JP2003253336A - Process for manufacturing grain-oriented magnetic steel sheet having excellent surface quality and high magnetic flux density - Google Patents

Abstract

<P>PROBLEM TO BE SOLVED: To provide a process for manufacturing a grain-oriented magnetic steel sheet having an excellent surface quality and a high magnetic flux density. <P>SOLUTION: A Bi-containing material is introduced into molten steel which contains 0.01-0.15% C, 2.5-5.5% Si and 0.03-3.0% Mn and has a flow rate of ≥70 g/(scm<SP>2</SP>) to obtain a slab containing 0.002-0.08% Bi through continuous casting. The slab is subjected to rough rolling and subsequently to finish rolling by a tandem mill at 800-1,150°C wherein the cumulative rolling reduction in the first four stages comprising first to fourth stands is 70-95%. Next, the slab is successively subjected to cold rolling, primary recrystallization annealing and final finish rolling to obtain the grain-oriented magnetic steel sheet having an excellent surface quality and a high magnetic flux density. <P>COPYRIGHT: (C)2003,JPO

Description

【発明の詳細な説明】Detailed Description of the Invention

【０００１】[0001]

【発明の属する技術分野】本発明は、変圧器などの鉄心
に用いられる(110)[001]方位に結晶粒子が高度に配向し
た高磁束密度方向性電磁鋼板の製造方法に係り、特に、
表面性状に優れた高磁束密度方向性電磁鋼板の製造方法
に関する。TECHNICAL FIELD The present invention relates to a method for producing a high magnetic flux density grain-oriented electrical steel sheet in which crystal grains are highly oriented in a (110) [001] orientation used for an iron core of a transformer or the like, and more particularly,
The present invention relates to a method for manufacturing a high magnetic flux density grain-oriented electrical steel sheet having excellent surface properties.

【０００２】[0002]

【従来の技術】近年、変圧器の高効率化と低騒音化の社
会的要請が強まっており、このために、鉄心材料である
方向性電磁鋼板の磁束密度の向上と低鉄損化が求められ
ている。方向性電磁鋼板の磁束密度は、一般にＢ₈ （磁
場の強さ 800A/m における磁束密度の値) で評価され、
高い値を有することが要求される。このような要求に対
し、例えば、特公昭56-21331号公報や特公昭62-50529号
公報に示されるように鋼中にBiを含有させる技術が古く
から知られており、最近では、特開平8-269552号公報に
記載されているように、1.95〜1.97T の値の特性を有す
る方向性電磁鋼板が得られている。また、鉄損は、Ｗ
_17/50(50Hzで1.7Tまで磁化させたときの単位重量あたり
の損失) で評価され、一般に高磁束密度材は鉄損が劣る
傾向であったが、特公平7-72300 号公報や特開平4-8812
1 号公報に記載された磁区細分化技術の適用によって、
板厚0.23mmの鋼板で0.70W/kgという低鉄損の材料が得ら
れるようになった。このように、Biを含有する方向性電
磁鋼板は古くから研究・開発されているが、Biは溶鋼に
は溶解しにくいこと、比重が約10と鉄より大きいこと、
沸点が溶鋼温度並みであることから、溶鋼への添加が非
常に難しい元素であり、さらに、方向性電磁鋼板ではイ
ンヒビタ成分の適正範囲が狭く、Biの添加はインヒビタ
成分の的中添加をより困難としており、Bi含有方向性電
磁鋼板は未だに工業製品として成り立っていない。2. Description of the Related Art In recent years, there has been an increasing social demand for high efficiency and low noise of transformers. For this reason, it is required to improve the magnetic flux density and reduce the iron loss of the grain-oriented electrical steel sheet, which is the core material. Has been. The magnetic flux density of grain-oriented electrical steel sheet is generally evaluated by B ₈ (the value of the magnetic flux density at a magnetic field strength of 800 A / m),
It is required to have a high value. In order to meet such demands, for example, as disclosed in Japanese Patent Publication No. 56-21331 and Japanese Patent Publication No. 62-50529, a technique of containing Bi in steel has been known for a long time, and recently, a technique disclosed in Japanese Patent Laid-Open No. As described in 8-269552, a grain-oriented electrical steel sheet having characteristics of values of 1.95 to 1.97T is obtained. Also, the iron loss is W
It was evaluated by _17/50 (loss per unit weight when magnetized up to 1.7 _{T at} 50 Hz), and in general, high magnetic flux density materials tended to have poor iron loss. 4-8812
By applying the magnetic domain subdivision technology described in Publication No. 1,
It has become possible to obtain a material with a low iron loss of 0.70 W / kg using a steel sheet with a thickness of 0.23 mm. As described above, grain-oriented electrical steel sheets containing Bi have been researched and developed for a long time, but Bi is difficult to dissolve in molten steel and has a specific gravity of about 10 and is larger than iron,
Since the boiling point is almost the same as the molten steel temperature, it is an element that is very difficult to add to molten steel.In addition, in the grain-oriented electrical steel sheet, the appropriate range of the inhibitor component is narrow, and it is more difficult to add Bi as the inhibitor component. Therefore, the grain-oriented electrical steel sheet containing Bi is not yet established as an industrial product.

