２．４以上であったが、結晶粒径が８５μｍであったため、鉄損Ｗ１５／５０、Ｗ１０／４００、磁束密度Ｂ５０は良好であったが、引張強度が劣化した。７５０℃１２０分焼鈍後において、鉄損Ｗ１５／５０、Ｗ１０／４００、磁束密度Ｂ５０は良好であった。
鋼ＰＰＰ１Ａは仕上げ焼鈍後の｛１００｝面強度２．４以上であったが、結晶粒径が４０μｍであったため、鉄損Ｗ１５／５０、Ｗ１０／４００、磁束密度Ｂ５０は良好であったが、引張強度が劣化した。７５０℃１２０分焼鈍後において、鉄損Ｗ１５／５０、Ｗ１０／４００がともに良化した。 On the other hand, steels P1A to X1A, steels XX1A and ZZ1A improved in iron loss W 15/50 , W 10/400 and magnetic flux density B 50 after annealing at 750° C. for 120 minutes. Moreover, before annealing at 750° C. for 120 minutes, good iron loss W 15/50 , W 10/400 and magnetic flux density B 50 were obtained while having high tensile strength.
However, in steels XX1A and ZZ1A, the {411} orientation grain area ratio was less than 70% and the {111} orientation grain area ratio was more than 25 %. 10/400 was high and the magnetic flux density B50 was low.
Steels T1A1 to T1A5 had a crystal grain size of 55 μm or more and a {100} plane strength of 2.4 or more as a result of changing the P H2O /P H2 at 300° C. to 500° C. during the temperature rise in the final annealing. , the thickness of the Cr oxide layer was 0 to 0.6 μm, and the iron losses W 15/50 , W 10/400 and the magnetic flux density B 50 of steel T1A1 and steel T1A5 outside the specified range deteriorated.
Steel ZZ1A had a 100% non-recrystallized structure (described as having an average grain size of 0 μm) after finish annealing, and its tensile strength satisfied a suitable range for a non-oriented electrical steel sheet for rotors. After annealing at 750° C. for 120 minutes, the average grain size was 85 μm, the {100} plane strength was 5.2, and the iron loss W 15/50 , W 10/400 and magnetic flux density B 50 were all improved.
Steel PP1A had a {100} plane strength of 2.4 or more after finish annealing, but the grain size was 85 μm, so the iron loss W 15/50 , W 10/400 and magnetic flux density B 50 were good. However, the tensile strength deteriorated. After annealing at 750° C. for 120 minutes, the iron loss W 15/50 , W 10/400 and magnetic flux density B 50 were good.
Steel PPP1A had a {100} plane strength of 2.4 or more after finish annealing, but the grain size was 40 μm, so the iron loss W 15/50 , W 10/400 and magnetic flux density B 50 were good. However, the tensile strength deteriorated. After annealing at 750° C. for 120 minutes, both iron loss W 15/50 and W 10/400 improved.

（実施例１Ｂ：板厚０．１５ｍｍ）
表３に示す化学組成の鋼を溶製し、熱間圧延で１．２５ｍｍ厚の熱延板を作製した。熱延板は１，０５０℃で３０分焼鈍後、酸洗で表面スケールを除去した。その後、冷間圧延で０．１５ｍｍ厚に仕上げ、昇温時の３００℃～５００℃のＰＨ２Ｏ/ＰＨ２によりＣｒ酸化層厚みを制御して、７５０℃で１５秒仕上げ焼鈍した。なお、鋼Ｄ１Ｂと鋼Ｋ１Ｂは冷間圧延時に破断した。
以上の工程を経て、無方向性電磁鋼板を得た。
なお、表３中、「総計」は、Ｍｇ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ及びＣｄの合計量を示す。 (Example 1B: plate thickness 0.15 mm)
A steel having the chemical composition shown in Table 3 was melted and hot-rolled to produce a hot-rolled sheet having a thickness of 1.25 mm. The hot-rolled sheet was annealed at 1,050° C. for 30 minutes and then pickled to remove surface scales. After that, it was finished by cold rolling to a thickness of 0.15 mm, and the Cr oxide layer thickness was controlled by PH2O / PH2 at 300°C to 500°C during temperature rise, and finish annealing was performed at 750°C for 15 seconds. Steel D1B and steel K1B fractured during cold rolling.
A non-oriented electrical steel sheet was obtained through the above steps.
In Table 3, "Total" indicates the total amount of Mg, Sr, Ba, Ce, La, Nd, Pr, Zn and Cd.

得られた各無方向性電磁鋼板について、次の測定を実施した。結果を表４に示す。 The following measurements were performed on each obtained non-oriented electrical steel sheet. Table 4 shows the results.

－｛１００｝面強度、各方位粒の面積率、平均結晶粒径、Ｃｒ酸化層の厚さ、引張強度－
既述の方法に従って、｛１００｝面強度、各方位粒の面積率（｛１００｝方位粒、｛４１１｝方位粒、｛１１１｝方位粒）、平均結晶粒径、Ｃｒ酸化層の厚さ、引張強度を測定した。 - {100} surface strength, area ratio of grains in each orientation, average crystal grain size, thickness of Cr oxide layer, tensile strength -
According to the method described above, {100} plane strength, area ratio of each oriented grain ({100} oriented grain, {411} oriented grain, {111} oriented grain), average crystal grain size, thickness of Cr oxide layer, Tensile strength was measured.

－鉄損、および磁束密度－
得られた無方向性電磁鋼板から、幅５５ｍｍ、長さ５５ｍｍに切り出して測定試料を得た。
そして、測定試料の鉄損Ｗ１５／５０、鉄損Ｗ１０／４００、および磁束密度Ｂ５０を測定した。各磁気特性は、圧延方向（Ｌ方向）と圧延直角方向（Ｃ方向）を単板磁気試験器で測定し、その平均値で評価した。 －Iron loss and magnetic flux density－
A measurement sample was obtained by cutting a piece having a width of 55 mm and a length of 55 mm from the obtained non-oriented electrical steel sheet.
Then, the iron loss W 15/50 , iron loss W 10/400 , and magnetic flux density B 50 of the measurement sample were measured. Each magnetic property was measured by a single-plate magnetic tester in the rolling direction (L direction) and the direction perpendicular to the rolling direction (C direction), and the average value was evaluated.

