JP2019178372A - Non-oriented electromagnetic steel sheet and manufacturing method therefor, and motor core and manufacturing method therefor - Google Patents

Non-oriented electromagnetic steel sheet and manufacturing method therefor, and motor core and manufacturing method therefor Download PDF

Info

Publication number
JP2019178372A
JP2019178372A JP2018068135A JP2018068135A JP2019178372A JP 2019178372 A JP2019178372 A JP 2019178372A JP 2018068135 A JP2018068135 A JP 2018068135A JP 2018068135 A JP2018068135 A JP 2018068135A JP 2019178372 A JP2019178372 A JP 2019178372A
Authority
JP
Japan
Prior art keywords
steel sheet
aln precipitates
aln
layer region
surface layer
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Granted
Application number
JP2018068135A
Other languages
Japanese (ja)
Other versions
JP7159592B2 (en
Inventor
知江 ▲浜▼
知江 ▲浜▼
Tomoe Hama
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Nippon Steel Corp
Original Assignee
Nippon Steel Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Nippon Steel Corp filed Critical Nippon Steel Corp
Priority to JP2018068135A priority Critical patent/JP7159592B2/en
Publication of JP2019178372A publication Critical patent/JP2019178372A/en
Application granted granted Critical
Publication of JP7159592B2 publication Critical patent/JP7159592B2/en
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Abstract

To provide a non-oriented electromagnetic steel sheet suppressing deterioration of iron loss and good in punchability even when at least one kind of Nd, Pr, La, Ce, Ca and Mg are contained, a manufacturing method therefor, and a motor core using the non-oriented electromagnetic steel sheet.SOLUTION: A non-oriented electromagnetic steel sheet has a chemical composition containing, by mass%, C:0.0010 to 0.0050%, Si:2.5 to 5.0%, Al:0.02 to 2.00%, Mn:0.10 to 2.00%, N:0.0010 to 0.0050%, P:0.0200% or less, S:0.0050% or less, and the balance:Fe and impurities, and at least one kind of Nd, Pr, La, Ce, Ca and Mg of total 0.0010 to 0.1000%, and a ratio of number density of acicular AlN deposit to all AlN deposits (number density of acicular AlN deposit)/(number density of all AlN deposit) of 0.50 or more in a surface layer area from a surface of the steel sheet to depth of 20 μm.SELECTED DRAWING: None

Description

本発明は、無方向性電磁鋼板およびその製造方法、並びにモータコアおよびその製造方法に関するものである。   The present invention relates to a non-oriented electrical steel sheet and a manufacturing method thereof, and a motor core and a manufacturing method thereof.

近年、特に、回転機、中小型変圧器、電装品等の電気機器の分野において、世界的な電力削減、エネルギー節減、ＣＯ２排出量削減等に代表される地球環境の保全の動きの中で、モータの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、モータのコア材料として使用される無方向性電磁鋼板に対する性能向上は、喫緊の課題である。 In recent years, especially in the field of electrical equipment such as rotating machines, small and medium-sized transformers, electrical components, etc., in the global environment conservation movement represented by global power reduction, energy saving, CO 2 emission reduction, etc. There is an increasing demand for higher efficiency and smaller motors. In such a social environment, improving the performance of the non-oriented electrical steel sheet used as the core material of the motor is an urgent issue.

例えば、自動車分野では、ハイブリッド駆動自動車（ＨＥＶ：Ｈｙｂｒｉｄ Ｅｌｅｃｔｒｉｃ Ｖｅｈｉｃｌｅ）等の駆動モータのコアとして無方向性電磁鋼板が使用されている。そして、ＨＥＶで使用される駆動モータは、設置スペースの制約および重量減による燃費低減のため小型化の需要が高まっている。   For example, in the automobile field, a non-oriented electrical steel sheet is used as a core of a drive motor of a hybrid drive vehicle (HEV: Hybrid Electric Vehicle) or the like. Drive motors used in HEVs are increasing in demand for downsizing due to restrictions on installation space and reduced fuel consumption due to weight reduction.

駆動モータの小型化の需要、および自動車に搭載する電池容量には制限があることから、モータにおけるエネルギー損失を低くする必要がある。そのため、無方向性電磁鋼板には、さらなる低鉄損化が求められている。   Since there is a limit to the demand for miniaturization of drive motors and the capacity of batteries mounted on automobiles, it is necessary to reduce energy loss in the motors. Therefore, further reduction in iron loss is required for non-oriented electrical steel sheets.

鉄損を悪化させる要因の一つとして微細な硫化物の析出があるが、硫化物を粗大化させる目的で、ＲＥＭ（Ｎｄ、Ｐｒ、Ｌａ、Ｃｅを含む元素の総称）、Ｃａ、Ｍｇ等の元素を含有させる技術が知られている（特許文献１〜３参照）。   Precipitation of fine sulfides is one of the factors that worsen iron loss. For the purpose of coarsening sulfides, REM (generic name for elements including Nd, Pr, La, Ce), Ca, Mg, etc. Techniques for containing elements are known (see Patent Documents 1 to 3).

無方向性電磁鋼板は、用途に応じて所望の形状に打ち抜き加工されて用いられる。この際、Ｓｉを含有し硬質な無方向性電磁鋼板では、打ち抜きによる金型の損耗に伴う形状精度低下が大きいため、打ち抜き工程でのダレやバリの発生が問題とされやすく、鋼材としての打ち抜き性の向上が要求されている。   The non-oriented electrical steel sheet is used after being punched into a desired shape depending on the application. At this time, in the case of hard non-oriented electrical steel sheets containing Si, there is a large decrease in shape accuracy due to die wear due to punching. There is a demand for improved performance.

打ち抜き性については、特許文献４、５では、硬度や降伏応力などの制御が、特許文献６では、強度にも関連した結晶粒径の制御が行われるなど、主として機械的特性の制御が中心として行われている。さらに表層の硬化がバリの抑制に有効であることが特許文献７で示されている。   Regarding the punchability, in Patent Documents 4 and 5, control of hardness, yield stress, etc. is controlled, and in Patent Document 6, control of crystal grain size related to strength is performed. Has been done. Further, Patent Document 7 shows that the hardening of the surface layer is effective in suppressing burrs.

鋼板中に形成される析出物は、上述のような各種特性に影響を及ぼすことは良く知られている。析出物の影響としては、その個数密度やサイズに加え、形態の影響が考えられるが、無方向性電磁鋼板において析出物の形態を制御して特性を改善する試みは多くはない。酸化物や硫化物について特許文献８〜１０のような例がみられるものの、窒化物の形態を制御した例はほとんど見られない。   It is well known that precipitates formed in a steel sheet affect various properties as described above. As the influence of precipitates, in addition to the number density and size, the influence of the form can be considered, but there are not many attempts to improve the characteristics by controlling the form of the precipitate in the non-oriented electrical steel sheet. Examples of oxides and sulfides are disclosed in Patent Documents 8 to 10, but few examples of controlling the form of nitrides are found.

特公昭５４−３６９６６号公報Japanese Patent Publication No.54-36966 特開平３−２１５６２７号公報JP-A-3-215627 特開２００６−１１８０３９号公報JP 2006-118039 A 特開２００５−６０７３７号公報JP 2005-60737 A 特開２００５−１０５４０７号公報JP 2005-105407 A 特開２０１４−１２２４０５号公報JP 2014-122405 A 特開２００８−３１４９０号公報JP 2008-31490 A 特開２００４−６８０８４号公報JP 2004-68084 A 特開２００６−１１８０３９号公報JP 2006-118039 A 特開２０１１−１５７６０３号公報JP 2011-157603 A

Ｎｄ、Ｐｒ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｃａ、Ｍｇ等の元素を含有させると、硫化物は粗大化するものの、仕上げ焼鈍時に窒化が促進され、鋼板の表層にＡｌＮ析出物が析出することがある。ＡｌＮ析出物は硫化物と同様に鉄損を悪化させる要因となるため、硫化物粗大化による鉄損低下効果の十分な享受を阻害することとなる。
一方で、窒化により形成したＡｌＮ析出物は、鋼板を硬質化させるため打ち抜き金型の摩耗を促進してしまう懸念はあるものの、硬質化は鋼板表層のみにとどまり金型の摩耗への影響は小さい。むしろ鋼板表層のみが硬質化することで、打ち抜き時のダレやバリの発生を顕著に抑制することが期待できる。 When elements such as Nd, Pr, La, Ce, Ca, and Mg are contained, the sulfides become coarse, but nitriding is promoted during finish annealing, and AlN precipitates may be deposited on the surface layer of the steel sheet. Since the AlN precipitate becomes a factor that deteriorates the iron loss similarly to the sulfide, it sufficiently inhibits the enjoyment of the iron loss lowering effect due to the coarsening of the sulfide.
On the other hand, although the AlN precipitate formed by nitriding has a concern of promoting the wear of the punching die in order to harden the steel plate, the hardening remains only on the surface layer of the steel plate, and the influence on the wear of the die is small. . Rather, only the surface layer of the steel sheet is hardened, so that it can be expected to significantly suppress the occurrence of sagging and burrs during punching.

本発明の課題は、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｌａ、Ｃｅ、ＣａおよびＭｇの少なくとも１種を含有した際に、窒化により、鋼板表層に不可避的に生成することがあるＡｌＮ析出物を積極的に活用し、ＡｌＮ析出物の分布および形態を適切に制御することで、ＡｌＮ析出物に起因する鉄損の悪化が抑制され、かつ打ち抜き性が良好な無方向性電磁鋼板、及びその製造方法、並びに、この無方向性電磁鋼板を利用したモータコアを提供することである。   An object of the present invention is to actively utilize AlN precipitates that may inevitably be generated on the steel sheet surface by nitriding when containing at least one of Nd, Pr, La, Ce, Ca, and Mg. By appropriately controlling the distribution and form of the AlN precipitates, deterioration of the iron loss due to the AlN precipitates is suppressed, and the non-oriented electrical steel sheet having good punchability, and the manufacturing method thereof, and the It is providing the motor core using a non-oriented electrical steel sheet.

上記課題は、以下の手段により解決される。
＜１＞
質量％で、
Ｃ ：０．００１０〜０．００５０％、
Ｓｉ：２．５〜５．０％、
Ａｌ：０．０２〜２．００％、
Ｍｎ：０．１０〜２．００％、
Ｎ ：０．００１０〜０．００５０％、
Ｐ ：０．０２００％以下、
Ｓ ：０．００５０％以下、並びに
残部：Ｆｅおよび不純物を含有し、かつＮｄ、Ｐｒ、Ｌａ、Ｃｅ、ＣａおよびＭｇの少なくとも１種を合計量で０．００１０〜０．１０００％含有する化学組成を有し、
鋼板の表面から深さ２０μｍまでの表層領域において、すべてのＡｌＮ析出物に対する針状のＡｌＮ析出物の個数密度の比
（針状のＡｌＮ析出物の個数密度）／（すべてのＡｌＮ析出物の個数密度）
が、０．５０以上である無方向性電磁鋼板。
＜２＞
鋼板の表面から深さ２０μｍまでの表層領域における、すべてのＡｌＮ析出物の個数密度が、３０〜５００個／μｍ２である＜１＞に記載の無方向性電磁鋼板。
＜３＞
鋼板の表面からの深さが２０〜４０μｍの内層領域における、すべてのＡｌＮ析出物の個数密度が、３０個／μｍ２未満である＜１＞又は＜２＞に記載の無方向性電磁鋼板。
＜４＞
鋼板の表面から深さ２０μｍまでの表層領域における、前記針状のＡｌＮ析出物の平均径が１０〜３００ｎｍ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＞
鋼板の表面から深さ２０μｍまでの表層領域における、平均結晶粒径が０．１〜１０μｍである＜１＞〜＜４＞のいずれか１項に記載の無方向性電磁鋼板。
＜６＞
スラブを１１８０〜１２８０℃に加熱した後、仕上げ圧延時の最終圧延温度９５０〜１２８０℃で熱延する熱延工程と、
熱延後の熱延板を、巻き取り温度７００〜１０００℃で巻き取る巻き取り工程と、
巻き取り後の熱延板を、熱延板焼鈍を実施することなく、圧下率７０〜９０％で冷延する冷延工程と、
均熱温度９５０〜１０５０℃、冷延板に付与する張力１〜５ＭＰａで、かつ少なくとも７５０℃以上の温度域の雰囲気を露点０〜５０℃および窒素分率８０〜９０％とし、冷延後の冷延板を仕上げ焼鈍する仕上げ焼鈍工程と、
を有する＜１＞〜＜５＞のいずれか１項に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。
＜７＞
＜１＞〜＜５＞のいずれか１項に記載の無方向性電磁鋼板を積層したモータコア。
＜８＞
＜１＞〜＜５＞のいずれか１項に記載の無方向性電磁鋼板に打ち抜き加工を施して打ち抜き部材を得る打ち抜き工程と、
前記打ち抜き部材を積層する積層工程と、
を有するモータコアの製造方法。 The above problem is solved by the following means.
<1>
% By mass
C: 0.0010 to 0.0050%,
Si: 2.5-5.0%,
Al: 0.02-2.00%,
Mn: 0.10 to 2.00%,
N: 0.0010 to 0.0050%,
P: 0.0200% or less,
S: 0.0050% or less, and the balance: chemical composition containing Fe and impurities and containing at least one of Nd, Pr, La, Ce, Ca and Mg in a total amount of 0.0010 to 0.1000% Have
Ratio of number density of needle-like AlN precipitates to all AlN precipitates in the surface layer region from the surface of the steel plate to a depth of 20 μm (number density of needle-like AlN precipitates) / (number of all AlN precipitates) density)
Is a non-oriented electrical steel sheet of 0.50 or more.
<2>
In the surface layer region up to a depth 20μm from the surface of the steel sheet, the number density of all of the AlN precipitates, non-oriented electrical steel sheet according to a 30 to 500 pieces / μm 2 <1>.
<3>
The non-oriented electrical steel sheet according to <1> or <2>, wherein the number density of all AlN precipitates in the inner layer region having a depth of 20 to 40 μm from the surface of the steel sheet is less than 30 / μm 2 .
<4>
The non-oriented electrical steel sheet according to any one of <1> to <3>, wherein an average diameter of the needle-like AlN precipitates in a surface layer region from the surface of the steel sheet to a depth of 20 μm is 10 to 300 nm.
<5>
The non-oriented electrical steel sheet according to any one of <1> to <4>, wherein an average crystal grain size is 0.1 to 10 μm in a surface region from the surface of the steel sheet to a depth of 20 μm.
<6>
A hot rolling process in which the slab is heated to 1180-1280 ° C and then hot-rolled at a final rolling temperature of 950-1280 ° C during finish rolling;
A winding step of winding the hot-rolled sheet after hot rolling at a winding temperature of 700 to 1000 ° C .;
A cold-rolling step of cold-rolling the hot-rolled sheet after winding at a rolling reduction of 70 to 90% without carrying out hot-rolled sheet annealing;
A soaking temperature of 950 to 1050 ° C., a tension of 1 to 5 MPa applied to the cold-rolled plate, and an atmosphere in a temperature range of at least 750 ° C. or more with a dew point of 0 to 50 ° C. and a nitrogen fraction of 80 to 90%, A finish annealing process to finish anneal the cold-rolled sheet;
The method for producing a non-oriented electrical steel sheet according to any one of <1> to <5>, comprising:
<7>
The motor core which laminated | stacked the non-oriented electrical steel sheet of any one of <1>-<5>.
<8>
<1>-<5> The punching process which gives a punching member by stamping to the non-oriented electrical steel sheet according to any one of <1>,
A laminating step of laminating the punched member;
The manufacturing method of the motor core which has this.