【０００３】このような問題に対し、例えば、 特開2001
-1116 号公報には、取鍋を出てタンディッシュ内溶鋼浴
面へ移動中の溶鋼流にBiを添加する溶鋼へのBi添加方法
が提案されている。また、特開2001-150111 号公報に
は、取鍋を出てタンディッシュ内溶鋼浴面へ移動中の溶
鋼流に粒径0.5 〜5mm のBi粒を添加する溶鋼へのBi添加
方法が提案されている。To address such a problem, for example, Japanese Patent Laid-Open No. 2001-2001
-1116 discloses a method of adding Bi to molten steel by adding Bi to the molten steel flow moving from the ladle to the molten steel bath surface in the tundish. In addition, Japanese Patent Laid-Open No. 2001-150111 proposes a method of adding Bi to molten steel by adding Bi particles with a particle size of 0.5 to 5 mm to the molten steel flow that is moving from the ladle to the molten steel bath surface in the tundish. ing.

【０００４】[0004]

【発明が解決しようとする課題】しかし、特開2001-111
6 号公報、特開2001-150111 号公報に記載された技術で
は、確かにBiを高歩留りで鋼中に分散させることができ
るが依然として、鋼板表面にへげや傷、微細な窪みとい
った欠陥が多く発生する場合がある。こうした表面欠陥
は、変圧器の鉄心として鋼板を積層した場合、鋼板の絶
縁性を破壊したり、占積率を大幅に劣化させる等の問題
がある。さらに、製品の磁気特性においても変動が大き
く安定していなかった。[Problems to be Solved by the Invention] However, JP-A-2001-111
The technologies described in JP 6 and JP 2001-150111 A can certainly disperse Bi in steel with a high yield, but still have defects such as dents, scratches, and fine dents on the surface of the steel sheet. It often happens. When such steel sheets are laminated as an iron core of a transformer, such surface defects cause problems such as damage to the insulating properties of the steel sheets and a significant deterioration of the space factor. Further, the magnetic characteristics of the product also fluctuated greatly and were not stable.

【０００５】本発明は、Biを含有する方向性電磁鋼板に
おいて、その優れた磁束密度を損なうことなく表面欠陥
の発生を抑制できる、表面性状に優れた高磁束密度方向
性電磁鋼板の製造方法を提案することを目的とする。The present invention provides a method for producing a grain-oriented electrical steel sheet having a high magnetic flux density, which is capable of suppressing the generation of surface defects in a grain-oriented electrical steel sheet containing Bi without impairing its excellent magnetic flux density. The purpose is to propose.

【０００６】[0006]

【課題を解決するための手段】本発明者らは、Bi含有鋼
において表面欠陥が多発する理由について鋭意調査を行
った。その結果、本発明者らは、特開平7-150249号公報
に記載されているように、Biが鋼中で粗大な状態で存在
している場合には、熱間圧延時に気泡状、または液体状
で存在しやすく、これらが鋼板表層に存在すると、当然
のことながら圧延時に表皮の地鉄部分が破壊されてへげ
や傷、微細な窪み等の表面欠陥となって現れることを突
き止めた。Means for Solving the Problems The inventors of the present invention have made extensive studies on the reason why surface defects frequently occur in Bi-containing steel. As a result, the inventors of the present invention, as described in JP-A-7-150249, when Bi is present in a coarse state in the steel, bubbles or liquid during hot rolling. It has been found that when they are present in the surface layer of the steel sheet, the base metal portion of the skin is destroyed during rolling and appears as surface defects such as dents, scratches, and fine dents.