－７５０℃１２０分焼鈍後の特性－
得られた無方向性電磁鋼板を打ち抜き、特性評価用の鋼板を得た。そして、特性評価用の鋼板を、温度７５０℃、１２０分で焼鈍した。
焼鈍後の特性評価用の鋼板について、既述の方法に従って、｛｛１００｝面強度、各方位粒の面積率、平均結晶粒径を測定した。そして、鉄損、および磁束密度を測定した。 -Characteristics after annealing at 750°C for 120 minutes-
The obtained non-oriented electrical steel sheet was punched to obtain a steel sheet for property evaluation. Then, the steel sheet for property evaluation was annealed at a temperature of 750° C. for 120 minutes.
The strength of the {{100} plane, the area ratio of grains in each orientation, and the average grain size of the steel sheets for property evaluation after annealing were measured according to the methods described above. Then, iron loss and magnetic flux density were measured.

Figure 0007284383000003
Figure 0007284383000003

Figure 0007284383000004
Figure 0007284383000004


上記結果からわかるように、鋼Ａ１Ｂ、鋼Ｂ１Ｂ、鋼Ｃ１Ｂ、鋼Ｅ１Ｂ、鋼Ｆ１Ｂ、鋼Ｈ１Ｂ、鋼Ｌ１Ｂ、鋼Ｍ１Ｂ、鋼Ｎ１Ｂ、鋼Ｏ１Ｂ、鋼Ｙ１Ｂは｛１００｝面強度２．４以上であり、磁束密度Ｂ５０は高かったが、焼鈍後の平均結晶粒径が５０μｍ未満で、粗大粒と微細粒とが混在する組織となり、鉄損Ｗ１５／５０、Ｗ１０／４００が劣化した。さらに、鋼Ｃ１Ｂ、鋼Ｅ１Ｂ、鋼Ｈ１Ｂは式３のＲが６４未満であり、特にＷ１０／４００が劣化した。
鋼Ｇ１Ｂ、鋼Ｉ１Ｂは、｛１００｝面強度２．４以上であったが、それぞれＭｎ、Ｃｒが上限を超えており、Ｂ５０が低下した。
鋼Ｊ１Ｂは結晶粒径が５５μｍ以上であったが、｛１００｝面強度が２．４未満であり、磁束密度Ｂ５０が劣化した。
鋼Ｚ１Ｂは結晶粒径が５５μｍ以上、｛１００｝面強度２．４以上であったが、Ｃｒ酸化層厚さがほぼ０μｍであり、鉄損Ｗ１５／５０、Ｗ１０／４００、磁束密度Ｂ５０が劣化した。鋼ＷＷ１Ｂは結晶粒径が５５μｍ以上、｛１００｝面強度２．４以上であったが、Ｃｒ酸化層厚さが１μｍであり、鉄損Ｗ１５／５０、Ｗ１０／４００、磁束密度Ｂ５０が劣化した。 As can be seen from the above results, steel A1B, steel B1B, steel C1B, steel E1B, steel F1B, steel H1B, steel L1B, steel M1B, steel N1B, steel O1B, and steel Y1B have a {100} surface strength of 2.4 or more. Although the magnetic flux density B50 was high, the average crystal grain size after annealing was less than 50 μm, resulting in a structure in which coarse grains and fine grains were mixed, and the iron losses W15 /50 and W10 /400 deteriorated. Furthermore, steel C1B, steel E1B, and steel H1B had R of Formula 3 less than 64, and W 10/400 was particularly degraded.
Steel G1B and steel I1B had a {100} plane strength of 2.4 or more, but each of Mn and Cr exceeded the upper limit, and B50 decreased.
Steel J1B had a crystal grain size of 55 μm or more, but the {100} plane strength was less than 2.4, and the magnetic flux density B50 was deteriorated.
Steel Z1B had a crystal grain size of 55 μm or more and a {100} surface strength of 2.4 or more, but the thickness of the Cr oxide layer was almost 0 μm, and the iron loss W 15/50 , W 10/400 , and the magnetic flux density B 50 deteriorated. Steel WW1B had a crystal grain size of 55 μm or more and a {100} plane strength of 2.4 or more, but the thickness of the Cr oxide layer was 1 μm, iron loss W 15/50 , W 10/400 , magnetic flux density B 50 has deteriorated.