本発明によれば、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｌａ、Ｃｅ、ＣａおよびＭｇの少なくとも１種を含有しても、ＡｌＮ析出物に起因する鉄損の悪化が抑制され、かつ打ち抜き性が良好な無方向性電磁鋼板、及びその製造方法、並びに、この無方向性電磁鋼板を利用したモータコアを提供できる。   According to the present invention, even when at least one of Nd, Pr, La, Ce, Ca and Mg is contained, deterioration of iron loss due to AlN precipitates is suppressed, and non-directionality with good punchability An electromagnetic steel sheet, a manufacturing method thereof, and a motor core using the non-oriented electrical steel sheet can be provided.

本実施形態に係るモータコアの一例を示す斜視図である。It is a perspective view which shows an example of the motor core which concerns on this embodiment.

以下、本発明の好ましい実施形態の一例について詳細に説明する。
なお、本明細書中において、「〜」を用いて表される数値範囲は、特に断りがない場合、「〜」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。
化学組成の元素の含有量は、元素量（例えば、Ｃ量、Ｓｉ量等）と表記する。 Hereinafter, an example of a preferred embodiment of the present invention will be described in detail.
In the present specification, a numerical range expressed using “to” means a range including numerical values described before and after “to” as a lower limit and an upper limit unless otherwise specified.
The content of an element having a chemical composition is expressed as an element amount (for example, C amount, Si amount, etc.).

＜無方向性電磁鋼板＞
本実施形態に係る無方向電磁鋼板（以下、「電磁鋼板」又は「鋼板」とも称する）は、質量％で、Ｃ ：０．００１０〜０．００５０％、Ｓｉ：２．５〜５．０％、Ａｌ：０．０２〜２．００％、Ｍｎ：０．１０〜２．００％、Ｎ ：０．００１０〜０．００５０％、Ｐ ：０．０２００％以下、Ｓ ：０．００５０％以下、並びに残部：Ｆｅおよび不純物を含有し、かつＮｄ、Ｐｒ、Ｌａ、Ｃｅ、ＣａおよびＭｇの少なくとも１種を合計量で０．００１０〜０．１０００％含有する化学組成を有する。
そして、本実施形態に係る電磁鋼板は、鋼板の表面から深さ２０μｍまでの表層領域において、すべてのＡｌＮ析出物に対する針状のＡｌＮ析出物の個数密度の比、（針状のＡｌＮ析出物の個数密度）／（すべてのＡｌＮ析出物の個数密度）、が、０．５０以上である。 <Non-oriented electrical steel sheet>
The non-oriented electrical steel sheet according to the present embodiment (hereinafter also referred to as “magnetic steel sheet” or “steel sheet”) is mass%, C: 0.0010 to 0.0050%, Si: 2.5 to 5.0%. , Al: 0.02-2.00%, Mn: 0.10-2.00%, N: 0.0010-0.0050%, P: 0.0200% or less, S: 0.0050% or less, And the balance: Fe and impurities, and a chemical composition containing 0.0010 to 0.1000% in total of at least one of Nd, Pr, La, Ce, Ca and Mg.
And, the electrical steel sheet according to the present embodiment has a ratio of the number density of needle-like AlN precipitates to all AlN precipitates in the surface layer region from the surface of the steel plate to a depth of 20 μm (of the needle-like AlN precipitates). Number density) / (number density of all AlN precipitates) is 0.50 or more.

本実施形態に係る電磁鋼板は、上記構成により、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｌａ、Ｃｅ、ＣａおよびＭｇの少なくとも１種を含有しても、ＡｌＮ析出物に起因する鉄損の悪化が抑制された電磁鋼板となる。そして、本実施形態に係る電磁鋼板は、次に示す知見により見出された。   The electrical steel sheet according to this embodiment has the above-described configuration, and even when it contains at least one of Nd, Pr, La, Ce, Ca, and Mg, the electrical steel sheet in which deterioration of iron loss due to AlN precipitates is suppressed. It becomes. And the electrical steel sheet which concerns on this embodiment was discovered by the knowledge shown next.

本発明者らは、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｃａ、及びＭｇの各元素の含有により生成が促進され鉄損を悪化させるＡｌＮ析出物の形状及び析出位置について、鋭意研究を重ねた結果、次の知見を得た。
ＡｌＮ析出物による鉄損の悪化が生じる電磁鋼板を調べたところ、ＡｌＮ析出物の形状は、球状であった。また、球状のＡｌＮ析出物は、鋼板内部深くまで確認された。
このうち、鋼板板厚の中心領域に存在するＡｌＮ析出物は、本発明者らが注目する窒化とは別に、スラブ時点で含有していたＡｌとＮが結合して形成されるものと考えられる。 As a result of intensive research on the shape and precipitation position of AlN precipitates that are accelerated by the inclusion of each element of Nd, Pr, La, Ce, Ca, and Mg and deteriorate iron loss, The following knowledge was obtained.
When the electrical steel sheet in which the deterioration of the iron loss due to the AlN precipitates was examined, the shape of the AlN precipitates was spherical. Further, spherical AlN precipitates were confirmed deep inside the steel plate.
Among these, the AlN precipitate existing in the central region of the steel plate thickness is considered to be formed by combining Al and N contained at the time of the slab, in addition to the nitriding noted by the present inventors. .

そこで、本発明者らは、仕上げ焼鈍以降の工程での窒化により形成される鋼板表層領域のＡｌＮ析出物について、その形状を制御することでの特性改善を検討した。その結果、鋼板の表面から深さ２０μｍまでの表層領域に存在するＡｌＮ析出物の形状を針状とすると、ＡｌＮ析出物による鉄損の悪化が抑制されるとの知見を得た。この理由は、定かではないが、球状のＡｌＮ析出物よりも針状のＡｌＮ析出物の方が、析出物形成に伴う個数密度の変化（個数密度の増加の程度）も影響して、鋼板を磁化した際の磁壁の移動を妨げない状況になるため、ＡｌＮ析出物による鉄損の悪化が抑制されると推測される。   Therefore, the present inventors examined improvement in characteristics by controlling the shape of AlN precipitates in the steel sheet surface layer region formed by nitriding in the steps after finish annealing. As a result, it has been found that when the shape of the AlN precipitate existing in the surface layer region from the surface of the steel plate to a depth of 20 μm is needle-shaped, the deterioration of iron loss due to the AlN precipitate is suppressed. The reason for this is not clear, but needle-shaped AlN precipitates are more affected by the change in number density (the degree of increase in number density) associated with precipitate formation than spherical AlN precipitates. Since it will be in the condition which does not prevent the movement of the magnetic wall at the time of magnetizing, it is estimated that the deterioration of the iron loss by an AlN precipitate is suppressed.

さらに、鋼板表層領域のＡｌＮ析出物の形状が針状に制御された電磁鋼板は、打ち抜き加工におけるバリの発生が抑制されることが確認された。この理由は、球状のＡｌＮ析出物より針状のＡｌＮ析出物の方が、外力が作用した際に破壊しやすく、また、析出物周囲での鋼板母相への応力集中も大きくなるため、鋼板が破壊されやすく、延性的な変形で発生するバリが生じにくくなるためと推測される。   Furthermore, it was confirmed that the magnetic steel sheet in which the shape of the AlN precipitate in the steel sheet surface layer region was controlled to be needle-like suppresses the generation of burrs in the punching process. The reason for this is that the needle-like AlN precipitate is more easily broken when an external force is applied than the spherical AlN precipitate, and the stress concentration on the steel matrix around the precipitate is increased. This is presumably because the burrs are easily broken and burrs generated by ductile deformation are less likely to occur.

以上の知見により、本実施形態に係る電磁鋼板は、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｌａ、Ｃｅ、ＣａおよびＭｇの少なくとも１種を含有しても、ＡｌＮ析出物に起因する鉄損の悪化が抑制され、かつ打ち抜き性が良好な電磁鋼板となることが見出された。   From the above knowledge, even if the electrical steel sheet according to the present embodiment contains at least one of Nd, Pr, La, Ce, Ca, and Mg, deterioration of iron loss due to AlN precipitates is suppressed, and It has been found that the electrical steel sheet has good punchability.

以下、本実施形態に係る電磁鋼板の詳細について説明する。   Hereinafter, the details of the electrical steel sheet according to the present embodiment will be described.

（化学組成）
本実施形態に係る電磁鋼板は、Ｃ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｎ、Ｐ、およびＳと、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｌａ、Ｃｅ、ＣａおよびＭｇの少なくとも１種と、を含有し、残部：Ｆｅおよび不純物からなる化学組成を有することがよい。 (Chemical composition)
The electrical steel sheet according to the present embodiment contains C, Si, Al, Mn, N, P, and S, and at least one of Nd, Pr, La, Ce, Ca, and Mg, and the balance: Fe and It is preferable to have a chemical composition composed of impurities.

−Ｃ ：０．００１０〜０．００５０％−
Ｃは、鋼中に固溶Ｃとして存在して、温間圧延時の動的ひずみ時効による集合組織改善効果を発現することにより、磁束密度を向上させる。その効果を得るために、Ｃ量は０．００１０％以上とする。一方、Ｃ量は０．００５０％を超えると微細な炭化物が析出して磁気特性が劣化する。従って、Ｃ量は０．００１０％以上、０．００５０％以下とする。Ｃ量は、好ましくは０．００１０％以上０．００４０％以下である。 -C: 0.0010 to 0.0050%-
C exists as solid solution C in steel, and improves the magnetic flux density by expressing the texture improving effect by dynamic strain aging during warm rolling. In order to obtain the effect, the C content is set to 0.0010% or more. On the other hand, if the amount of C exceeds 0.0050%, fine carbides precipitate and the magnetic properties deteriorate. Therefore, the C content is 0.0010% or more and 0.0050% or less. The amount of C is preferably 0.0010% or more and 0.0040% or less.

−Ｓｉ：２．５〜５．０％−
Ｓｉは、鋼板の固有抵抗を増加させ、渦電流損を低減する作用を呈する。また、Ｓｉは、ヒステリシス損を低減する作用も有する。このため、Ｓｉを積極的に含有させることが望ましく、Ｓｉ量は２．５％以上が必要である。一方、Ｓｉ量が５．０％を超えると、温間圧延での圧延性、および打抜き加工性が低下する。従って、Ｓｉ量は２．５％以上、５．０％以下とする。Ｓｉ量は、好ましくは３．０％以上４．５％以下である。 -Si: 2.5-5.0%-
Si exhibits the action of increasing the specific resistance of the steel sheet and reducing eddy current loss. Si also has an effect of reducing hysteresis loss. For this reason, it is desirable to positively contain Si, and the amount of Si needs to be 2.5% or more. On the other hand, when the amount of Si exceeds 5.0%, the rollability in the hot rolling and the punching workability are deteriorated. Accordingly, the Si amount is set to 2.5% or more and 5.0% or less. The amount of Si is preferably 3.0% to 4.5%.

−Ａｌ：０．０２〜２．００％−
Ａｌは、製鋼工程において脱酸材として一般的に使用される元素であるが、ＡｌＮ析出物を形成し、その形態を制御する必須の元素である。この効果を得るために、Ａｌ量は０．０２％以上とする。また、Ａｌは、Ｓｉと同様に鋼の固有抵抗を増加させ鉄損を低減させる。さらに比較的多量に含有させれば、本実施形態の特徴的な製法でもある窒化により形成させる鋼板の表層領域のＡｌＮ析出物の存在とは無関係に、窒化よりも前の工程で鋼板内層領域に形成されるＡｌＮ析出物を粗大にして無害化することもできる。これらの作用を得るためには、Ａｌ量は０．１０％以上が好ましい。一方、Ａｌ量が過剰になると酸洗の能率低下、ヒステリシス損増加という悪影響が顕著になるため、２．００％以下とする。Ａｌ量は、好ましくは０．２０％以上１．５０％以下である。
なお、Ａｌ量は、ｓｏｌ．Ａｌ量を意味する。 -Al: 0.02-2.00%-
Al is an element that is generally used as a deoxidizing material in a steelmaking process, but is an essential element that forms an AlN precipitate and controls its form. In order to obtain this effect, the Al content is 0.02% or more. Al, like Si, increases the specific resistance of steel and reduces iron loss. Further, if contained in a relatively large amount, regardless of the presence of AlN precipitates in the surface layer region of the steel sheet formed by nitriding, which is a characteristic manufacturing method of the present embodiment, the inner layer region of the steel sheet is subjected to a process prior to nitriding. The formed AlN precipitate can be coarsened and rendered harmless. In order to obtain these effects, the Al content is preferably 0.10% or more. On the other hand, when the amount of Al is excessive, adverse effects such as a decrease in pickling efficiency and an increase in hysteresis loss become significant, so the content is made 2.00% or less. The amount of Al is preferably 0.20% or more and 1.50% or less.
In addition, the amount of Al is sol. It means the amount of Al.