【０００７】さらに、本発明者らは、この原因を一般的
なBiを含有する方向性電磁鋼板にまで拡張して調査し
た。その結果、Biを含有する方向性電磁鋼板の表面欠陥
を解消するためには、第１に溶鋼中へでBiの分散を極め
て微細な分散状態とすること、または、鋼中への溶解を
促進すること、第２に熱間圧延の仕上げ圧延でさらにBi
を破壊微細化し、微細な分散状態を高めること、が有効
であることを新規に発見した。鋼中にBiをより微細に分
散させることは、Biのインヒビターとしての抑制力を高
めることにもなり、磁気特性の更なる向上をももたらす
ものである。Further, the present inventors have investigated the cause by extending it to a general grain-oriented electrical steel sheet containing Bi. As a result, in order to eliminate the surface defects of grain-oriented electrical steel sheet containing Bi, firstly, the dispersion of Bi in the molten steel should be made extremely fine, or the dissolution in the steel should be promoted. Second, in the finish rolling of hot rolling, further Bi
It was newly discovered that it is effective to break down and finely and enhance the fine dispersion state. The finer dispersion of Bi in steel also enhances the inhibitory power of Bi as an inhibitor, and also brings about further improvement of magnetic properties.

【０００８】まず、本発明の基礎となった実験結果につ
いて説明する。0.05質量％Ｃ−0.02質量％Mn−0.01質量
％Ｏを含有する溶鋼を転炉精錬により溶製した。そし
て、転炉から取鍋中に出鋼する際に、該溶鋼中に、平均
重量が 5.3ｇ／個の純Bi粒を連続投入した。この際、転
炉の溶鋼出口孔の口径を変更し、溶鋼流速を変化させ
た。条件１として、８分間で出鋼（溶鋼流速＝ 320ｇ／
（ｓ・ cm²）し、条件２として、18分間で出鋼（溶鋼流
速＝88.4g/(s・cm² ))した。First, the experimental results that form the basis of the present invention will be described. Molten steel containing 0.05 mass% C-0.02 mass% Mn-0.01 mass% O was melted by converter refining. Then, when the steel was tapped from the converter into the ladle, pure Bi grains having an average weight of 5.3 g / piece were continuously charged into the molten steel. At this time, the diameter of the molten steel outlet hole of the converter was changed to change the molten steel flow rate. As condition 1, steel is tapped out in 8 minutes (flow rate of molten steel = 320 g /
(S · cm ² ), and under the condition 2, steel was tapped (molten steel flow rate = 88.4 g / (s · cm ² )) in 18 minutes.

【０００９】ついで、これらの溶鋼は、ＲＨ脱ガスによ
って、鋼中酸素のキルド処理とSi、Ｃ、Mn、Al、Sb、S
e、Ｎの含有量の調整を行い、質量％で、0.08％Ｃ−3.4
3％Si−0.08％Mn−0.003 ％Ｐ−0.022 ％Al−0.030 ％S
b−0.008 ％Ｎ（条件１）および0.08％Ｃ−3.44％Si−
0.08％Mn−0.003 ％Ｐ−0.023 ％Al−0.029 ％Sb−0.00
8 ％Ｎ（条件２）の組成とした後、タンディッシュに注
入し、さらにタンディッシュからモールドに溶鋼を注入
し連続鋳造法によりスラブとした。なお、スラブ中のBi
の含有量は、質量％で、それぞれ0.025 ％（条件１）お
よび0.023 ％（条件２）であった。Next, these molten steels were subjected to RH degassing to kill the oxygen in the steel, and Si, C, Mn, Al, Sb, S.
Adjusting the content of e and N, 0.08% C-3.4% by mass%
3% Si-0.08% Mn-0.003% P-0.022% Al-0.030% S
b-0.008% N (condition 1) and 0.08% C-3.44% Si-
0.08% Mn-0.003% P-0.023% Al-0.029% Sb-0.00
After having a composition of 8% N (condition 2), it was poured into a tundish, and molten steel was poured into the mold from the tundish to form a slab by a continuous casting method. In addition, Bi in the slab
The respective contents were 0.025% (condition 1) and 0.023% (condition 2) in mass%.