それに対して、鋼Ｐ１Ｂ～Ｘ１Ｂ、鋼ＸＸ１Ｂ、ＺＺ１Ｂは、７５０℃１２０分焼鈍後において、鉄損Ｗ１５／５０、Ｗ１０／４００、および磁束密度Ｂ５０が共に良化した。また、７５０℃１２０分焼鈍前においては、高い引張強度を有しつつも、良好な鉄損Ｗ１５／５０、Ｗ１０／４００、および磁束密度Ｂ５０が得られた。
ただし、鋼ＸＸ１Ｂ、ＺＺ１Ｂは、｛４１１｝方位粒面積率が７０％未満、｛１１１｝方位粒面積率が２５％超えであったため、鋼Ｐ１Ｂ～Ｘ１Ｂに比べ、鉄損Ｗ１５／５０、Ｗ１０／４００が高く、磁束密度Ｂ５０が低かった。
鋼Ｓ１Ａ１～Ｓ１Ａ５は、仕上焼鈍の昇温時の３００℃～５００℃のＰＨ２Ｏ/ＰＨ２を変化させた結果、結晶粒径が５５μｍ以上、｛１００｝面強度２．４以上であったが、Ｃｒ酸化層厚みが０～０．６μｍとなり、規定範囲外の鋼Ｓ１Ａ１、鋼Ｓ１Ａ５では鉄損Ｗ１５／５０、Ｗ１０／４００、磁束密度Ｂ５０が劣化した。
なお、鋼ＺＺ１Ｂは仕上げ焼鈍後の組織が１００％未再結晶組織（平均結晶粒径０μｍと記載）であり、引張強度はロータ用無方向性電磁鋼板として好適な範囲を満たした。７５０℃１２０分焼鈍後の平均結晶粒径は８５μｍであり、｛１００｝面強度５であり、鉄損Ｗ１５／５０、Ｗ１０／４００、および磁束密度Ｂ５０が共に良化した。
鋼ＰＰ１Ｂは仕上げ焼鈍後の｛１００｝面強度２．４以上であったが、結晶粒径が７５μｍであったため、鉄損Ｗ１５／５０、Ｗ１０／４００、磁束密度Ｂ５０は良好であったが、引張強度が劣化した。７５０℃１２０分焼鈍後において、鉄損Ｗ１５／５０、Ｗ１０／４００、磁束密度Ｂ５０は良好であった。
鋼ＰＰＰ１Ｂは仕上げ焼鈍後の｛１００｝面強度２．４以上であったが、結晶粒径が３５μｍであったため、鉄損Ｗ１５／５０、Ｗ１０／４００、磁束密度Ｂ５０は良好であったが、引張強度が劣化した。７５０℃１２０分焼鈍後において、鉄損Ｗ１５／５０、Ｗ１０／４００がともに良化した。 In contrast, steels P1B to X1B, steels XX1B, and ZZ1B improved in iron loss W 15/50 , W 10/400 and magnetic flux density B 50 after annealing at 750° C. for 120 minutes. Moreover, before annealing at 750° C. for 120 minutes, good iron loss W 15/50 , W 10/400 and magnetic flux density B 50 were obtained while having high tensile strength.
However, steels XX1B and ZZ1B had a {411} orientation grain area ratio of less than 70% and a {111} orientation grain area ratio of more than 25 %. 10/400 was high and the magnetic flux density B50 was low.
Steels S1A1 to S1A5 had a crystal grain size of 55 μm or more and a {100} plane strength of 2.4 or more as a result of changing the P H2O /P H2 at 300° C. to 500° C. during the temperature rise in the final annealing. , the Cr oxide layer thickness was 0 to 0.6 μm, and the iron losses W 15/50 , W 10/400 and the magnetic flux density B 50 were deteriorated in the steels S1A1 and S1A5 outside the specified range.
Steel ZZ1B had a 100% non-recrystallized structure (described as having an average crystal grain size of 0 μm) after finish annealing, and its tensile strength satisfied a suitable range for a non-oriented electrical steel sheet for rotors. After annealing at 750° C. for 120 minutes, the average grain size was 85 μm, the {100} plane strength was 5, and the iron loss W 15/50 , W 10/400 and magnetic flux density B 50 were all improved.
Steel PP1B had a {100} plane strength of 2.4 or more after finish annealing, but the grain size was 75 μm, so the iron loss W 15/50 , W 10/400 and magnetic flux density B 50 were good. However, the tensile strength deteriorated. After annealing at 750° C. for 120 minutes, the iron loss W 15/50 , W 10/400 and magnetic flux density B 50 were good.
Steel PPP1B had a {100} plane strength of 2.4 or more after finish annealing, but the grain size was 35 μm, so the iron loss W 15/50 , W 10/400 and magnetic flux density B 50 were good. However, the tensile strength deteriorated. After annealing at 750° C. for 120 minutes, both iron loss W 15/50 and W 10/400 improved.

（実施例１Ｃ：板厚０．２５ｍｍ）
表５に示す化学組成の鋼を溶製し、熱間圧延で２．１ｍｍ厚の熱延板を作製した。熱延板は１，０５０℃で３０分焼鈍後、酸洗で表面スケールを除去した。その後、冷間圧延で０．２５ｍｍ厚に仕上げ、昇温時の３００℃～５００℃のＰＨ２Ｏ/ＰＨ２によりＣｒ酸化層厚みを制御して、７５０℃で１５秒仕上げ焼鈍した。なお、鋼Ｄ１Ｃと鋼Ｋ１Ｃは冷間圧延時に破断した。
以上の工程を経て、無方向性電磁鋼板を得た。
なお、表５中、「総計」は、Ｍｇ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ及びＣｄの合計量を示す。 (Example 1C: plate thickness 0.25 mm)
A steel having a chemical composition shown in Table 5 was melted and hot-rolled to produce a hot-rolled sheet having a thickness of 2.1 mm. The hot-rolled sheet was annealed at 1,050° C. for 30 minutes and then pickled to remove surface scales. After that, it was finished by cold rolling to a thickness of 0.25 mm, and was subjected to final annealing at 750° C. for 15 seconds while controlling the thickness of the Cr oxide layer by PH2O / PH2 at 300° C. to 500° C. during temperature rise. Steel D1C and steel K1C fractured during cold rolling.
A non-oriented electrical steel sheet was obtained through the above steps.
In Table 5, "Total" indicates the total amount of Mg, Sr, Ba, Ce, La, Nd, Pr, Zn and Cd.

得られた各無方向性電磁鋼板について、次の測定を実施した。結果を表６に示す。 The following measurements were performed on each obtained non-oriented electrical steel sheet. Table 6 shows the results.

－｛１００｝面強度、各方位粒の面積率、平均結晶粒径、Ｃｒ酸化層の厚さ、引張強度－
既述の方法に従って、｛１００｝面強度、各方位粒の面積率（｛１００｝方位粒、｛４１１｝方位粒、｛１１１｝方位粒）、平均結晶粒径、Ｃｒ酸化層の厚さ、引張強度を測定した。 - {100} surface strength, area ratio of grains in each orientation, average crystal grain size, thickness of Cr oxide layer, tensile strength -
According to the method described above, {100} plane strength, area ratio of each oriented grain ({100} oriented grain, {411} oriented grain, {111} oriented grain), average crystal grain size, thickness of Cr oxide layer, Tensile strength was measured.

－鉄損、および磁束密度－
得られた無方向性電磁鋼板から、幅５５ｍｍ、長さ５５ｍｍに切り出して測定試料を得た。
そして、測定試料の鉄損Ｗ１５／５０、鉄損Ｗ１０／４００、および磁束密度Ｂ５０を測定した。各磁気特性は、圧延方向（Ｌ方向）と圧延直角方向（Ｃ方向）を単板磁気試験器で測定し、その平均値で評価した。 －Iron loss and magnetic flux density－
A measurement sample was obtained by cutting a piece having a width of 55 mm and a length of 55 mm from the obtained non-oriented electrical steel sheet.
Then, the iron loss W 15/50 , iron loss W 10/400 , and magnetic flux density B 50 of the measurement sample were measured. Each magnetic property was measured by a single-plate magnetic tester in the rolling direction (L direction) and the direction perpendicular to the rolling direction (C direction), and the average value was evaluated.