−Ｍｎ：０．１０〜２．００％−
Ｍｎは、鋼の固有抵抗を高め、硫化物を粗大化して無害化する作用を呈する。この作用を得るため、Ｍｎ量は０．１０％以上が必要である。一方、Ｍｎ量が２．００％を超えると、磁束密度の低下及びコストの上昇を招く。従って、Ｍｎ量は０．１０％以上２．００％以下とする。Ｍｎ量は、好ましくは０．２０％以上１．５０％以下である。 -Mn: 0.10 to 2.00%-
Mn increases the specific resistance of the steel, and acts to coarsen the sulfide and render it harmless. In order to obtain this effect, the amount of Mn needs to be 0.10% or more. On the other hand, when the amount of Mn exceeds 2.00%, the magnetic flux density is reduced and the cost is increased. Therefore, the amount of Mn is made 0.10% or more and 2.00% or less. The amount of Mn is preferably 0.20% or more and 1.50% or less.

−Ｎ ：０．００１０〜０．００５０％−
最終製品（鋼板）におけるＮ量は、表層領域へのＡｌＮ析出物の形成手段の一つでもある窒化に伴い増加するＮ量を含めた含有量で規定する。また窒化に伴い鋼板の板厚方向にはＮ量の少なからざる変化が生じ、表層領域のＮ量が高くなる。このため、例えば表層領域のＡｌＮ析出物の制御を考慮してＮ量を決定する場合、表層領域のＮ量だけが重要となる。一方で鋼板全体でのＡｌＮ析出物による鉄損への悪影響を考慮する場合は、内層領域のＮ量を含めた検討が必要となる。これらの影響を別々に考慮すること自体は、一般的に窒化を意識（活用または抑制）して鋼板を製造している当業者において、日常業務ともいえる程度のものであり、困難なものではない。つまり、表層領域および内層領域におけるＡｌＮ析出物の形成を考慮したＮ量の制御自体は、特別な配慮が必要な事項ではない。
このような事情から本実施形態に係る鋼板の実現において、これらを分けて規定することにさほど大きな意味はないと判断し、本実施形態では、Ｎの影響を表層領域と内層領域に分けることなく、Ｎ量を全板厚の平均により規定する。 -N: 0.0010 to 0.0050%-
The amount of N in the final product (steel plate) is defined by the content including the amount of N that increases with nitriding, which is also one of means for forming AlN precipitates in the surface layer region. Further, along with nitriding, there is a considerable change in the amount of N in the plate thickness direction of the steel sheet, and the amount of N in the surface layer region increases. For this reason, for example, when the N amount is determined in consideration of the control of AlN precipitates in the surface layer region, only the N amount in the surface region is important. On the other hand, when the adverse effect on the iron loss due to the AlN precipitates in the entire steel sheet is taken into consideration, it is necessary to consider including the N amount in the inner layer region. Considering these influences separately is generally a matter of day-to-day work for those skilled in the art of manufacturing steel sheets with awareness (utilization or suppression) of nitriding, and is not difficult. . That is, the control of the N amount in consideration of the formation of AlN precipitates in the surface layer region and the inner layer region is not a matter that requires special consideration.
In view of such circumstances, in realizing the steel sheet according to the present embodiment, it is determined that there is not much significance in defining these separately, and in this embodiment, the influence of N is not divided into the surface layer region and the inner layer region. , N is defined by the average of the total thickness.

Ｎは、ＡｌＮ析出物を構成する元素であり必須である。この効果を得るためにＮ量は０．００１０％以上とする。ここで、例えば、窒化により表層領域のＡｌＮ形成が制御されている場合、板厚平均でＮ量０．００１０％であるとすると、表層領域ではＮ量０．００２０％、内層部ではＮ量０．０００５％というような状況が考えられる。つまり、板厚平均でＮ量が０．００１０％以上であれば、少なくとも表層領域でもＮ量が０．００１０％以上となり、表層領域に適切にＡｌＮ析出物が析出する。
一方、Ｎ量は０．００５０％を超えるとＡｌＮ析出物の量が過剰となり磁気特性の劣化を避けることが困難となる。よって、Ｎ量は０．００５０％以下とする。
ここで、例えば、窒化により表層領域のＡｌＮ形成が制御されている場合、板厚平均でＮ量０．００５０％であるとすると、表層領域ではＮ量０．００５５％、内層領域ではＮ量０．００４５％というような状況が考えられる。この場合は、Ｎ量０．００５０％超えとなる表層領域では過剰なＡｌＮ析出物が析出されることなる。しかし、表層領域及び内層領域を含む鋼板全体としては、過剰なＡｌ析出物の析出が抑えられており、鉄損の低下が抑制される。
また、別の例としては、表層領域ではＮ量０．００８０％、内層領域ではＮ量０．０００５％と、板厚方向に顕著なＮ量の変動が形成され、板厚平均でＮ量０．００５０％となっているような状況が考えられる。この場合は、Ｎ量０．００１０％以下となる内層領域にはＡｌＮ析出物はほとんど形成されないが、Ｎ量０．０５０％超えとなる表層領域に多量に形成されるＡｌＮ析出物が鋼板の鉄損を低下させていることになる。しかし、表層領域及び内層領域を含む鋼板全体としては、過剰なＡｌ析出物の析出が抑えられており、鉄損の低下が抑制される。
なお、Ｎ量は、好ましくは０．００１０％以上０．００４０％以下である。 N is an element constituting the AlN precipitate and is essential. In order to obtain this effect, the N content is set to 0.0010% or more. Here, for example, when the formation of AlN in the surface layer region is controlled by nitriding, if the average N thickness is 0.0010%, the N amount is 0.0020% in the surface layer region, and the N amount is 0 in the inner layer portion. 0005% situation can be considered. That is, if the N content is 0.0010% or more in terms of the plate thickness average, the N content is 0.0010% or more even at least in the surface layer region, and AlN precipitates are appropriately deposited in the surface layer region.
On the other hand, if the amount of N exceeds 0.0050%, the amount of AlN precipitates becomes excessive and it is difficult to avoid deterioration of magnetic properties. Therefore, the N amount is 0.0050% or less.
Here, for example, when the formation of AlN in the surface layer region is controlled by nitridation, if the average N thickness is 0.0050%, the N amount is 0.0055% in the surface layer region, and the N amount is 0 in the inner layer region. 0045% situation can be considered. In this case, excessive AlN precipitates are deposited in the surface layer region where the N amount exceeds 0.0050%. However, as a whole steel sheet including the surface layer region and the inner layer region, the precipitation of excessive Al precipitates is suppressed, and the decrease in iron loss is suppressed.
As another example, the N amount is 0.0080% in the surface layer region, and the N amount is 0.0005% in the inner layer region. A remarkable variation in the N amount is formed in the thickness direction, and the average N thickness is 0. It is possible that the situation is 0050%. In this case, AlN precipitates are hardly formed in the inner layer region where the N amount is 0.0010% or less, but AlN precipitates formed in a large amount in the surface layer region where the N amount exceeds 0.050% are iron in the steel sheet. The loss is reduced. However, as a whole steel sheet including the surface layer region and the inner layer region, the precipitation of excessive Al precipitates is suppressed, and the decrease in iron loss is suppressed.
The N amount is preferably 0.0010% or more and 0.0040% or less.

−Ｐ ：０．０２００％以下−
Ｐ量が０．０２００％超では、冷間圧延時に破断を生じる可能性がある。したがって、Ｐ量は、０．０２００％以下とする。Ｐ量の下限値は、特に制限はないが、脱Ｐのコスト及び生産性の観点から、０．０１００％とすることが好ましい。 −P: 0.0200% or less−
If the P content exceeds 0.0200%, breakage may occur during cold rolling. Therefore, the P content is 0.0200% or less. The lower limit of the amount of P is not particularly limited, but is preferably 0.0100% from the viewpoint of de-P cost and productivity.

−Ｓ ：０．００５０％以下−
Ｓ量が０．００５０％を超えるとＭｎＳ等の硫化物量が多くなり、鉄損が増加する。従って、Ｓ量は０．００５０％以下とする。Ｓ量の下限値は、特に制限はないが、脱Ｓのコスト及び生産性の観点から、０．００１０％以上とすることが好ましい。 -S: 0.0050% or less-
If the amount of S exceeds 0.0050%, the amount of sulfide such as MnS increases, and the iron loss increases. Therefore, the S amount is 0.0050% or less. The lower limit of the amount of S is not particularly limited, but is preferably 0.0010% or more from the viewpoint of the cost of removing S and productivity.

−Ｎｄ、Ｐｒ、Ｌａ、Ｃｅ、ＣａおよびＭｇ少なくとも１種の合計量：０．００１０〜０．１０００％−
Ｎｄ、Ｐｒ、Ｌａ、Ｃｅ、ＣａおよびＭｇは、ＭｎＳ硫化物を粗大化し、無害化する作用を呈する。そのため、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｌａ、Ｃｅ、ＣａおよびＭｇの少なくとも１種の合計量は、０．００１０％以上とする。Ｎｄ、Ｐｒ、Ｌａ、Ｃｅ、ＣａおよびＭｇの少なくとも１種の合計量が過度に多すぎると、磁性に影響をもたらさない適切なＡｌＮ析出物の粒径を保つことができなくなる。そのため、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｌａ、Ｃｅ、ＣａおよびＭｇの少なくとも１種の合計量は、０．１０００％以下とする。従って、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｌａ、Ｃｅ、ＣａおよびＭｇの少なくとも１種の合計量は、０．００１０〜０．１０％とする。Ｎｄ、Ｐｒ、Ｌａ、Ｃｅ、ＣａおよびＭｇの少なくとも１種の合計量は、好ましくは０．００１０％〜０．００５０％である。 -Total amount of at least one Nd, Pr, La, Ce, Ca and Mg: 0.0010 to 0.1000%-
Nd, Pr, La, Ce, Ca, and Mg exhibit the effect of coarsening and detoxifying the MnS sulfide. Therefore, the total amount of at least one of Nd, Pr, La, Ce, Ca, and Mg is set to 0.0010% or more. If the total amount of at least one of Nd, Pr, La, Ce, Ca, and Mg is excessively large, it is impossible to maintain an appropriate AlN precipitate particle size that does not affect magnetism. Therefore, the total amount of at least one of Nd, Pr, La, Ce, Ca and Mg is 0.1000% or less. Therefore, the total amount of at least one of Nd, Pr, La, Ce, Ca and Mg is 0.0010 to 0.10%. The total amount of at least one of Nd, Pr, La, Ce, Ca and Mg is preferably 0.0010% to 0.0050%.

同観点から、Ｎｄ、Ｐｒ、ＬａおよびＣｅの合計量は、０．００１０〜０．０３０％が好ましく、０．００１０〜０．０２００％がより好ましい。
Ｃａ量は、０．００１０〜０．０３０％が好ましく、０．００１０〜０．０２００％がより好ましい。
Ｍｇ量は、０．００１０〜０．０３００％が好ましく、０．００１０〜０．０２００％がより好ましい。
ここで、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｌａ、Ｃｅ、ＣａおよびＭｇは、少なくとも１種含有すればよいので、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｌａ、Ｃｅ、ＣａおよびＭｇのうち、１種を含めば、他の元素量は０％であってもよい。 From the same viewpoint, the total amount of Nd, Pr, La and Ce is preferably 0.0010 to 0.030%, and more preferably 0.0010 to 0.0200%.
The amount of Ca is preferably 0.0010 to 0.030%, and more preferably 0.0010 to 0.0200%.
The amount of Mg is preferably 0.0010 to 0.0300%, and more preferably 0.0010 to 0.0200%.
Here, since Nd, Pr, La, Ce, Ca and Mg may be contained at least one kind, if one kind is included among Nd, Pr, La, Ce, Ca and Mg, the amount of other elements is It may be 0%.

なお、Ｎｄ、Ｐｒ、ＬａおよびＣｅは、ミッシュメタルに含有される。このため、例えば、Ｎｄ、Ｐｒ、ＬａおよびＣｅは、ミッシュメタルの形で添加してもよい。   Nd, Pr, La and Ce are contained in the misch metal. For this reason, for example, Nd, Pr, La and Ce may be added in the form of misch metal.

−Ｆｅおよび不純物−
鋼板の残部は、Ｆｅおよび不純物元素である。ここで、不純物元素とは、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。 -Fe and impurities-
The balance of the steel sheet is Fe and impurity elements. Here, the impurity element refers to a component contained in the raw material or a component mixed in the manufacturing process and not intentionally included in the steel plate.

−その他元素−
本実施形態に係る電磁鋼板は、次の元素の少なくとも１種を含有していてもよい。
Ｃｕ：０〜０．２０％（好ましくは０超え〜０．２０％、より好ましくは０．０５〜０．２０％）
Ｎｉ：０〜０．２％（好ましくは０超え〜０．２％、より好ましくは０．０５〜０．２％）
Ｃｒ：０〜０．３％（好ましくは０超え〜０．３％、より好ましくは０．０５〜０．２％）
Ｓｎ：０〜０．２０％（好ましくは０超え〜０．２０％、より好ましくは０．１〜０．２０％）
Ｔｉ：０〜０．００５％（好ましくは０超え〜０．００５％、より好ましくは０．００１〜０．００３％）
Ｍｏ：０〜０．２０％（好ましくは０超え〜０．１０％、より好ましくは０．００５〜０．０５％）
Ｓｂ：０〜０．２０％（好ましくは０超え〜０．１５％、より好ましくは０．０１０〜０．１０％） -Other elements-
The electrical steel sheet according to the present embodiment may contain at least one of the following elements.
Cu: 0 to 0.20% (preferably more than 0 to 0.20%, more preferably 0.05 to 0.20%)
Ni: 0 to 0.2% (preferably more than 0 to 0.2%, more preferably 0.05 to 0.2%)
Cr: 0 to 0.3% (preferably more than 0 to 0.3%, more preferably 0.05 to 0.2%)
Sn: 0 to 0.20% (preferably greater than 0 to 0.20%, more preferably 0.1 to 0.20%)
Ti: 0 to 0.005% (preferably more than 0 to 0.005%, more preferably 0.001 to 0.003%)
Mo: 0 to 0.20% (preferably more than 0 to 0.10%, more preferably 0.005 to 0.05%)
Sb: 0 to 0.20% (preferably greater than 0 to 0.15%, more preferably 0.010 to 0.10%)

上記化学組成は、鋼板を構成する鋼の組成である。測定試料となる鋼板が、表面に絶縁皮膜等を有している場合は、これを除去した後に測定する。
無方向性電磁鋼板の絶縁皮膜等を除去する方法としては、例えば、次の方法が挙げられる。
まず、絶縁皮膜等を有する無方向性電磁鋼板を、水酸化ナトリウム水溶液（ＮａＯＨ：１０質量％＋Ｈ２Ｏ：９０質量％）に、８０℃で１５分間、浸漬する。次いで、硫酸水溶液（Ｈ２ＳＯ４：１０質量％＋Ｈ２Ｏ：９０質量％）に、８０℃で３分間、浸漬する。その後、硝酸水溶液（ＨＮＯ３：１０質量％＋Ｈ２Ｏ：９０質量％）によって、常温（２５℃）で１分間弱、浸漬して洗浄する。最後に、温風のブロアーで１分間弱、乾燥させる。これにより、絶縁皮膜等が除去された鋼板を得ることができる。 The said chemical composition is a composition of the steel which comprises a steel plate. When the steel plate used as a measurement sample has an insulating film or the like on the surface, the measurement is performed after removing this.
Examples of a method for removing the insulating film of the non-oriented electrical steel sheet include the following methods.
First, a non-oriented electrical steel sheet having an insulating film or the like is immersed in an aqueous sodium hydroxide solution (NaOH: 10% by mass + H 2 O: 90% by mass) at 80 ° C. for 15 minutes. Subsequently, it is immersed in an aqueous sulfuric acid solution (H 2 SO 4 : 10% by mass + H 2 O: 90% by mass) at 80 ° C. for 3 minutes. Thereafter, the substrate is immersed and washed with an aqueous nitric acid solution (HNO 3 : 10% by mass + H 2 O: 90% by mass) at room temperature (25 ° C.) for 1 minute. Finally, dry with a warm air blower for 1 minute. Thereby, the steel plate from which the insulating film etc. were removed can be obtained.

鋼板中の各元素の含有割合は、例えば、ガス分析、カントバック（ＱＶ）分析（分光分析）、又は化学分析にて各元素量を確認することができる。   The content ratio of each element in the steel plate can be confirmed by, for example, gas analysis, cantback (QV) analysis (spectral analysis), or chemical analysis.

（鋼組織）
本実施形態に係る電磁鋼板は、鋼板の表面から深さ２０μｍまでの表層領域（以下、単に「表層領域」とも称する。）に、針状のＡｌＮ析出物が存在する。 (Steel structure)
In the electromagnetic steel sheet according to the present embodiment, acicular AlN precipitates are present in a surface layer region (hereinafter also simply referred to as “surface layer region”) from the surface of the steel plate to a depth of 20 μm.

−ＡｌＮ析出物の定量化−
「針状のＡｌＮ析出物」とは、ＡｌＮ析出物のアスペクト比（長径／短径）を測定したとき、アスペクト比が５〜１０の範囲にあるＡｌＮ析出物を意味する。針状のＡｌＮ析出物のアスペクト比が５未満であると、ＡｌＮ析出物による鉄損の悪化が生じるとともに打ち抜き加工時のバリ発生の抑制効果が小さくなる。ＡｌＮ析出物のアスペクト比が１０を超えると、鉄損に悪影響を及ぼし始めることがある。 -Quantification of AlN precipitates-
"Acicular AlN precipitate" means an AlN precipitate having an aspect ratio in the range of 5 to 10 when the aspect ratio (major axis / minor axis) of the AlN precipitate is measured. When the aspect ratio of the needle-like AlN precipitate is less than 5, the iron loss due to the AlN precipitate is deteriorated and the effect of suppressing the generation of burrs during the punching process is reduced. When the aspect ratio of the AlN precipitate exceeds 10, the iron loss may start to be adversely affected.

ＡｌＮ析出物のアスペクト比は、次の方法により測定される。
測定対象の鋼板から、圧延方向かつ板厚方向に沿って切断した切断面（以下「Ｌ断面」とも称する）を有する試料を採取し、Ｌ断面を鏡面研磨する。
次に、走査型顕微鏡（ＳＥＭ）又は透過型顕微鏡（ＴＥＭ）により、試料の鏡面研磨されたＬ断面のうち、鋼板の表面から深さ２０μｍ、幅２０μｍに相当する領域（つまり、鋼板の表面を一辺とする２０μｍ×２０μｍの領域）を１０００〜５００００倍率で観察する。
次に、観察画像において、ＡｌＮ析出物の析出物を識別する。ＡｌＮ析出物の識別は、ＳＥＭ又はＴＥＭ付属機能のＥＤＳ（エネルギー分散型Ｘ線分光器）の点分析にて実施する。観察される析出物内の中央部に電子線を照射し、得られるスペクトルでＡｌとＮが同時に検出されるものをＡｌＮ析出物と判定する。
また、状況によっては複数の析出物が観察方向に重なった状態で観察されることもあるが、基本的に１個の析出物は略円形〜略四角形（略長円形〜略長方形）であるものとして、分離して１個の析出物として計測を行うものとする。
次に、ＡｌＮ析出物の長径及び短径を測定し、アスペクト比を算出する。ここで、長径は、ＡｌＮ析出物の最大長とする。短径は、長径に沿った方向（つまり長軸）に直交する方向に沿ったＡｌＮ析出物の長さのうち、最も大きい長さとする。そして、このアスペクト比の算出を、上記の観察領域内のすべてのＡｌＮ析出物について行う。
そして、長径と短径の平均を個々のＡｌＮ析出物の径とするとともに、観察視野の面積および観察個数から、ＡｌＮ析出物の個数密度を計算する。 The aspect ratio of the AlN precipitate is measured by the following method.
A sample having a cut surface (hereinafter also referred to as “L cross section”) cut along the rolling direction and the plate thickness direction is taken from the steel plate to be measured, and the L cross section is mirror-polished.
Next, a region corresponding to a depth of 20 μm and a width of 20 μm from the surface of the steel plate in the mirror-polished L section of the sample by a scanning microscope (SEM) or a transmission microscope (TEM) (that is, the surface of the steel plate) A side of 20 μm × 20 μm) is observed at 1000 to 50000 magnification.
Next, the AlN precipitate is identified in the observation image. Identification of the AlN precipitate is performed by point analysis of an SDS or an EDS (energy dispersive X-ray spectrometer) attached to the TEM. An electron beam is irradiated to the central portion of the observed precipitate, and the one in which Al and N are simultaneously detected in the obtained spectrum is determined as the AlN precipitate.
In addition, depending on the situation, a plurality of precipitates may be observed in a state of being overlapped in the observation direction, but basically one precipitate is substantially circular to substantially square (substantially oval to substantially rectangular). As a result, it is assumed that measurement is performed as a single precipitate.
Next, the major axis and minor axis of the AlN precipitate are measured, and the aspect ratio is calculated. Here, the major axis is the maximum length of the AlN precipitate. The minor axis is the largest length among the lengths of the AlN precipitates along the direction orthogonal to the direction along the major axis (that is, the major axis). The aspect ratio is calculated for all AlN precipitates in the observation region.
Then, the average of the major axis and the minor axis is used as the diameter of each AlN precipitate, and the number density of the AlN precipitates is calculated from the area of the observation field and the number of observations.

また、鋼板表面から深さ２０〜４０μｍの領域（以下、単に「内層領域」とも称する。）において、ＡｌＮ析出物の個数密度を同様に算出する。観察領域は、試料のＬ断面において、鋼板厚さ方向に鋼板表面から２０〜４０μｍ、圧延方向に任意に幅２０μｍである２０μｍ×２０μｍの領域である。なお、内層領域については、アスペクト比を考慮して分類する必要はなく、形状によらず、すべてのＡｌＮ析出物についての個数密度を算出すれば十分である。   Further, the number density of AlN precipitates is similarly calculated in a region having a depth of 20 to 40 μm from the steel sheet surface (hereinafter also simply referred to as “inner layer region”). The observation region is a 20 μm × 20 μm region having a width of 20 to 40 μm from the steel plate surface in the steel plate thickness direction and a width of 20 μm arbitrarily in the rolling direction in the L cross section of the sample. The inner layer region need not be classified in consideration of the aspect ratio, and it is sufficient to calculate the number density for all AlN precipitates regardless of the shape.

−表層領域におけるＡｌＮ析出物の個数密度−
鋼板の表面から深さ２０μｍまでの表層領域において、すべてのＡｌＮ析出物に対する針状のＡｌＮ析出物の個数密度の比、（針状のＡｌＮ析出物の個数密度（個／μｍ２））／（すべてのＡｌＮ析出物の個数密度（個／μｍ２））、は、０．５０以上とする。
これは、表層領域においては、ＡｌＮ析出物の過半数が針状となっていることを意味する。すべてのＡｌＮ析出物の析出量および個数密度が同じである前提で比較すると、この比が０．５０未満では、ＡｌＮ析出物による鉄損への悪影響が大きくなるとともに打ち抜き加工時のバリ発生の抑制効果を十分に得ることができない。
すべてのＡｌＮ析出物に対する針状のＡｌＮ析出物の個数密度の比は、好ましくは０．７０以上、さらに好ましくは０．９０以上である。表層領域に存在するすべてのＡｌＮ析出物が針状であることが好ましいが、後述するようにＡｌＮ析出物を特定の熱処理で制御することを前提とすると、窒化よりも前の工程、溶解〜凝固〜熱延工程で形成されたＡｌＮ析出物は球状の形態となりやすく、窒化後もこの球状のＡｌＮ析出物が少なからず残存することが考えられる。さらに基本的には窒化は抑制することが好ましいことも考慮すると、窒化により新たに形成されるＡｌＮ析出物の量にもよるが、実用的には上記比の上限は０．９９程度となる。 -Number density of AlN precipitates in the surface layer region-
In the surface layer region from the surface of the steel plate to a depth of 20 μm, the ratio of the number density of needle-like AlN precipitates to all AlN precipitates, (number density of needle-like AlN precipitates (pieces / μm 2 )) / ( The number density of all AlN precipitates (pieces / μm 2 )) is 0.50 or more.
This means that in the surface layer region, a majority of the AlN precipitates are needle-shaped. Comparing on the premise that the precipitation amount and number density of all the AlN precipitates are the same, if this ratio is less than 0.50, the adverse effect on the iron loss due to the AlN precipitates is increased and the occurrence of burrs during punching is suppressed. The effect cannot be obtained sufficiently.
The ratio of the number density of acicular AlN precipitates to all AlN precipitates is preferably 0.70 or more, more preferably 0.90 or more. It is preferable that all AlN precipitates existing in the surface region are needle-like, but assuming that the AlN precipitates are controlled by a specific heat treatment as will be described later, the steps prior to nitriding, dissolution to solidification The AlN precipitate formed in the hot rolling process tends to have a spherical shape, and it is considered that not a few of the spherical AlN precipitates remain after nitriding. Further, considering that it is basically preferable to suppress nitriding, the upper limit of the ratio is practically about 0.99, although it depends on the amount of AlN precipitates newly formed by nitriding.

また、表層領域における、すべてのＡｌＮ析出物の個数密度は、３０〜５００個／μｍ２が好ましい。
ＡｌＮ析出物が鉄損に悪影響を及ぼすことは良く知られており、鉄損の観点からＡｌＮ析出物の個数密度が低いことが好ましいことは当業者においては常識とも言える。つまり、ＡｌＮ析出物の個数密度が低い領域では本発明の課題のひとつである鉄損の悪化抑制が達成されることは自明であり、課題自体が存在しなくなる。また、本発明のもう一つの課題である窒化物を活用して打ち抜き性を改善することが困難となる。これらを考慮し、本発明においては、表層領域における、すべてのＡｌＮ析出物の個数密度の下限を３０個／μｍ２と設定することがよい。５０個／μｍ２以上、さらには８０個／μｍ２以上であれば、発明効果をより顕著に得ることが可能となる。
一方、ＡｌＮ析出物の析出量が多すぎると、その大部分が針状であったとしても鉄損の悪化を避けることは困難となるため、すべてのＡｌＮ析出物の個数密度の上限を５００個／μｍ２とすることがよい。好ましくは３００個／μｍ２以下である。 Further, the number density of all AlN precipitates in the surface layer region is preferably 30 to 500 / μm 2 .
It is well known that AlN precipitates adversely affect iron loss, and it is common knowledge for those skilled in the art that the number density of AlN precipitates is preferably low from the viewpoint of iron loss. That is, it is obvious that in the region where the number density of AlN precipitates is low, suppression of deterioration of iron loss, which is one of the problems of the present invention, is achieved, and the problem itself does not exist. In addition, it becomes difficult to improve punchability by utilizing nitride which is another problem of the present invention. Considering these, in the present invention, the lower limit of the number density of all AlN precipitates in the surface layer region is preferably set to 30 / μm 2 . If it is 50 / μm 2 or more, and further 80 / μm 2 or more, the invention effect can be obtained more remarkably.
On the other hand, if the precipitation amount of AlN precipitates is too large, it is difficult to avoid the deterioration of iron loss even if most of them are needle-like, so the upper limit of the number density of all AlN precipitates is 500 pieces. / μm 2 and the good to be. The number is preferably 300 / μm 2 or less.

本発明では、上記のように表層領域でのＡｌＮ析出物の個数密度をその形状によらずすべてのＡｌＮ析出物の個数密度で規定しているが、本発明の基本的な規定において、表層領域における針状のＡｌＮ析出物のすべてのＡｌＮ析出物に対する個数密度の比、（針状のＡｌＮ析出物の個数密度）／（すべてのＡｌＮ析出物の個数密度）、を０．５０以上としていることを考慮すると、表層領域での「針状の」ＡｌＮ析出物の個数密度は、１５〜５００個／μｍ２の範囲の値となる。 In the present invention, as described above, the number density of AlN precipitates in the surface layer region is defined by the number density of all AlN precipitates regardless of the shape thereof. The ratio of the number density of the needle-like AlN precipitates to all the AlN precipitates at (number density of needle-like AlN precipitates) / (number density of all AlN precipitates) is 0.50 or more. Is taken into consideration, the number density of “acicular” AlN precipitates in the surface layer region is a value in the range of 15 to 500 / μm 2 .