－７５０℃１２０分焼鈍後の特性－
得られた無方向性電磁鋼板を打ち抜き、特性評価用の鋼板を得た。そして、特性評価用の鋼板を、温度７５０℃、１２０分で焼鈍した。
焼鈍後の特性評価用の鋼板について、既述の方法に従って、｛｛１００｝面強度、各方位粒の面積率、平均結晶粒径を測定した。そして、鉄損、および磁束密度を測定した。 -Characteristics after annealing at 750°C for 120 minutes-
The obtained non-oriented electrical steel sheet was punched to obtain a steel sheet for property evaluation. Then, the steel sheet for property evaluation was annealed at a temperature of 750° C. for 120 minutes.
The strength of the {{100} plane, the area ratio of grains in each orientation, and the average grain size of the steel sheets for property evaluation after annealing were measured according to the methods described above. Then, iron loss and magnetic flux density were measured.

Figure 0007284383000005
Figure 0007284383000005

Figure 0007284383000006
Figure 0007284383000006

上記結果からわかるように、鋼Ａ１Ｃ、鋼Ｂ１Ｃ、鋼Ｃ１Ｃ、鋼Ｅ１Ｃ、鋼Ｆ１Ｃ、鋼Ｈ１Ｃ、鋼Ｌ１Ｃ、鋼Ｍ１Ｃ、鋼Ｎ１Ｃ、鋼Ｏ１Ｃ、鋼Ｙ１Ｃは｛１００｝面強度２．４以上であり、磁束密度Ｂ５０は高かったが、焼鈍後の平均結晶粒径が５０μｍ未満で、粗大粒と微細粒とが混在する組織となり、鉄損Ｗ１５／５０、Ｗ１０／４００が劣化した。さらに、鋼Ｃ１Ｃ、鋼Ｅ１Ｃ、鋼Ｈ１Ｃは式３のＲが６４未満であり、特にＷ１０／４００が劣化した。
鋼Ｇ１Ｃ、鋼Ｉ１Ｃは、｛１００｝面強度２．４以上であったが、それぞれＭｎ、Ｃｒが上限を超えており、Ｂ５０が低下した。
鋼Ｊ１Ｃは結晶粒径が５５μｍ以上であったが、｛１００｝面強度が２．４未満であり、磁束密度Ｂ５０が劣化した。
鋼Ｚ１Ｃは結晶粒径が５５μｍ以上、｛１００｝面強度２．４以上であったが、Ｃｒ酸化層厚さがほぼ０μｍであり、鉄損Ｗ１５／５０、Ｗ１０／４００、磁束密度Ｂ５０が劣化した。鋼ＷＷ１Ｃは結晶粒径が５５μｍ以上、｛１００｝面強度２．４以上であったが、Ｃｒ酸化層厚さが１μｍであり、鉄損Ｗ１５／５０、Ｗ１０／４００、磁束密度Ｂ５０が劣化した。 As can be seen from the above results, steel A1C, steel B1C, steel C1C, steel E1C, steel F1C, steel H1C, steel L1C, steel M1C, steel N1C, steel O1C, and steel Y1C have a {100} surface strength of 2.4 or more. Although the magnetic flux density B50 was high, the average crystal grain size after annealing was less than 50 μm, resulting in a structure in which coarse grains and fine grains were mixed, and the iron losses W15 /50 and W10 /400 deteriorated. Furthermore, steel C1C, steel E1C, and steel H1C had R of Formula 3 less than 64, and W 10/400 was particularly degraded.
Steel G1C and steel I1C had a {100} plane strength of 2.4 or more, but each of Mn and Cr exceeded the upper limit, and B50 decreased.
Steel J1C had a crystal grain size of 55 μm or more, but the {100} plane strength was less than 2.4, and the magnetic flux density B50 was deteriorated.
Steel Z1C had a crystal grain size of 55 μm or more and a {100} surface strength of 2.4 or more, but the thickness of the Cr oxide layer was almost 0 μm, and the iron loss W 15/50 , W 10/400 , and the magnetic flux density B 50 deteriorated. Steel WW1C had a crystal grain size of 55 μm or more and a {100} plane strength of 2.4 or more, but the thickness of the Cr oxide layer was 1 μm, and the iron loss was W 15/50 , W 10/400 , and the magnetic flux density was B 50 . has deteriorated.