−内層領域におけるＡｌＮ析出物の個数密度−
本発明は、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｌａ、Ｃｅ、ＣａおよびＭｇを添加した際に不可避的に生ずる窒化によるＡｌＮ析出物の形成を背景とし、表層領域のＡｌＮ析出物による悪影響を回避するとともに積極的に活用するものであることは前述の通りである。発明鋼は、鋼板の表面から深さ２０μｍまでの表層領域の特徴で規定できることは既に説明した。これによる効果は、鋼板の表面からの深さが２０μｍ超となる領域のＡｌＮ析出物の状態によらず得られるものではあるが、窒化によるＡｌＮ析出物の形成領域が２０μｍを超えて鋼板の内部にまで及ぶことにメリットはなく、特に磁気特性にとっては好ましいものではない。本発明ではこれを考慮し、鋼板の表面からの深さが２０μｍ超となる領域のＡｌＮ析出物の状態を規定する。これは、鋼板の表面からの深さが２０μｍ超となる領域にまでは窒化により鋼板表面から侵入した窒素原子が十分には到達していない状態を想定するものである。つまり、鋼板の表面からの深さが２０μｍである位置よりも鋼板の中心側の領域（内層領域）では、鋼中の窒素濃度は表層領域の窒素濃度よりも有意に低く、ＡｌＮ析出物の析出量（個数密度および析出径）は十分に小さな値となる。また、窒化によるＡｌＮ析出物がほとんど存在しないことから、形態についても針状であるものは少なく、ＡｌＮ析出物の大部分がアスペクト比５未満の球状の形態を有するものとなる。
本発明は、このような状況を代表するものとして、鋼板の表面からの深さが２０〜４０μｍの内層領域（つまり、鋼板の表面からの深さが２０μｍを超え４０μｍ以内の内層領域）における、ＡｌＮ析出物の個数密度が、３０個／μｍ２未満であることを好ましい形態として規定する。好ましくは１５個／μｍ２未満、さらに好ましくは５個／μｍ２未満である。ＡｌＮ析出物の個数密度の下限は、０個／μｍ２が最も好ましいが、製造上の観点から、０．５個／μｍ２が現実的である。
なお、本発明では定量的な規定はしないが、鋼板の表面からの深さが４０μｍである位置よりもさらに鋼板の中心側の任意の領域についても同様の状況にあることは言うまでもない。 -Number density of AlN precipitates in the inner layer region-
The present invention is based on the formation of AlN precipitates due to nitriding that inevitably occurs when Nd, Pr, La, Ce, Ca and Mg are added. As described above, it is used. It has already been explained that the invention steel can be defined by the characteristics of the surface layer region from the surface of the steel plate to a depth of 20 μm. Although the effect by this is obtained regardless of the state of AlN precipitates in the region where the depth from the surface of the steel plate exceeds 20 μm, the formation region of AlN precipitates by nitriding exceeds 20 μm and the inside of the steel plate There is no merit in extending to, and it is not preferable particularly for the magnetic characteristics. In the present invention, in consideration of this, the state of AlN precipitates in a region where the depth from the surface of the steel sheet exceeds 20 μm is defined. This assumes a state in which the nitrogen atoms that have penetrated from the steel sheet surface by nitriding have not sufficiently reached the region where the depth from the steel sheet surface exceeds 20 μm. That is, in the region closer to the center of the steel plate than the position where the depth from the surface of the steel plate is 20 μm (inner layer region), the nitrogen concentration in the steel is significantly lower than the nitrogen concentration in the surface layer region, and precipitation of AlN precipitates The amount (number density and precipitation diameter) is a sufficiently small value. In addition, since AlN precipitates due to nitriding do not substantially exist, the shape of the AlN precipitates is few, and most of the AlN precipitates have a spherical shape with an aspect ratio of less than 5.
In the present invention, as representative of such a situation, in the inner layer region having a depth of 20 to 40 μm from the surface of the steel plate (that is, the inner layer region having a depth from the surface of the steel plate exceeding 20 μm and within 40 μm), It is defined as a preferred form that the number density of AlN precipitates is less than 30 / μm 2 . Preferably it is less than 15 / μm 2 , more preferably less than 5 / μm 2 . The lower limit of the number density of AlN precipitates, 0 / [mu] m 2 is most preferable, from a manufacturing standpoint, it is 0.5 pieces / [mu] m 2 realistic.
In the present invention, although not quantitatively defined, it goes without saying that an arbitrary region on the center side of the steel sheet is in the same state as the position where the depth from the surface of the steel sheet is 40 μm.

−表層領域における針状のＡｌＮ析出物の平均径−
表層領域における針状のＡｌＮ析出物の平均径は、１０〜３００ｎｍが好ましく、７０〜３００ｎｍがより好ましく、１００〜２５０ｎｍがより好ましい。
「表層領域における針状のＡｌＮ析出物の平均径」とは、表層の２０μｍ×２０μｍの領域内の針状のＡｌＮ析出物について前述のように測定した個々のＡｌＮ析出物の径（長径と短径の平均値）を、領域内のすべての針状のＡｌＮ析出物について平均したものである。注意を要するのは、平均の対象となるのは「針状」のものだけであり、球状（アスペクト比が５未満）またはアスペクト比が１０超のＡｌＮ析出物は平均の対象ではないことである。
針状のＡｌＮ析出物の平均径が小さすぎると、鉄損が悪くなることがある。一方、針状のＡｌＮ析出物の平均径が大きすぎると、表層領域の硬質化が不十分となり打ち抜き加工性が十分に向上しないことがある。よって、針状のＡｌＮ析出物の平均径は、上記範囲が好ましい。 -Average diameter of acicular AlN precipitates in the surface region-
10-300 nm is preferable, as for the average diameter of the acicular AlN precipitate in a surface layer area | region, 70-300 nm is more preferable, and 100-250 nm is more preferable.
“The average diameter of the needle-like AlN precipitates in the surface layer region” means the diameter (major axis and short axis) of the individual AlN precipitates measured as described above for the needle-like AlN precipitates in the 20 μm × 20 μm region of the surface layer. (Average diameter) is averaged over all acicular AlN precipitates in the region. It should be noted that only “needle-shaped” objects are targeted for averaging, and AlN precipitates having a spherical shape (with an aspect ratio of less than 5) or an aspect ratio of more than 10 are not targeted for averaging. .
If the average diameter of the needle-like AlN precipitate is too small, the iron loss may be deteriorated. On the other hand, if the average diameter of the needle-like AlN precipitates is too large, the surface layer region is insufficiently hardened and punching workability may not be sufficiently improved. Therefore, the above range is preferable for the average diameter of the needle-like AlN precipitates.

−平均結晶粒径−
鋼板の表面から深さ２０μｍまでの表層領域における平均結晶粒径は０．１〜１０μｍが好ましい。
本実施形態に係る鋼板は焼鈍での窒化に伴う表層領域でのＡｌＮ析出物の形成のため、表層領域の粒成長が少なからず抑制され表層領域に微細結晶粒が残存することがある。一般的に微細な結晶粒は磁気特性、特に鉄損にとっては好ましからざる状態であるが、微細結晶粒の残存範囲は極表層に限定されるため、この悪影響は比較的小さい。むしろ、本実施形態に係る鋼板においては、上述のＡｌＮ析出物の形態の異方性と相まって、打ち抜き性に有利に作用する。
鋼板の表面から深さ２０μｍまでの表層領域おける平均結晶粒径が上記範囲であると、打ち抜き加工時のバリの発生が抑制され易くなる。 -Average crystal grain size-
The average crystal grain size in the surface layer region from the surface of the steel plate to a depth of 20 μm is preferably from 0.1 to 10 μm.
In the steel sheet according to the present embodiment, the formation of AlN precipitates in the surface layer region accompanying the nitridation by annealing may cause the grain growth in the surface layer region to be suppressed and the fine crystal grains may remain in the surface layer region. In general, fine crystal grains are unfavorable for magnetic properties, particularly iron loss. However, since the remaining range of the fine crystal grains is limited to the extreme surface layer, this adverse effect is relatively small. Rather, in the steel sheet according to the present embodiment, combined with the above-described anisotropy of the form of AlN precipitates, it advantageously acts on punchability.
When the average crystal grain size in the surface layer region from the surface of the steel plate to a depth of 20 μm is in the above range, the generation of burrs during punching is easily suppressed.

平均結晶粒径は、次の方法により測定する。
測定対象の鋼板から、圧延方向及び板厚方向に沿って切断した切断面（以下「Ｌ断面」とも称する）を有する試料を採取する。
次に、試料のＬ断面を鏡面研磨の後、ナイタールエッチングし、Ｌ断面の粒界を腐食させて発現させる。
次に、光学顕微鏡又は走査型顕微鏡（ＳＥＭ）により、試料のＬ断面のうち、鋼板の表面から深さ２０μｍ、幅１０００μｍに相当する領域（つまり、鋼板の表面を一辺とする２０μｍ×１０００μｍの領域）を観察する。
次に、次に、線分法により、観察画像の深さ方向中央（深さ１０μｍの位置）で圧延方向に沿った試験線を引き、結晶粒内を横切る試験線の長さを測定する。
同様の観察を、結晶粒内を横切る試験線の測定数の合計が１００以上、つまり結晶粒径の測定データが１００以上となるような視野数で実施する。そして、得られたすべての試験線の長さの平均値を、表層領域における平均結晶粒径とする。 The average crystal grain size is measured by the following method.
A sample having a cut surface (hereinafter also referred to as “L cross section”) cut along the rolling direction and the plate thickness direction is collected from the steel plate to be measured.
Next, the L cross section of the sample is mirror-polished and then subjected to nital etching, and the grain boundary of the L cross section is corroded to develop.
Next, by an optical microscope or a scanning microscope (SEM), a region corresponding to a depth of 20 μm and a width of 1000 μm from the surface of the steel plate in the L cross section of the sample (that is, a region of 20 μm × 1000 μm with one side of the steel plate surface) ).
Next, by a line segment method, a test line along the rolling direction is drawn at the center of the observation image in the depth direction (at a depth of 10 μm), and the length of the test line crossing the crystal grain is measured.
Similar observations are performed with the number of fields of view such that the total number of test lines measured across the crystal grain is 100 or more, that is, the crystal grain size measurement data is 100 or more. And let the average value of the length of all the obtained test lines be an average crystal grain diameter in a surface layer area | region.

＜無方向性電磁鋼板の製造方法＞
本実施形態に係る電磁鋼板を得るための製造方法は、特に制限はないが、次の（１）〜（４）の工程を有する製造方法が好ましい。次の（１）〜（４）の工程を有する製造方法によれば、上記特性を有する針状のＡｌＮ析出物が表層領域に存在する電磁鋼板が得られる。 <Method for producing non-oriented electrical steel sheet>
Although there is no restriction | limiting in particular in the manufacturing method for obtaining the electromagnetic steel plate which concerns on this embodiment, The manufacturing method which has the process of following (1)-(4) is preferable. According to the manufacturing method having the following steps (1) to (4), an electrical steel sheet in which acicular AlN precipitates having the above characteristics are present in the surface layer region is obtained.

（１）本実施形態に係る電磁鋼板の化学組成となる化学組成を有するスラブを１１８０〜１２８０℃に加熱した後、最終圧延温度時の最終圧延温度９５０〜１２８０℃で熱延する熱延工程
（２）熱延後の熱延板を、巻き取り温度７００〜１０００℃で巻き取る巻き取り工程
（３）巻き取り後の熱延板を、熱延板焼鈍を実施することなく、圧下率７０〜９０％で冷延する冷延工程
（４）均熱温度９５０〜１０５０℃、冷延板に付与する張力１〜５ＭＰａで、かつ少なくとも７５０℃以上の温度域の雰囲気を露点０〜５０℃および窒素分率８０〜９０％とし、冷延後の冷延板を仕上げ焼鈍する仕上げ焼鈍する仕上げ焼鈍工程 (1) A hot rolling process in which a slab having a chemical composition that is the chemical composition of the electrical steel sheet according to the present embodiment is heated to 1180 to 1280 ° C and then hot-rolled at a final rolling temperature of 950 to 1280 ° C at the final rolling temperature ( 2) Winding step of winding the hot-rolled sheet after hot rolling at a winding temperature of 700 to 1000 ° C. (3) The hot-rolled sheet after winding is subjected to a rolling reduction of 70 to 70 without performing hot-rolled sheet annealing. Cold rolling step of 90% cold rolling (4) Soaking temperature of 950 to 1050 ° C, tension applied to cold rolled plate of 1 to 5 MPa, and at least 750 ° C or higher temperature range dew point of 0 to 50 ° C and nitrogen Finish annealing process for finishing annealing to finish annealing the cold-rolled sheet after cold rolling with a fraction of 80-90%

以下、各工程の詳細について説明する。   Details of each step will be described below.

（１）熱延工程
熱延工程では、スラブを１１８０〜１２８０℃（好ましくは１２００〜１２６０℃）に加熱する。
なお、スラブは、次の方法により製出する。まず、転炉、電気炉等により溶製し、さらに必要に応じて真空脱ガス処理して、溶鋼を得る。そして、得られた溶鋼を、連続鋳造または造塊後分塊圧延し、３０〜４００ｍｍ程度の厚さのスラブを製出する。
ここで、スラブの厚さが３０〜７０ｍｍの範囲である薄いスラブ（いわゆる薄スラブ）であれば、以降の熱延工程において、仕上げ圧延前の粗圧延を省略できる。 (1) Hot rolling process In a hot rolling process, a slab is heated to 1180-1280 degreeC (preferably 1200-1260 degreeC).
The slab is produced by the following method. First, it melts with a converter, an electric furnace, etc., and further vacuum degasses as necessary to obtain molten steel. And the obtained molten steel is subjected to continuous casting or ingot-bundling, and a slab having a thickness of about 30 to 400 mm is produced.
Here, if the thickness of the slab is a thin slab (so-called thin slab) in the range of 30 to 70 mm, rough rolling before finish rolling can be omitted in the subsequent hot rolling process.

ここで。スラブの化学組成は、基本的には最終製品である電磁鋼板に相当するものとなるが、本発明は、一般的な製法であれば仕上げ焼鈍工程で窒化が生じることを前提としているため、Ｎ量については、スラブの化学組成は最終製品（本発明鋼板）の含有量よりも０．０００１〜０．００４％程度低いものとなる。本発明においては、最終製品である鋼板の時点でのＮ量を規定しており、この鋼板を製造する際の素材（スラブ）の化学組成は、窒化によるＮ量の上昇を考慮したものとする必要がある。このような組成の変化の考慮自体は、一般的に窒化を意識（活用または抑制）して鋼板を製造している当業者において、これを考慮した設計は日常業務ともいえる程度のものであり、困難なものではない。   here. Although the chemical composition of the slab basically corresponds to the electrical steel sheet that is the final product, the present invention assumes that nitriding occurs in the final annealing process in the case of a general manufacturing method. Regarding the amount, the chemical composition of the slab is about 0.0001 to 0.004% lower than the content of the final product (the steel plate of the present invention). In the present invention, the amount of N at the time of the steel plate which is the final product is defined, and the chemical composition of the material (slab) at the time of manufacturing the steel plate takes into account the increase in the amount of N due to nitriding. There is a need. In consideration of such a change in composition itself, those skilled in the art who manufacture steel sheets while being aware of (utilizing or suppressing) nitriding in general, a design that takes this into consideration can be said to be a daily work, It is not difficult.

次に、加熱されたスラブを圧延する。具体的には、例えば、加熱されたスラブに対して、粗圧延、仕上げ圧延を順次実施する。なお、上述のように粗圧延は省略してもよい。   Next, the heated slab is rolled. Specifically, for example, rough rolling and finish rolling are sequentially performed on the heated slab. Note that rough rolling may be omitted as described above.

仕上げ圧延時の最終圧延温度は、９５０〜１２８０℃（好ましくは１０００〜１１００℃）とする。
最終圧延温度を９５０〜１２８０℃と高温にすることは、後述の熱延板焼鈍を実施しないことと合わせることで、打ち抜き加工性に有利に作用する。この理由は明確ではないが以下のように推測している。最終圧延温度を高温として熱延板焼鈍を実施しない場合、冷延および仕上げ焼鈍後の鋼板の、特に表層領域の結晶方位のランダム化が進行する。針状のＡｌＮ析出物は、ＡｌＮ析出物が仕上げ焼鈍で再結晶した結晶粒の特定の結晶面に沿った方向に優先的に成長することで針状の形態を持つようになると考えられる。表層領域の結晶方位がランダムになることで、表層領域でのＡｌＮ析出物の鋼板面に対する相対的方位もランダムとなる。これにより、打ち抜き加工性時の応力が様々な方向に適度に分散され、母鋼板の破断が容易に進行するものと考えられる。 The final rolling temperature during finish rolling is 950 to 1280 ° C (preferably 1000 to 1100 ° C).
Setting the final rolling temperature as high as 950 to 1280 ° C. has an advantageous effect on the punching workability by being combined with not performing the hot-rolled sheet annealing described later. The reason for this is not clear, but is estimated as follows. When hot rolling sheet annealing is not performed at a high final rolling temperature, randomization of the crystal orientation of the steel sheet after cold rolling and finish annealing, particularly in the surface layer region, proceeds. It is considered that the needle-like AlN precipitate has a needle-like shape by preferentially growing in a direction along a specific crystal plane of the crystal grains recrystallized by finish annealing. By making the crystal orientation of the surface layer region random, the relative orientation of the AlN precipitates in the surface region with respect to the steel plate surface also becomes random. Thereby, it is considered that the stress at the time of punching workability is appropriately dispersed in various directions, and the fracture of the base steel plate easily proceeds.

なお、最終圧延温度（ＦＴ）とは、熱延された圧延板が最終スタンドから排出されたとときの圧延板の表面温度を示す。   The final rolling temperature (FT) indicates the surface temperature of the rolled sheet when the hot-rolled rolled sheet is discharged from the final stand.

仕上げ圧延の圧下率は、特に制限はないが、９２〜９７％が好ましく、９４〜９６％がより好ましい。   The rolling reduction of finish rolling is not particularly limited, but is preferably 92 to 97%, more preferably 94 to 96%.

（巻き取り工程）
巻き取り工程では、例えば、熱延後の熱延板を、コイラーにより巻き取る。
巻き取り温度は、巻き取り温度７００〜１０００℃（好ましくは８００〜９５０℃）とする。
巻き取り温度を７００〜１０００℃と高温にすると、後述の熱延板焼鈍を実施しないことと合わせることで、上記同様に、冷延および仕上げ焼鈍後の鋼板の、特に表層領域の結晶方位のランダム化が進行し、打ち抜き加工性に有利に作用する。 (Winding process)
In the winding process, for example, the hot-rolled sheet after hot rolling is wound by a coiler.
The winding temperature is set to 700 to 1000 ° C. (preferably 800 to 950 ° C.).
When the coiling temperature is set to a high temperature of 700 to 1000 ° C., in combination with the fact that the hot-rolled sheet annealing described later is not performed, the crystal orientation of the steel sheet after cold rolling and finish annealing, particularly in the surface layer region, is random as described above. Progresses and has an advantageous effect on punching workability.

なお、巻き取り温度とは、巻き取られた直後のコイル状の熱延板の表面温度を示す。   In addition, winding-up temperature shows the surface temperature of the coil-shaped hot-rolled board immediately after winding up.

（熱延板焼鈍工程）
本実施形態に係る鋼板の製造においては、上記のように、熱延の最終圧延温度を高温とし、巻き取り温度を高温とし、さらに熱延板焼鈍を実施しないことで、冷延および仕上げ焼鈍後の鋼板の、特に表層領域の結晶方位のランダム化が進行し、打ち抜き加工性に有利に作用する。
また、さらに再加熱工程となる熱延板焼鈍を必要としないことは、エネルギーコストの観点でも有利となる。 (Hot rolled sheet annealing process)
In the production of the steel sheet according to this embodiment, as described above, the final rolling temperature of hot rolling is set to a high temperature, the winding temperature is set to a high temperature, and further, hot rolling sheet annealing is not performed, after cold rolling and finish annealing. The randomization of the crystal orientation of the steel sheet, particularly in the surface region, proceeds, which advantageously affects the punching workability.
Further, it is advantageous from the viewpoint of energy cost that hot-rolled sheet annealing that is a reheating step is not required.

（冷延工程）
冷延工程では、巻き取り後の熱延板を、熱延板焼鈍を実施することなく冷延する。
冷延の圧下率は、７０〜９０％（好ましくは７５〜８９％）とする。
冷延の圧下率を７０〜９０％にすると、粒成長に望ましい集合組織の発達が調整される。 (Cold rolling process)
In the cold rolling process, the hot-rolled sheet after winding is cold-rolled without performing hot-rolled sheet annealing.
The rolling reduction of cold rolling is 70 to 90% (preferably 75 to 89%).
When the reduction ratio of cold rolling is set to 70 to 90%, the development of texture desirable for grain growth is adjusted.

冷延の温度は、特に制限はないが、一般的に０〜３００℃の温度範囲で実施される。   The cold rolling temperature is not particularly limited, but is generally performed in a temperature range of 0 to 300 ° C.

（仕上げ焼鈍工程）
仕上げ焼鈍工程では、冷延後の冷延板を焼鈍する。具体的には、冷延板を昇温し、目的とする温度で均熱した後、冷却する。 (Finish annealing process)
In the final annealing step, the cold-rolled sheet after cold rolling is annealed. Specifically, the cold-rolled plate is heated, soaked at a target temperature, and then cooled.

仕上げ焼鈍の条件は、少なくとも７５０℃以上の温度域、好ましくは６００℃以上の温度域、さらに好ましくは４５０℃以上の温度域について、雰囲気の露点０〜５０℃（好ましくは３０〜４５℃）、雰囲気の窒素分率８０〜９０％（好ましくは８５〜８９％）とする。そして、冷延板に付与する張力１〜５ＭＰａ（好ましくは２〜４．５ＭＰａ）とし、均熱温度（最高到達温度）９５０〜１０５０℃（好ましくは１０００〜１０３０℃）とする。
このような仕上げ焼鈍条件において、ＡｌＮ析出物が本発明にとって好ましい形態になる理由は明確ではないが、この仕上げ焼鈍条件とすると、低温域（例えば８５０℃以下）から乾燥状態で鋼板の表面の酸化が抑制された状況で早期に窒化が進行するため、ＡｌＮ析出物の形成初期段階で特定方向への優先的な選択成長が起きやすくなり、最終的に針状のＡｌＮ析出物の比率が増加するものと思われる。 The conditions for the finish annealing are at least a temperature range of 750 ° C. or higher, preferably a temperature range of 600 ° C. or higher, more preferably a temperature range of 450 ° C. or higher, and a dew point of the atmosphere of 0 to 50 ° C. (preferably 30 to 45 ° C.), The nitrogen fraction of the atmosphere is 80 to 90% (preferably 85 to 89%). And it is set as tension | tensile_strength 1-5 Mpa (preferably 2-4.5 Mpa) provided to a cold-rolled sheet, and it is set as soaking temperature (maximum ultimate temperature) 950-1050 degreeC (preferably 1000-1030 degreeC).
Under such finish annealing conditions, the reason why the AlN precipitate becomes a preferred form for the present invention is not clear, but when this finish annealing condition is used, the surface of the steel sheet is oxidized in a dry state from a low temperature range (for example, 850 ° C. or less). Since nitriding progresses early in a situation where the suppression is suppressed, preferential selective growth in a specific direction is likely to occur at an early stage of formation of AlN precipitates, and finally the ratio of acicular AlN precipitates increases. It seems to be.

冷延板に付与する張力は、仕上げ焼鈍炉の入り口側のローラと出口側のローラとの間で付与される張力である。   The tension applied to the cold-rolled sheet is a tension applied between the roller on the entrance side and the roller on the exit side of the finish annealing furnace.

他の仕上げ焼鈍の条件としては、特に制限はないが、冷延板の昇温速度１０〜３００℃／ｓ（好ましくは２０〜１５０℃／ｓ）、均熱時間１０〜６０ｓ（好ましくは１５〜３０ｓ）、冷却速度度１〜２０℃／ｓ（好ましくは５〜１５℃／ｓ）とすることがよい。   Other finish annealing conditions are not particularly limited, but the temperature increase rate of the cold-rolled sheet is 10 to 300 ° C./s (preferably 20 to 150 ° C./s), and the soaking time is 10 to 60 s (preferably 15 to 30 s) and a cooling rate of 1 to 20 ° C./s (preferably 5 to 15 ° C./s).

なお、本実施形態に係る電磁鋼板を得るために、上記の工程以外に、従来の電磁鋼板の製造工程と同様のその他の工程を設けてもよい。その他の工程の各条件は、従来の電磁鋼板の製造工程と同様の条件を採用してもよい。具体的には、例えば、仕上げ焼鈍工程後の鋼板（電磁鋼板）の表面に絶縁皮膜を設ける絶縁皮膜形成工程を有していてもよい。   In addition, in order to obtain the electrical steel sheet according to the present embodiment, other processes similar to the manufacturing process of the conventional electrical steel sheet may be provided in addition to the above processes. The other conditions may be the same as those in the conventional manufacturing process of electromagnetic steel sheets. Specifically, you may have the insulating film formation process which provides an insulating film on the surface of the steel plate (electromagnetic steel plate) after a finish annealing process, for example.

絶縁皮膜の形成方法は特に限定されないが、例えば、樹脂または無機物を溶剤に溶解した絶縁皮膜形成用組成物を調製し、絶縁皮膜形成用組成物を、鋼板表面に公知の方法で均一に塗布することにより絶縁皮膜を形成することができる。   The method for forming the insulating film is not particularly limited. For example, an insulating film forming composition in which a resin or an inorganic substance is dissolved in a solvent is prepared, and the insulating film forming composition is uniformly applied to the steel sheet surface by a known method. Thus, an insulating film can be formed.

以上の工程を有する製造方法によって、本実施形態に係る電磁鋼板が得られる。   The electrical steel sheet according to the present embodiment is obtained by the manufacturing method having the above steps.

＜用途＞
本実施形態に係る無方向性電磁鋼板は、電気機器の各種コア材料、特に、回転機、中小型変圧器、電装品等のモータのコア材料として好適に適用できる。 <Application>
The non-oriented electrical steel sheet according to the present embodiment can be suitably applied as various core materials for electrical equipment, in particular, as core materials for motors such as rotating machines, small and medium-sized transformers, and electrical components.

＜モータコアおよびその製造方法＞
以下、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板をモータコアに適用する場合について説明する。
本実施形態に係るモータコアは、本実施形態に係る電磁鋼板が積層された形態が挙げられる。この場合、モータコアを構成する鋼板は、打ち抜き前に本実施形態に係る電磁鋼板の特徴を有したものである必要はない。言い換えれば、モータコア用に使用する素材としての鋼板は、本実施形態に係る電磁鋼板の特徴を有したものである必要はなく、最終的にモータコアを構成する鋼板が本実施形態に係る電磁鋼板であればよい。つまり、素材としての鋼板の打ち抜き、積層一体化、さらにコア製造工程において歪取り焼鈍などの必要に応じた熱処理を実施し、最終的にモータコアを構成する鋼板が、本実施形態に係る電磁鋼板として表層領域のＡｌＮ析出物に関する規定の範囲内となる特徴を有していれば良い。最終的にモータコアを構成する鋼板が本実施形態に係る電磁鋼板に相当する特徴を有していれば、少なくとも表層領域のＡｌＮ析出物に起因する鉄損に関しての工業的なメリットを得ることが可能である。
さらに、本実施形態に係る無方向性電磁鋼板を打ち抜いて、打ち抜き部材（鋼板ブランク）を作製し、この打ち抜き部材を積層一体化したモータコアが挙げられる。この場合は、モータコアの製造過程で熱処理が実施されなければ、素材の鋼板が有していた表層領域のＡｌＮ析出物に関する特徴は、モータコアを構成する鋼板にそのまま継承されることになる。結果として、モータコアにおいて表層領域のＡｌＮ析出物に起因する鉄損に関しての工業的なメリットを得ることが可能である。また、この例においては、モータコアの製造過程で必要に応じて熱処理を実施すると、素材の鋼板が有していた表層領域のＡｌＮ析出物に関する特徴が変化する状況が考えられる。熱処理を含めたモータコア製造工程を経て、最終的にモータコアを構成する鋼板が本実施形態に係る電磁鋼板の特徴の範囲内にとどまるものであれば、モータコアにおいて表層領域のＡｌＮ析出物に起因する鉄損に関しての工業的なメリットを得ることが可能である。モータコアの製造過程で実施する熱処理の条件次第では、最終的にモータコアを構成する鋼板は本実施形態に係る電磁鋼板の特徴を満たさないものにもなりうるが、モータコアを構成する鋼板の最終的な特徴によらず、モータコアの製造の打ち抜き工程において表層領域のＡｌＮ析出物に起因する打ち抜き性に関しての工業的なメリットを得ることが可能である。 <Motor core and manufacturing method thereof>
Hereinafter, the case where the non-oriented electrical steel sheet according to the present embodiment is applied to a motor core will be described.
As for the motor core which concerns on this embodiment, the form on which the electromagnetic steel plate which concerns on this embodiment was laminated | stacked is mentioned. In this case, the steel plate constituting the motor core does not have to have the characteristics of the electromagnetic steel plate according to the present embodiment before punching. In other words, the steel plate as the material used for the motor core does not need to have the characteristics of the electromagnetic steel plate according to the present embodiment, and the steel plate that finally constitutes the motor core is the electromagnetic steel plate according to the present embodiment. I just need it. In other words, the steel sheet as a raw material is subjected to heat treatment as necessary, such as punching out of steel sheets, stacking integration, and strain relief annealing in the core manufacturing process, and the steel sheet that finally constitutes the motor core is the electromagnetic steel sheet according to this embodiment. What is necessary is just to have the characteristic which becomes in the prescription | regulation range regarding the AlN precipitate of a surface layer area | region. If the steel plate that finally constitutes the motor core has characteristics corresponding to the electromagnetic steel plate according to the present embodiment, it is possible to obtain at least an industrial merit regarding iron loss caused by AlN precipitates in the surface layer region. It is.
Furthermore, the non-oriented electrical steel sheet which concerns on this embodiment is punched, the punching member (steel plate blank) is produced, and the motor core which laminated | stacked and integrated this punching member is mentioned. In this case, if heat treatment is not performed in the manufacturing process of the motor core, the characteristics regarding the AlN precipitates in the surface layer region that the material steel plate has have been directly inherited by the steel plate constituting the motor core. As a result, it is possible to obtain an industrial merit regarding iron loss due to AlN precipitates in the surface layer region in the motor core. Further, in this example, when heat treatment is performed as necessary in the manufacturing process of the motor core, it is conceivable that the characteristics regarding the AlN precipitates in the surface layer region that the steel plate of the material has changed. If the steel sheet that finally forms the motor core after the motor core manufacturing process including heat treatment remains within the range of the characteristics of the electromagnetic steel sheet according to the present embodiment, iron resulting from AlN precipitates in the surface layer region in the motor core It is possible to obtain industrial merits regarding loss. Depending on the conditions of the heat treatment performed in the manufacturing process of the motor core, the steel plate that finally constitutes the motor core may not satisfy the characteristics of the electromagnetic steel plate according to the present embodiment, but the final steel plate that constitutes the motor core Regardless of the characteristics, it is possible to obtain industrial merit in terms of punchability caused by AlN precipitates in the surface layer region in the punching process of manufacturing the motor core.