それに対して、鋼Ｐ１Ｃ～Ｘ１Ｃ、鋼ＸＸ１Ｃ、ＺＺ１Ｃは、鉄損Ｗ１５／５０、Ｗ１０／４００、および磁束密度Ｂ５０が共に良化した。また、７５０℃１２０分焼鈍前においては、高い引張強度を有しつつも、良好な鉄損Ｗ１５／５０、Ｗ１０／４００、および磁束密度Ｂ５０が得られた。
ただし、鋼ＸＸ１Ｃ、ＺＺ１Ｃは、｛４１１｝方位粒面積率が７０％未満、｛１１１｝方位粒面積率が２５％超えであったため、鋼Ｐ１Ｃ～Ｘ１Ｃに比べ、鉄損Ｗ１５／５０、Ｗ１０／４００が高く、磁束密度Ｂ５０が低かった。
鋼Ｔ１Ａ１～Ｔ１Ａ５は、仕上焼鈍の昇温時の３００℃～５００℃のＰＨ２Ｏ/ＰＨ２を変化させた結果、結晶粒径が５５μｍ以上、｛１００｝面強度２．４以上であったが、Ｃｒ酸化層厚みが０～０．６μｍとなり、規定範囲外の鋼Ｔ１Ａ１、鋼Ｔ１Ａ５では鉄損Ｗ１５／５０、Ｗ１０／４００、磁束密度Ｂ５０が劣化した。
なお、鋼ＺＺ１Ｃは仕上げ焼鈍後の組織が１００％未再結晶組織（平均結晶粒径０μｍと記載）であり、引張強度はロータ用無方向性電磁鋼板として好適な範囲を満たした。７５０℃１２０分焼鈍後の平均結晶粒径は８５μｍであり、｛１００｝面強度５．１であり、鉄損Ｗ１５／５０、Ｗ１０／４００、および磁束密度Ｂ５０が共に良化した。
鋼ＰＰ１Ｃは仕上げ焼鈍後の｛１００｝面強度２．４以上であったが、結晶粒径が８０μｍであったため、鉄損Ｗ１５／５０、Ｗ１０／４００、磁束密度Ｂ５０は良好であったが、引張強度が劣化した。７５０℃１２０分焼鈍後において、鉄損Ｗ１５／５０、Ｗ１０／４００、磁束密度Ｂ５０は良好であった。
鋼ＰＰＰ１Ｃは仕上げ焼鈍後の｛１００｝面強度２．４以上であったが、結晶粒径が３５μｍであったため、鉄損Ｗ１５／５０、Ｗ１０／４００、磁束密度Ｂ５０は良好であったが、引張強度が劣化した。７５０℃１２０分焼鈍後において、鉄損Ｗ１５／５０、Ｗ１０／４００がともに良化した。 On the other hand, steels P1C to X1C, steels XX1C and ZZ1C improved in iron loss W 15/50 , W 10/400 and magnetic flux density B 50 . Moreover, before annealing at 750° C. for 120 minutes, good iron loss W 15/50 , W 10/400 and magnetic flux density B 50 were obtained while having high tensile strength.
However, steels XX1C and ZZ1C had a {411} orientation grain area ratio of less than 70% and a {111} orientation grain area ratio of more than 25 %. 10/400 was high and the magnetic flux density B50 was low.
Steels T1A1 to T1A5 had a crystal grain size of 55 μm or more and a {100} plane strength of 2.4 or more as a result of changing the P H2O /P H2 at 300° C. to 500° C. during the temperature rise in the final annealing. , the thickness of the Cr oxide layer was 0 to 0.6 μm, and the iron losses W 15/50 , W 10/400 and the magnetic flux density B 50 of steel T1A1 and steel T1A5 outside the specified range deteriorated.
Steel ZZ1C had a 100% non-recrystallized structure after finish annealing (described as having an average grain size of 0 μm), and its tensile strength satisfied a range suitable for a non-oriented electrical steel sheet for rotors. After annealing at 750° C. for 120 minutes, the average grain size was 85 μm, the {100} plane strength was 5.1, and the iron loss W 15/50 , W 10/400 and magnetic flux density B 50 were all improved.
Steel PP1C had a {100} plane strength of 2.4 or more after finish annealing, but the grain size was 80 μm, so the iron loss W 15/50 , W 10/400 and magnetic flux density B 50 were good. However, the tensile strength deteriorated. After annealing at 750° C. for 120 minutes, the iron loss W 15/50 , W 10/400 and magnetic flux density B 50 were good.
Steel PPP1C had a {100} plane strength of 2.4 or more after finish annealing, but the grain size was 35 μm, so the iron loss W 15/50 , W 10/400 and magnetic flux density B 50 were good. However, the tensile strength deteriorated. After annealing at 750° C. for 120 minutes, both iron loss W 15/50 and W 10/400 improved.

（実施例２）
表７に示す化学成分の溶鋼を水冷した１対のロール間で急速に冷却して１ｍｍ厚の鋳片を作製した。鋳片は酸洗で表面スケールを除去した後、冷間圧延で０．２０ｍｍ厚に仕上げ、昇温時の３００℃～５００℃のＰＨ２Ｏ/ＰＨ２によりＣｒ酸化層厚みを制御して、７５０℃で１５秒仕上げ焼鈍した。なお、鋼Ｄ２と鋼Ｋ２は冷間圧延時に破断した。
以上の工程を経て、無方向性電磁鋼板を得た。そして、実施例１と同様に、得られた無方向性電磁鋼板に対して、各種測定を実施した。その結果を表８に示す。
なお、表７中、「総計」は、Ｍｇ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ及びＣｄの合計量を示す。 (Example 2)
Molten steel having the chemical composition shown in Table 7 was rapidly cooled between a pair of water-cooled rolls to produce a 1 mm thick cast slab. After removing surface scales by pickling, the cast slab was finished by cold rolling to a thickness of 0.20 mm. It was finish annealed at °C for 15 seconds. Note that Steel D2 and Steel K2 fractured during cold rolling.
A non-oriented electrical steel sheet was obtained through the above steps. Then, in the same manner as in Example 1, various measurements were performed on the obtained non-oriented electrical steel sheet. Table 8 shows the results.
In Table 7, "Total" indicates the total amount of Mg, Sr, Ba, Ce, La, Nd, Pr, Zn and Cd.

Figure 0007284383000007
Figure 0007284383000007

Figure 0007284383000008
Figure 0007284383000008

上記結果からわかるように、所定の範囲の成分で、｛１００｝面強度≧２．４、｛１００｝方位粒面積率≧１８％、とすることで、高い引張強度を有しつつも、良好な鉄損Ｗ１５／５０、Ｗ１０／４００および磁束密度Ｂ５０が得られた。
鋼Ａ２、鋼Ｂ２、鋼Ｃ２、鋼Ｅ２、鋼Ｆ２、鋼Ｈ２、鋼Ｍ２、鋼Ｎ２、鋼Ｏ２、およびＹ２は、｛１００｝面強度２．４以上であり、磁束密度Ｂ５０は高かったが、７５０℃１２０分焼鈍後の平均結晶粒径が５０μｍ未満で、粗大粒と微細粒とが混在する組織となり、鉄損Ｗ１５／５０、Ｗ１０／４００が劣化した。さらに、鋼Ｃ２、鋼Ｅ２、鋼Ｈ２は式３のＲが６４未満であり、特にＷ１０／４００が劣化した。
鋼Ｇ２、鋼Ｉ２は、｛１００｝面強度２．４以上であったが、それぞれＭｎ、Ｃｒが上限を超えており、磁束密度Ｂ５０が低下した。
鋼Ｚ２は結晶粒径が５０μｍ、｛１００｝面強度２．４以上であったが、Ｃｒ酸化層厚さが１μｍであり、鉄損Ｗ１５／５０、Ｗ１０／４００、磁束密度Ｂ５０が劣化した。 As can be seen from the above results, by setting {100} plane strength ≥ 2.4 and {100} orientation grain area ratio ≥ 18% with the components in a predetermined range, while having high tensile strength, good good core losses W 15/50 , W 10/400 and magnetic flux density B 50 were obtained.
Steel A2, Steel B2, Steel C2, Steel E2, Steel F2, Steel H2, Steel M2, Steel N2, Steel O2, and Y2 had a {100} surface strength of 2.4 or higher and a high magnetic flux density B50 . However, the average grain size after annealing at 750° C. for 120 minutes was less than 50 μm, resulting in a structure in which coarse grains and fine grains coexist, and the iron losses W 15/50 and W 10/400 deteriorated. Furthermore, Steel C2, Steel E2, and Steel H2 had R of formula 3 of less than 64, and W 10/400 in particular deteriorated.
Steel G2 and steel I2 had a {100} surface strength of 2.4 or more, but each of Mn and Cr exceeded the upper limit, and the magnetic flux density B50 decreased.
Steel Z2 had a crystal grain size of 50 μm and a {100} surface strength of 2.4 or more, but the Cr oxide layer thickness was 1 μm, and the iron loss W 15/50 , W 10/400 and magnetic flux density B 50 were deteriorated.

それに対して、鋼Ｐ２～Ｘ２、鋼ＺＺ２、鋼ＷＷ２は、７５０℃１２０分焼鈍後において、鉄損Ｗ１５／５０、Ｗ１０／４００、および磁束密度Ｂ５０が共に良化した。また、７５０℃１２０分焼鈍前においては、高い引張強度を有しつつも、良好な鉄損Ｗ１５／５０、Ｗ１０／４００、および磁束密度Ｂ５０が得られた。
ただし、鋼ＺＺ２、鋼ＷＷ２は、｛１１１｝方位粒面積率が２５％超えであったため、鋼Ｐ１Ａ～Ｘ１Ａに比べ、鉄損Ｗ１５／５０、Ｗ１０／４００が高く、磁束密度Ｂ５０が低かった。
鋼Ｓ２１～Ｓ２５は、仕上焼鈍の昇温時の３００℃～５００℃のＰＨ２Ｏ/ＰＨ２を変化させた結果、結晶粒径が５５μｍ以上、｛１００｝面強度２．４以上であったが、Ｃｒ酸化層厚みが０～０．６μｍとなり、規定範囲外の鋼Ｓ２１、鋼Ｓ２５では鉄損Ｗ１５／５０、Ｗ１０／４００、磁束密度Ｂ５０が劣化した。
なお、鋼ＷＷ２は仕上げ焼鈍後の組織が１００％未再結晶組織（平均結晶粒径０μｍと記載）であり、引張強度はロータ用無方向性電磁鋼板として好適な範囲を満たした。７５０℃１２０分焼鈍後の平均結晶粒径は８０μｍであり、｛１００｝面強度５．４であり、鉄損Ｗ１５／５０、Ｗ１０／４００、および磁束密度Ｂ５０が共に良化した。 In contrast, steels P2 to X2, steel ZZ2, and steel WW2 improved in iron loss W 15/50 , W 10/400 and magnetic flux density B 50 after annealing at 750° C. for 120 minutes. Moreover, before annealing at 750° C. for 120 minutes, good iron loss W 15/50 , W 10/400 and magnetic flux density B 50 were obtained while having high tensile strength.
However, since Steel ZZ2 and Steel WW2 had {111} orientation grain area ratios exceeding 25%, compared to Steels P1A to X1A, iron losses W 15/50 and W 10/400 were higher, and magnetic flux densities B 50 was low.
Steels S21 to S25 had a crystal grain size of 55 μm or more and a {100} plane strength of 2.4 or more as a result of changing the P H2O /P H2 at 300° C. to 500° C. during the temperature rise in the final annealing. , the thickness of the Cr oxide layer was 0 to 0.6 μm, and the iron losses W 15/50 and W 10/400 and the magnetic flux density B 50 deteriorated in the steels S21 and S25 outside the specified range.
Steel WW2 had a 100% non-recrystallized structure (described as having an average crystal grain size of 0 μm) after finish annealing, and its tensile strength satisfied a suitable range for a non-oriented electrical steel sheet for rotors. After annealing at 750° C. for 120 minutes, the average grain size was 80 μm, the {100} surface strength was 5.4, and the iron loss W 15/50 , W 10/400 and magnetic flux density B 50 were all improved.

（実施例３）
表９に示す化学組成の鋼Ａを溶製し、熱間圧延で２．１ｍｍ厚の熱延板と１．２５ｍｍ厚の熱延板を作製した。
２．１ｍｍ厚の熱延板を、条件１）１，０５０℃で３０分、条件２）１，０５０℃で５分焼鈍した後、又は条件３）１．２５ｍｍ厚の熱延板を１，０５０℃で３０分焼鈍した後、条件４）１．８ｍｍ厚の熱延板を１．０５０℃で３０分焼鈍した後、又は条件５）１．８ｍｍ厚の熱延板を１，０５０℃で３０分焼鈍した後、酸洗で表面スケールを除去した。
その後、冷間圧延で０．２５ｍｍ厚に仕上げ、昇温時の３００℃～５００℃のＰＨ２Ｏ/ＰＨ２を１０－３以下に制御して、７５０℃で１５秒仕上げ焼鈍した。
以上の工程を経て、無方向性電磁鋼板を製造した。なお、条件１）、条件２）、条件３）、条件４）、条件５）で熱延板の焼鈍を施した無方向性電磁鋼板Ｎｏを、各々、Ｃ－１、Ｃ－２、Ｃ－３、Ｃ－４、Ｃ－５とした。
そして、実施例１と同様に、得られた無方向性電磁鋼板に対して、各種測定を実施した。その結果を表１０に示す。Ｃ－５については、得られた無方向性電磁鋼板を打ち抜いて得た特性評価用の鋼板を、温度７５０℃、６０分で焼鈍した。
なお、表５中、「総計」は、Ｍｇ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ及びＣｄの合計量を示す。 (Example 3)
Steel A having the chemical composition shown in Table 9 was melted and hot-rolled to produce a hot-rolled sheet with a thickness of 2.1 mm and a hot-rolled sheet with a thickness of 1.25 mm.
A hot-rolled sheet with a thickness of 2.1 mm is annealed under conditions 1) at 1,050°C for 30 minutes and under condition 2) at 1,050°C for 5 minutes, or under condition 3) after annealing a hot-rolled sheet with a thickness of 1.25 mm for 1,050°C. After annealing at 050°C for 30 minutes, condition 4) after annealing a hot-rolled sheet with a thickness of 1.8 mm at 1.050°C for 30 minutes, or condition 5) after annealing a hot-rolled sheet with a thickness of 1.8 mm at 1,050°C. After annealing for 30 minutes, surface scale was removed by pickling.
After that, it was finished by cold rolling to a thickness of 0.25 mm, and was finished annealed at 750° C. for 15 seconds while controlling P H2O /P H2 at 300° C. to 500° C. to 10 −3 or less.
A non-oriented electrical steel sheet was manufactured through the above steps. In addition, the non-oriented electrical steel sheet Nos obtained by annealing the hot-rolled sheets under conditions 1), 2), 3), 4), and 5) are C-1, C-2, and C- 3, C-4, and C-5.
Then, in the same manner as in Example 1, various measurements were performed on the obtained non-oriented electrical steel sheet. Table 10 shows the results. For C-5, a steel sheet for characteristic evaluation obtained by punching the obtained non-oriented electrical steel sheet was annealed at a temperature of 750° C. for 60 minutes.
In Table 5, "Total" indicates the total amount of Mg, Sr, Ba, Ce, La, Nd, Pr, Zn and Cd.