本実施形態に係るモータコアは、一例として、図１に示すモータコアが挙げられる。
図１は、分割コアの一例を表す模式図である。図１に示すように、モータコア１００は、８枚の分割コア用の打ち抜き部材１１を円環状に連結し、円環状に連結した打ち抜き部材１１を８層に積層して一体化した積層体１３として形成されている。分割コア用の打ち抜き部材１１は、電磁鋼板に打ち抜き加工が施され、円弧上のヨーク部１７と、ヨーク部１７の内周面から径方向内側に向かって突出しているティース部１５とを備えている。なお、モータコア１００は、図１に示すモータコア１００を形成する打ち抜き部材１１の形状、個数、積層数などに限らず、目的に応じて設計すればよい。 An example of the motor core according to the present embodiment is the motor core shown in FIG.
FIG. 1 is a schematic diagram illustrating an example of a split core. As shown in FIG. 1, the motor core 100 is a laminated body 13 in which eight divided core punching members 11 are connected in an annular shape, and the annularly connected punching members 11 are stacked and integrated into eight layers. Is formed. The punching member 11 for a split core is provided with a yoke part 17 on a circular arc and a teeth part 15 projecting radially inward from the inner peripheral surface of the yoke part 17 by punching a magnetic steel sheet. Yes. The motor core 100 is not limited to the shape, the number, the number of layers, and the like of the punching member 11 forming the motor core 100 shown in FIG.

以上、図１に示すモータコアについて説明したが、本実施形態に係るモータコアはこれに限定されるものではない。   The motor core shown in FIG. 1 has been described above, but the motor core according to the present embodiment is not limited to this.

次に、モータコアのメリットをその製造方法との関連で説明する。
本実施形態に係るモータコアの製造方法は、特に限定されず、通常工業的に採用されている製造方法によって製造すればよい。
以下、本実施形態に係るモータコアの好ましい製造方法の一例について説明する。
本実施形態に係るモータコアの好ましい製造方法の一例は、本実施形態に係る電磁鋼板に、打ち抜き加工を施して打ち抜き部材を得る打ち抜き工程と、打ち抜き部材を積層する積層工程と、を有する。 Next, the merit of the motor core will be described in relation to the manufacturing method.
The manufacturing method of the motor core according to the present embodiment is not particularly limited, and may be manufactured by a manufacturing method that is usually employed industrially.
Hereinafter, an example of a preferable manufacturing method of the motor core according to the present embodiment will be described.
An example of a preferable manufacturing method of the motor core according to the present embodiment includes a punching process for punching the electromagnetic steel sheet according to the present embodiment to obtain a punched member, and a laminating process for stacking the punched members.

（打ち抜き工程）
まず、本実施形態の電磁鋼板を、目的に応じて、ティース部とヨーク部とを有する所定の形状に打ち抜き、積層枚数等に応じて、所定の枚数の打ち抜き部材を作製する。電磁鋼板を打ち抜いて、打ち抜き部材を作成する方法は特に限定されず、従来公知のいずれの方法を採用してもよい。
なお、打ち抜き部材は、所定の形状に打ち抜かれるときに、打ち抜き部材を積層して固定するための凹凸部を形成してもよい。
「本実施形態の電磁鋼板」を素材として使用することで、打ち抜きの際のバリ発生を十分に抑制することが可能となる。 (Punching process)
First, the electromagnetic steel sheet according to the present embodiment is punched into a predetermined shape having a teeth portion and a yoke portion according to the purpose, and a predetermined number of punched members are manufactured according to the number of stacked layers. The method of punching the electromagnetic steel sheet to create the punched member is not particularly limited, and any conventionally known method may be employed.
The punching member may form an uneven portion for stacking and fixing the punching member when punching into a predetermined shape.
By using “the electrical steel sheet of the present embodiment” as a material, it is possible to sufficiently suppress the generation of burrs during punching.

（積層工程）
打ち抜き工程で作成した打ち抜き部材を積層することによりモータコアが得られる。具体的には、ティース部とヨーク部とを有する所定の形状の分割コア用の打ち抜き部材を、所定枚数組み合わせて円環状に連結させ、これを積層する。
なお、積層した打ち抜き部材を固定する方法は、特に限定されず、従来公知のいずれの方法を採用してもよい。例えば、打ち抜き部材に、公知の接着剤を塗布して接着剤層を形成し、接着剤層を介して固定してもよい。また、かしめ加工を適用して、各々の打ち抜き部材に形成された凹凸部を機械的に相互に嵌め合わして固定してもよい。 (Lamination process)
A motor core is obtained by laminating the punched members created in the punching process. Specifically, a predetermined number of divided core punching members having teeth and yokes are combined in a circular shape and stacked.
The method for fixing the stacked punched members is not particularly limited, and any conventionally known method may be employed. For example, a known adhesive may be applied to the punched member to form an adhesive layer, which may be fixed via the adhesive layer. Moreover, the uneven | corrugated | grooved part formed in each punching member may be mechanically fitted and fixed by applying caulking.

また、本実施形態に係るモータコアは、積層する前の打ち抜き部材に、または打ち抜き部材を積層した後に、特定条件（加熱速度：３０℃／ｈｒ〜５００℃／ｈｒ、最高到達温度：７５０℃〜８５０℃、７５０℃以上での保持時間：０．５時間〜１００時間）で熱処理（歪取り焼鈍）を施してもよい。この熱処理を行うことで、モータコアは、不要な歪が解放され、低鉄損化が図られる。
注意を要するのは、この熱処理は鋼板中のＡｌＮ析出物の形態を変化させるのに十分なものである点である。この熱処理後にも、コアを構成する鋼板が、打ち抜き前の素材が有していた本実施形態に係る鋼板の特徴である「表層領域での針状ＡｌＮ析出物」に関する特徴を維持していれば、表層領域に比較的多量のＡｌＮ析出物を有する鋼板で構成されたコアであっても、素材とした本実施形態に係る鋼板の磁気特性上の効果である低鉄損のメリットを享受することが可能である。一方、上記熱処理が高温長時間となると、針状ＡｌＮ析出物は球状化してしまい、「針状ＡｌＮ析出物であるメリット」は失われるが、同時に十分な粗大化も進行するため、鉄損への悪影響を問題とする必要がなくなる。 In addition, the motor core according to the present embodiment has a specific condition (heating rate: 30 ° C./hr to 500 ° C./hr, maximum temperature reached: 750 ° C. to 850 ° C., on the punched member before lamination or after the punching member is laminated. (Holding time at 750 ° C. or higher: 0.5 hour to 100 hours) may be subjected to heat treatment (strain relief annealing). By performing this heat treatment, unnecessary distortion is released from the motor core, and iron loss is reduced.
It should be noted that this heat treatment is sufficient to change the morphology of AlN precipitates in the steel sheet. Even after this heat treatment, if the steel sheet constituting the core maintains the characteristics related to the “needle-like AlN precipitates in the surface layer region”, which is the characteristic of the steel sheet according to the present embodiment that the material before punching had. Even if the core is composed of a steel plate having a relatively large amount of AlN precipitates in the surface layer region, the advantage of low iron loss that is an effect on the magnetic properties of the steel plate according to the present embodiment as a raw material can be enjoyed. Is possible. On the other hand, when the heat treatment is carried out at a high temperature for a long time, the acicular AlN precipitates are spheroidized and the “merit of acicular AlN precipitates” is lost, but at the same time, sufficient coarsening proceeds, leading to iron loss. It is no longer necessary to consider the adverse effects of.

以下、実施例を例示して、本発明を具体的に説明するが、本発明はこれに限定されるものではない。当業者であれば、特許請求の範囲に記載された思想の範疇内において、各種の変更例または修正例に想到し得ることは明らかであり、それらについても当然に本発明の技術的範囲に属するものと了解される。   Hereinafter, the present invention will be specifically described with reference to examples, but the present invention is not limited thereto. It is obvious for those skilled in the art that various modifications or modifications can be conceived within the scope of the idea described in the claims, and these naturally belong to the technical scope of the present invention. It is understood.

＜実施例１＞
表１に示す化学組成のスラブを、表２に示す加熱温度で加熱し、厚みが４０ｍｍになるように粗熱延する。その後、粗熱延板を、表２に示す最終圧延温度、圧下率９５．５％（板厚４０ｍｍ→板厚１．８ｍｍ）で仕上げ熱延する。
そして、熱延板を、表２に示す巻取り温度で巻き取る。
次に、巻き取られた圧延板を、表２に示す圧下率で冷延する。
次に、冷延板を、昇温速度７０℃／ｓ、表２に示す均熱温度、均熱時間３０ｓ、冷却速度１００℃／ｓ、表２に示す雰囲気（露点、窒素分率、水素分率）、表２に示す張力（冷延板に付与する張力）で焼鈍する。なお、少なくとも７５０℃以上の温度域で表２に示す雰囲気とした。
以上の工程を経て、試験例Ｎｏ．１〜２７の無方向性電磁鋼板を得た。
なお、得られた無方向性電磁鋼板のＮ量（表中「製品Ｎ量」と表記）を表３に示す。 <Example 1>
The slab having the chemical composition shown in Table 1 is heated at the heating temperature shown in Table 2 and roughly hot-rolled so that the thickness becomes 40 mm. Thereafter, the hot rolled sheet is hot-rolled by finish rolling at a final rolling temperature shown in Table 2 and a reduction ratio of 95.5% (plate thickness 40 mm → plate thickness 1.8 mm).
Then, the hot-rolled sheet is wound at the winding temperature shown in Table 2.
Next, the wound rolled sheet is cold-rolled at the rolling reduction shown in Table 2.
Next, the cold rolled sheet was heated at a rate of temperature rise of 70 ° C./s, the soaking temperature shown in Table 2, the soaking time of 30 s, the cooling rate of 100 ° C./s, and the atmosphere shown in Table 2 (dew point, nitrogen fraction, hydrogen content) Rate), and annealing shown in Table 2 (tension applied to the cold-rolled sheet). In addition, it was set as the atmosphere shown in Table 2 in the temperature range of 750 degreeC or more at least.
Through the above steps, Test Example No. 1-27 non-oriented electrical steel sheets were obtained.
In addition, Table 3 shows the N amount (expressed as “product N amount” in the table) of the obtained non-oriented electrical steel sheet.

＜各種測定＞
得られた各無方向性電磁鋼板のＡｌＮ析出物について、次の測定を既述の方法に従って実施する。結果を表３に示す。
１）鋼板の表面から深さ２０μｍまでの表層領域における、すべてのＡｌＮ析出物に対する針状のＡｌＮ析出物の個数密度の比（針状のＡｌＮ析出物の個数密度）／（すべてのＡｌＮ析出物の個数密度）（表中「ＡｌＮ比（針状／全ＡｌＮ）」と表記）
２）鋼板の表面からの深さが２０〜４０μｍの内層領域における、すべてのＡｌＮ析出物の個数密度（表中「全ＡｌＮの個数密度」と表記）
３）鋼板の表面から深さ２０μｍまでの表層領域における平均結晶粒径
４）鋼板の表面から深さ２０μｍまでの表層領域における、針状のＡｌＮ析出物の平均径（表中「針状ＡｌＮの平均径」と表記）
５）鋼板の表面からの深さが２０〜４０μｍの内層領域における、すべてのＡｌＮ析出物の個数密度（表中「全ＡｌＮの個数密度」と表記） <Various measurements>
About the AlN precipitate of each obtained non-oriented electrical steel sheet, the following measurement is implemented according to the above-mentioned method. The results are shown in Table 3.
1) Ratio of the number density of acicular AlN precipitates to all AlN precipitates in the surface layer region from the surface of the steel plate to a depth of 20 μm (number density of acicular AlN precipitates) / (all AlN precipitates) Number density) (denoted as “AlN ratio (needle / total AlN)” in the table)
2) Number density of all AlN precipitates in the inner layer region having a depth of 20 to 40 μm from the surface of the steel sheet (expressed as “number density of all AlN” in the table)
3) Average crystal grain size in the surface layer region from the surface of the steel plate to a depth of 20 μm 4) Average diameter of acicular AlN precipitates in the surface layer region from the surface of the steel plate to a depth of 20 μm (“Acicular AlN in the table” (Indicated as “average diameter”)
5) Number density of all AlN precipitates in the inner layer region having a depth of 20 to 40 μm from the surface of the steel sheet (denoted as “number density of all AlN” in the table)

また、得られた各無方向性電磁鋼板の鉄損（Ｗ１５／５０）の測定、打ち抜き試験を実施する。 Further, the iron loss (W 15/50 ) of each non-oriented electrical steel sheet obtained is measured and a punching test is performed.