Figure 0007284383000009
Figure 0007284383000009

Figure 0007284383000010
Figure 0007284383000010

上記結果からわかるように、鋼Ｃ－２、鋼Ｃ－３は｛１００｝面強度が２．４未満となり、磁束密度Ｂ５０が劣化した。
それに対して、鋼Ｃ－１、鋼Ｃ－４、鋼Ｃ－５は、７５０℃１２０分焼鈍前において、高い引張強度を有しつつも、鉄損Ｗ１５／５０、Ｗ１０／４００、および磁束密度Ｂ５０が共に良化した。そして、鋼Ｃ－５は、７５０℃１２０分焼鈍後、良好な鉄損Ｗ１５／５０、Ｗ１０／４００、および磁束密度Ｂ５０が得られた。 As can be seen from the above results, Steel C-2 and Steel C-3 had a {100} plane strength of less than 2.4 and a deteriorated magnetic flux density B50 .
On the other hand, Steel C-1, Steel C-4, and Steel C-5 have high tensile strength before annealing at 750° C. for 120 minutes, but iron losses W 15/50 , W 10/400 , and Both the magnetic flux density B50 improved. And Steel C-5 obtained good core loss W 15/50 , W 10/400 and magnetic flux density B 50 after annealing at 750° C. for 120 minutes.

Claims (3)

質量％で
Ｃ：０％超～０．００３０％、
Ｓｉ：２．００％～４．５０％、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．１５％～２．５０％、
Ｍｎ：０．２０％～１．５０％、
Ｃｒ：０．３０％～５．００％
Ｐ：０．００５％～０．２００％、
Ｓ：０．００１０％～０．０１００％、
Ｔｉ：０．０００５％～０．０１００％、
Ｃａ：０．０００５％～０．０１００％、
Ｍｇ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ及びＣｄからなる群から選択された一種以上：総計０．０００５％～０．０２００％、並びに、
残部：Ｆｅ及び不純物からなる化学組成を有し、
インバースポールフィギュアの｛１００｝面強度が２．４以上であり、
電子線後方散乱回折（ＥＢＳＤ）で測定した際の｛１００｝方位（裕度２０°以内）の結晶方位を有する結晶粒の全視野に対する面積率が１８％以上であり、
電子線後方散乱回折（ＥＢＳＤ）で測定した際の｛４１１｝方位（裕度２０°以内）の結晶方位を有する結晶粒の全視野に対する面積率が７０％以上であり、
平均結晶粒径が５５μｍ～２００μｍであり、
板厚が０．１０ｍｍ～０．３０ｍｍであり、
鋼板の表面に厚さが０．０１μｍ以上０．５μｍ以下のＣｒ酸化物を含む層であって、地鉄よりＣｒの含有量とＯの含有量が高い層を有し、
前記Ｓｉの含有量（質量％）を［Ｓｉ］、前記Ａｌの含有量（質量％）を［Ａｌ］、前記Ｃｒの含有量（質量％）を［Ｃｒ］、無方向性電磁鋼板の板厚（ｍｍ）をｔとしたときに以下の式１及び式２を満たし、
前記Ｓｉの含有量（質量％）を[Ｓｉ]、前記Ａｌの含有量（質量%）を[Ａｌ]、前記Ｍｎの含有量（質量％）を[Ｍｎ]、前記Ｃｒの含有量（質量％）を[Ｃｒ]としたときに下記式３で表されるＲが６４．００以上である無方向性電磁鋼板。
１０．００％≦２［Ｓｉ］＋２［Ａｌ］＋［Ｃｒ］＜１５．００％ （式１）
（２［Ａｌ］＋［Ｃｒ］）／２［Ｓｉ］－１０ｔ２≦０．３５ （式２）
Ｒ＝９．９＋１２．４×[Ｓｉ]＋１０．０×[Ａｌ]＋６．６×[Ｍｎ]＋５．０×[Ｃｒ] （式３） % by mass C: more than 0% to 0.0030%,
Si: 2.00% to 4.50%,
sol. Al: 0.15% to 2.50%,
Mn: 0.20% to 1.50%,
Cr: 0.30% to 5.00%
P: 0.005% to 0.200%,
S: 0.0010% to 0.0100%,
Ti: 0.0005% to 0.0100%,
Ca: 0.0005% to 0.0100%,
One or more selected from the group consisting of Mg, Sr, Ba, Ce, La, Nd, Pr, Zn and Cd: 0.0005% to 0.0200% in total, and
Balance: having a chemical composition consisting of Fe and impurities,
The {100} face strength of the inverse pole figure is 2.4 or more,
The area ratio of crystal grains having a crystal orientation of {100} orientation (within a tolerance of 20°) is 18% or more in the entire field of view when measured by electron beam backscatter diffraction (EBSD),
The area ratio of crystal grains having a crystal orientation of {411} orientation (within a tolerance of 20°) is 70% or more in the entire field of view when measured by electron beam backscatter diffraction (EBSD),
The average crystal grain size is 55 μm to 200 μm,
The plate thickness is 0.10 mm to 0.30 mm,
A layer containing Cr oxide having a thickness of 0.01 μm or more and 0.5 μm or less on the surface of the steel sheet, and having a higher Cr content and O content than the base iron ,
The Si content (mass%) is [Si], the Al content (mass%) is [Al], the Cr content (mass%) is [Cr], and the thickness of the non-oriented electrical steel sheet When (mm) is t, the following formulas 1 and 2 are satisfied,
The Si content (mass%) is [Si], the Al content (mass%) is [Al], the Mn content (mass%) is [Mn], the Cr content (mass%) ) is [Cr], R represented by the following formula 3 is 64.00 or more .
10.00% ≤ 2 [Si] + 2 [Al] + [Cr] < 15.00% (Formula 1)
(2[Al]+[Cr])/2[Si]−10t 2 ≦0.35 (Formula 2)
R = 9.9 + 12.4 x [Si] + 10.0 x [Al] + 6.6 x [Mn] + 5.0 x [Cr] (Formula 3) 電子線後方散乱回折（ＥＢＳＤ）で測定した際の｛１１１｝方位（裕度２０°以内）の結晶方位を有する結晶粒の全視野に対する面積率が２５％以下である請求項１に記載の無方向性電磁鋼板。 2. The non-crystalline material according to claim 1, wherein the area ratio of crystal grains having a crystal orientation of {111} orientation (within a tolerance of 20°) in the entire field of view when measured by electron beam backscatter diffraction (EBSD) is 25% or less. Oriented electrical steel sheet. ７５０℃で１２０分焼鈍により、請求項１又は請求項２に記載の無方向性電磁鋼板が得られる無方向性電磁鋼板であって、
質量％で
Ｃ：０％超～０．００３０％、
Ｓｉ：２．００％～４．５０％、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．１５％～２．５％、
Ｍｎ：０．２０％～１．５０％、
Ｃｒ：０．３０％～５．００％
Ｐ：０．００５％～０．２００％、
Ｓ：０．００１０％～０．０１００％、
Ｔｉ：０．０００５％～０．０１００％、
Ｃａ：０．０００５％～０．０１００％、
Ｍｇ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｚｎ及びＣｄからなる群から選択された一種以上：総計０．０００５％～０．０２００％、並びに、
残部：Ｆｅ及び不純物からなる化学組成を有し、
平均結晶粒径が２０μｍ以下であり、
電子線後方散乱回折（ＥＢＳＤ）で測定した際の｛１１１｝方位（裕度２０°以内）の結晶方位を有する結晶粒の全視野に対する面積率が３０％以下であり、
７５０℃で１２０分焼鈍した後、
インバースポールフィギュアの｛１００｝面強度が２．４以上であり、
電子線後方散乱回折（ＥＢＳＤ）で測定した際の｛１００｝方位（裕度２０°以内）の結晶方位を有する結晶粒の全視野に対する面積率が１８％以上であり、
電子線後方散乱回折（ＥＢＳＤ）で測定した際の｛４１１｝方位（裕度２０°以内）の結晶方位を有する結晶粒の全視野に対する面積率が７０％以上であり、
平均結晶粒径が５５μｍ～２００μｍであり、
板厚が０．１０ｍｍ～０．３０ｍｍであり、
鋼板の表面に厚さが０．０１μｍ以上０．５μｍ以下のＣｒ酸化物を含む層でであって、地鉄よりＣｒの含有量とＯの含有量が高い層を有し、 前記Ｓｉの含有量（質量％）を［Ｓｉ］、前記Ａｌの含有量（質量％）を［Ａｌ］、前記Ｃｒの含有量（質量％）を［Ｃｒ］、無方向性電磁鋼板の板厚（ｍｍ）ｔとしたときに前記の式１及び式２を満たし、
前記Ｓｉの含有量（質量％）を[Ｓｉ]、前記Ａｌの含有量（質量%）を[Ａｌ]、前記Ｍｎの含有量（質量％）を[Ｍｎ]、前記Ｃｒの含有量（質量％）を[Ｃｒ]としたときに前記式３で表されるＲが６４．００以上である無方向性電磁鋼板。 A non-oriented electrical steel sheet obtained by annealing at 750 ° C. for 120 minutes to obtain the non-oriented electrical steel sheet according to claim 1 or claim 2 ,
% by mass C: more than 0% to 0.0030%,
Si: 2.00% to 4.50%,
sol. Al: 0.15% to 2.5%,
Mn: 0.20% to 1.50%,
Cr: 0.30% to 5.00%
P: 0.005% to 0.200%,
S: 0.0010% to 0.0100%,
Ti: 0.0005% to 0.0100%,
Ca: 0.0005% to 0.0100%,
One or more selected from the group consisting of Mg, Sr, Ba, Ce, La, Nd, Pr, Zn and Cd: 0.0005% to 0.0200% in total, and
Balance: having a chemical composition consisting of Fe and impurities,
The average crystal grain size is 20 μm or less,
The area ratio of crystal grains having a crystal orientation of {111} orientation (within a tolerance of 20°) is 30% or less in the entire field of view when measured by electron beam backscatter diffraction (EBSD),
After annealing at 750°C for 120 minutes,
The {100} face strength of the inverse pole figure is 2.4 or more,
The area ratio of crystal grains having a crystal orientation of {100} orientation (within a tolerance of 20°) is 18% or more in the entire field of view when measured by electron beam backscatter diffraction (EBSD),
The area ratio of crystal grains having a crystal orientation of {411} orientation (within a tolerance of 20°) is 70% or more in the entire field of view when measured by electron beam backscatter diffraction (EBSD),
The average crystal grain size is 55 μm to 200 μm ,
The plate thickness is 0.10 mm to 0.30 mm,
A layer containing Cr oxide having a thickness of 0.01 μm or more and 0.5 μm or less on the surface of a steel sheet, having a higher Cr content and O content than the base iron , and containing the Si [Si] is the amount (% by mass), [Al] is the content (% by mass) of Al, [Cr] is the content (% by mass) of Cr, and the thickness (mm) t of the non-oriented electrical steel sheet When the above formulas 1 and 2 are satisfied,
The Si content (mass%) is [Si], the Al content (mass%) is [Al], the Mn content (mass%) is [Mn], the Cr content (mass%) ) is [Cr], R represented by the above formula 3 is 64.00 or more .
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