鉄損（Ｗ１５／５０）は、圧延方向に沿う方向（０°）、及び圧延方向に沿う方向と垂直な方向（９０°）の平均の鉄損であり、最大磁束密度１．５Ｔ、周波数５０Ｈｚの条件下で測定する。 The iron loss (W 15/50 ) is an average iron loss in the direction along the rolling direction (0 °) and in the direction perpendicular to the direction along the rolling direction (90 °), and has a maximum magnetic flux density of 1.5 T and a frequency. Measure under 50Hz condition.

打ち抜き性は、仕上げ焼鈍板にアクリル樹脂エマルジョン、クロム酸マグネシウムおよびホウ酸の混合物からなる一般的な半有機の絶縁皮膜（膜厚０．５μｍ）を塗布した絶縁被膜付き電磁鋼板に対して、１５ｍｍφの打ち抜き金型を用いて、クリアランス７％で３０万回の打ち抜きを行い、その時点で発生するバリ高さで評価した。   The punching property is 15mmφ for a magnetic steel sheet with an insulating coating in which a general semi-organic insulating coating (thickness 0.5 μm) made of a mixture of acrylic resin emulsion, magnesium chromate and boric acid is applied to a finish annealed plate. Using this punching die, punching was performed 300,000 times with a clearance of 7%, and the burr height generated at that time was evaluated.

本実施形態に係る電磁鋼板に該当する発明例は、比較例に比べ、Ｎｄ、Ｐｒ、Ｌａ、Ｃｅ、ＣａおよびＭｇの少なくとも１種を含有しても、鉄損の悪化が抑制されていることがわかる。また、打ち抜き加工性も良好である。   The invention example corresponding to the electrical steel sheet according to the present embodiment suppresses the deterioration of the iron loss even when it contains at least one of Nd, Pr, La, Ce, Ca and Mg as compared with the comparative example. I understand. Moreover, the punching workability is also good.

１１ 打ち抜き部材、１３ 積層体、１５ ティース部、１７ ヨーク部、１００ モータコア   11 Punching member, 13 Laminated body, 15 Teeth part, 17 Yoke part, 100 Motor core

Claims (8)

質量％で、
Ｃ ：０．００１０〜０．００５０％、
Ｓｉ：２．５〜５．０％、
Ａｌ：０．０２〜２．００％、
Ｍｎ：０．１０〜２．００％、
Ｎ ：０．００１０〜０．００５０％、
Ｐ ：０．０２００％以下、
Ｓ ：０．００５０％以下、並びに
残部：Ｆｅおよび不純物を含有し、かつＮｄ、Ｐｒ、Ｌａ、Ｃｅ、ＣａおよびＭｇの少なくとも１種を合計量で０．００１０〜０．１０００％含有する化学組成を有し、
鋼板の表面から深さ２０μｍまでの表層領域において、すべてのＡｌＮ析出物に対する針状のＡｌＮ析出物の個数密度の比
（針状のＡｌＮ析出物の個数密度）／（すべてのＡｌＮ析出物の個数密度）
が、０．５０以上である無方向性電磁鋼板。 % By mass
C: 0.0010 to 0.0050%,
Si: 2.5-5.0%,
Al: 0.02-2.00%,
Mn: 0.10 to 2.00%,
N: 0.0010 to 0.0050%,
P: 0.0200% or less,
S: 0.0050% or less, and the balance: chemical composition containing Fe and impurities and containing at least one of Nd, Pr, La, Ce, Ca and Mg in a total amount of 0.0010 to 0.1000% Have
Ratio of number density of needle-like AlN precipitates to all AlN precipitates in the surface layer region from the surface of the steel plate to a depth of 20 μm (number density of needle-like AlN precipitates) / (number of all AlN precipitates) density)
Is a non-oriented electrical steel sheet of 0.50 or more. 鋼板の表面から深さ２０μｍまでの表層領域における、すべてのＡｌＮ析出物の個数密度が、３０〜５００個／μｍ２である請求項１に記載の無方向性電磁鋼板。 2. The non-oriented electrical steel sheet according to claim 1, wherein the number density of all AlN precipitates in the surface layer region from the surface of the steel sheet to a depth of 20 μm is 30 to 500 / μm 2 . 鋼板の表面からの深さが２０〜４０μｍの内層領域における、すべてのＡｌＮ析出物の個数密度が、３０個／μｍ２未満である請求項１又は請求項２に記載の無方向性電磁鋼板。 The non-oriented electrical steel sheet according to claim 1 or 2 , wherein the number density of all AlN precipitates in the inner layer region having a depth from the surface of the steel sheet of 20 to 40 µm is less than 30 pieces / µm 2 . 鋼板の表面から深さ２０μｍまでの表層領域における、前記針状のＡｌＮ析出物の平均径が１０〜３００ｎｍである請求項１〜請求項３のいずれか１項に記載の無方向性電磁鋼板。   The non-oriented electrical steel sheet according to any one of claims 1 to 3, wherein an average diameter of the acicular AlN precipitates in a surface layer region from the surface of the steel sheet to a depth of 20 µm is 10 to 300 nm. 鋼板の表面から深さ２０μｍまでの表層領域における、平均結晶粒径が０．１〜１０μｍである請求項１〜請求項４のいずれか１項に記載の無方向性電磁鋼板。   The non-oriented electrical steel sheet according to any one of claims 1 to 4, wherein an average crystal grain size in a surface layer region from the surface of the steel sheet to a depth of 20 µm is 0.1 to 10 µm. スラブを１１８０〜１２８０℃に加熱した後、仕上げ圧延時の最終圧延温度９５０〜１２８０℃で熱延する熱延工程と、
熱延後の熱延板を、巻き取り温度７００〜１０００℃で巻き取る巻き取り工程と、
巻き取り後の熱延板を、熱延板焼鈍を実施することなく、圧下率７０〜９０％で冷延する冷延工程と、
均熱温度９５０〜１０５０℃、冷延板に付与する張力１〜５ＭＰａで、かつ少なくとも７５０℃以上の温度域の雰囲気を露点０〜５０℃および窒素分率８０〜９０％とし、冷延後の冷延板を仕上げ焼鈍する仕上げ焼鈍工程と、
を有する請求項１〜請求項５のいずれか１項に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。 A hot rolling process in which the slab is heated to 1180-1280 ° C and then hot-rolled at a final rolling temperature of 950-1280 ° C during finish rolling;
A winding step of winding the hot-rolled sheet after hot rolling at a winding temperature of 700 to 1000 ° C .;
A cold-rolling step of cold-rolling the hot-rolled sheet after winding at a rolling reduction of 70 to 90% without carrying out hot-rolled sheet annealing;
A soaking temperature of 950 to 1050 ° C., a tension of 1 to 5 MPa applied to the cold-rolled plate, and an atmosphere in a temperature range of at least 750 ° C. or more with a dew point of 0 to 50 ° C. and a nitrogen fraction of 80 to 90%, A finish annealing process to finish anneal the cold-rolled sheet;
The manufacturing method of the non-oriented electrical steel sheet of any one of Claims 1-5 which has these. 請求項１〜請求項５のいずれか１項に記載の無方向性電磁鋼板を積層したモータコア。   The motor core which laminated | stacked the non-oriented electrical steel sheet of any one of Claims 1-5. 請求項１〜請求項５のいずれか１項に記載の無方向性電磁鋼板に打ち抜き加工を施して打ち抜き部材を得る打ち抜き工程と、
前記打ち抜き部材を積層する積層工程と、
を有するモータコアの製造方法。 A punching process of punching the non-oriented electrical steel sheet according to any one of claims 1 to 5 to obtain a punched member;
A laminating step of laminating the punched member;
The manufacturing method of the motor core which has this.
JP2018068135A 2018-03-30 2018-03-30 Non-oriented electrical steel sheet and its manufacturing method, and motor core and its manufacturing method Active JP7159592B2 (en)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2018068135A JP7159592B2 (en) 2018-03-30 2018-03-30 Non-oriented electrical steel sheet and its manufacturing method, and motor core and its manufacturing method

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2018068135A JP7159592B2 (en) 2018-03-30 2018-03-30 Non-oriented electrical steel sheet and its manufacturing method, and motor core and its manufacturing method

Publications (2)

Publication Number Publication Date
JP2019178372A true JP2019178372A (en) 2019-10-17
JP7159592B2 JP7159592B2 (en) 2022-10-25

Family

ID=68277965

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
JP2018068135A Active JP7159592B2 (en) 2018-03-30 2018-03-30 Non-oriented electrical steel sheet and its manufacturing method, and motor core and its manufacturing method

Country Status (1)

Country Link
JP (1) JP7159592B2 (en)

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2024070807A1 (en) * 2022-09-29 2024-04-04 日本製鉄株式会社 Non-oriented electromagnetic steel sheet, iron core, method for producing iron core, motor, and method for producing motor

Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH06330260A (en) * 1993-05-26 1994-11-29 Nkk Corp Non-oriented silicon steel sheet for high-frequency excellent in core loss property
JP2004169141A (en) * 2002-11-21 2004-06-17 Nippon Steel Corp Production process of high-grade non-oriented magnetic steel sheet
JP2006131963A (en) * 2004-11-08 2006-05-25 Nippon Steel Corp High-grade non-oriented electromagnetic steel sheet having stable magnetic property, and manufacturing method therefor
JP2008260980A (en) * 2007-04-10 2008-10-30 Nippon Steel Corp Method for producing high-grade non-oriented electrical steel sheet
KR20110005583A (en) * 2009-07-10 2011-01-18 주식회사 포스코 High strength non-oriented electrical steel sheet and method for manufacturing the same
JP2015515539A (en) * 2012-03-02 2015-05-28 バオシャン アイアン アンド スティール カンパニー リミテッド Non-oriented silicon steel and method for producing the same

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH06330260A (en) * 1993-05-26 1994-11-29 Nkk Corp Non-oriented silicon steel sheet for high-frequency excellent in core loss property
JP2004169141A (en) * 2002-11-21 2004-06-17 Nippon Steel Corp Production process of high-grade non-oriented magnetic steel sheet
JP2006131963A (en) * 2004-11-08 2006-05-25 Nippon Steel Corp High-grade non-oriented electromagnetic steel sheet having stable magnetic property, and manufacturing method therefor
JP2008260980A (en) * 2007-04-10 2008-10-30 Nippon Steel Corp Method for producing high-grade non-oriented electrical steel sheet
KR20110005583A (en) * 2009-07-10 2011-01-18 주식회사 포스코 High strength non-oriented electrical steel sheet and method for manufacturing the same
JP2015515539A (en) * 2012-03-02 2015-05-28 バオシャン アイアン アンド スティール カンパニー リミテッド Non-oriented silicon steel and method for producing the same

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2024070807A1 (en) * 2022-09-29 2024-04-04 日本製鉄株式会社 Non-oriented electromagnetic steel sheet, iron core, method for producing iron core, motor, and method for producing motor

Also Published As

Publication number Publication date
JP7159592B2 (en) 2022-10-25

Similar Documents

Publication Publication Date Title
US11279985B2 (en) Non-oriented electrical steel sheet
JP6891682B2 (en) Electrical steel sheet and its manufacturing method, rotor motor core and its manufacturing method, stator motor core and its manufacturing method, and motor core manufacturing method
KR102095142B1 (en) Non-oriented electrical steel sheet and production method thereof
JP6628016B1 (en) Non-oriented electrical steel sheet
JP2017057462A (en) Non-oriented magnetic electromagnetic steel sheet and manufacturing method therefor
JP6880920B2 (en) Non-oriented electrical steel sheet and its manufacturing method, and motor core and its manufacturing method
JP7159593B2 (en) Non-oriented electrical steel sheet and its manufacturing method, and motor core and its manufacturing method
JP7180700B2 (en) Non-oriented electrical steel sheet
TWI550104B (en) Nonoriented electromagnetic steel sheet with excellent high frequency core loss property
JP2009167480A (en) Method for producing non-oriented electrical steel sheet for etching-process, and method for manufacturing motor core
JP5671872B2 (en) Non-oriented electrical steel sheet and manufacturing method thereof
JP7159592B2 (en) Non-oriented electrical steel sheet and its manufacturing method, and motor core and its manufacturing method
JP7243938B1 (en) Non-oriented electrical steel sheet, iron core, iron core manufacturing method, motor, and motor manufacturing method
JP7119519B2 (en) Non-oriented electrical steel sheet, stator core, rotor core and manufacturing method thereof
WO2023008514A1 (en) Non-oriented electrical steel sheet, iron core, iron core manufacturing method, and motor manufacturing method
JP2008202070A (en) Non-oriented electrical steel sheet and its manufacturing method
KR20210125073A (en) non-oriented electrical steel sheet
JP3799878B2 (en) Electrical steel sheet and method for manufacturing the same
JP2003055746A (en) Nonoriented silicon steel sheet and production method therefor
JP6617857B1 (en) Non-oriented electrical steel sheet and manufacturing method thereof
JP7303476B2 (en) Non-oriented electrical steel sheet, motor core, method for manufacturing non-oriented electrical steel sheet, and method for manufacturing motor core
JP7352057B2 (en) Non-oriented electrical steel sheet and its manufacturing method, motor core and its manufacturing method
WO2022210890A1 (en) Non-oriented electromagnetic steel sheet and manufacturing method therefor
JP2004162081A (en) Method for producing non-oriented magnetic steel sheet for spiral core

Legal Events

Date Code Title Description
A521 Request for written amendment filed

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523

Effective date: 20191121

A621 Written request for application examination

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621

Effective date: 20201106

A977 Report on retrieval

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007

Effective date: 20210812

A131 Notification of reasons for refusal

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131

Effective date: 20210824

A521 Request for written amendment filed

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523

Effective date: 20211021

A131 Notification of reasons for refusal

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131

Effective date: 20220222

A521 Request for written amendment filed

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523

Effective date: 20220412

TRDD Decision of grant or rejection written
A01 Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model)

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01

Effective date: 20220913

A61 First payment of annual fees (during grant procedure)

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61

Effective date: 20220926

R151 Written notification of patent or utility model registration

Ref document number: 7159592

Country of ref document: JP

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R151