【００１０】次に、質量％で0.05％Ｃ−0.02％Mn−0.01
％Ｏを含有する溶鋼を転炉精錬により溶製したのち、取
鍋に出鋼し、ＲＨ脱ガス処理によって、取鍋中の溶鋼酸
素のキルド処理とSi、Ｃ、Mn、Al、Sb、Se、Ｎの含有量
の調整を行い、質量％で、0.08％Ｃ−3.45％Si−0.08％
Mn−0.003 ％Ｐ−0.023 ％Al−0.030 ％Sb−0.008 ％Ｎ
と残部Feおよび不可避的不純物を含有する溶鋼とした。
なお、ＲＨ脱ガス精錬の途中で、平均重量が5.3g/ 個の
純Bi粒を脱ガス還流の溶鋼流中に連続投入した。この
時、脱ガス浸漬管の口径から算出した還流鋼の溶鋼流速
は、 817g/(s・cm ² )(条件３）であった。その後、この
溶鋼を、タンディッシュに注入し、タンディッシュから
モールドに注入して、連続鋳造法によりスラブとした。
なお、スラブ中のBi含有量は、質量％で、0.023 ％（条
件３）であった。Next, in mass% 0.05% C-0.02% Mn-0.01
After melting molten steel containing% O by converter refining,
Steel is put in a pan and the molten steel acid in the ladle is processed by RH degassing.
Killed element and content of Si, C, Mn, Al, Sb, Se, N
Was adjusted, and in% by mass, 0.08% C-3.45% Si-0.08%
Mn-0.003% P-0.023% Al-0.030% Sb-0.008% N
A molten steel containing the balance Fe and unavoidable impurities was prepared.
During the RH degassing refining process, the average weight was 5.3g / piece.
Pure Bi grains were continuously charged into the degassed reflux molten steel flow. this
At that time, the molten steel flow velocity of the reflux steel calculated from the diameter of the degassing immersion pipe
Is 817g / (s ・ cm ²) (Condition 3). Then this
Molten steel is poured into the tundish and then from the tundish
It was poured into a mold and made into a slab by a continuous casting method.
The Bi content in the slab is 0.023% (%
It was case 3).

【００１１】さらに、0.05％Ｃ−0.02％Mn−0.01％Ｏを
含有する溶鋼を転炉精錬により溶製したのち、取鍋に出
鋼し、ＲＨ脱ガス処理によって、取鍋中の溶鋼酸素のキ
ルド処理とSi、Ｃ、Mn、Al、Sb、Se、Ｎの含有量の調整
を行い、質量％で、0.08％Ｃ−3.44％Si−0.08％Mn−0.
003 ％Ｐ−0.024 ％Al−0.030 ％Sb−0.008 ％Ｎと残部
Feおよび不可避的不純物を含有する溶鋼とした。その
後、この溶鋼を、さらに取鍋からタンディッシュ、タン
ディッシュからモールドに注入し連続鋳造法によりスラ
ブとした。この際、取鍋の下部ノズルでの溶鋼流に対し
て、平均重量が5.3g/ 個の純Bi粒を連続投入した。な
お、取鍋下部ノズルの口径を変更して、注入溶鋼の流速
を 654g/(s・cm² ）（条件４) 、 543g/(s・cm² ）（条
件５）、 433g/(s・cm² ）（条件６）と変化させた。ス
ラブ中のBi含有量は、質量％で、それぞれ0.024 ％（条
件４）、0.024 ％（条件５）、および0.024 ％（条件
６）であった。Further, molten steel containing 0.05% C-0.02% Mn-0.01% O is smelted by converter refining, then tapped in a ladle and subjected to RH degassing to remove molten steel oxygen in the ladle. Killed and adjusted the content of Si, C, Mn, Al, Sb, Se, N, in mass% 0.08% C-3.44% Si-0.08% Mn-0.
003% P-0.024% Al-0.030% Sb-0.008% N and balance
A molten steel containing Fe and inevitable impurities was used. Then, this molten steel was further poured from a ladle into a tundish and from the tundish into a mold to form a slab by a continuous casting method. At this time, pure Bi particles having an average weight of 5.3 g / piece were continuously added to the molten steel flow at the lower nozzle of the ladle. By changing the diameter of the ladle lower nozzle, the flow rate of the molten steel injected is 654 g / (s · cm ² ) (condition 4), 543 g / (s · cm ² ) (condition 5), 433 g / (s · cm). ² ) (Condition 6). The Bi contents in the slabs were 0.024% (condition 4), 0.024% (condition 5), and 0.024% (condition 6) in mass%.

【００１２】さらに、質量％で、0.05％Ｃ−0.02％Mn−
0.01％Ｏを含有する溶鋼を転炉精錬により溶製したの
ち、取鍋に出鋼し、ＲＨ脱ガス処理によって、鋼中酸素
のキルド処理とSi、Ｃ、Mn、Al、Sb、Se、Ｎの含有量の
調整を行い、質量％で、0.08％Ｃ−3.43％Si−0.08％Mn
−0.003 ％Ｐ−0.023 ％Al−0.030 ％Sb−0.008 ％Ｎと
残部Feおよび不可避的不純物を含有する溶鋼とした。こ
の溶鋼を、さらに取鍋からタンディッシュ、タンディッ
シュからモールドに注入し連続鋳造法によりスラブとし
た。この際、タンディッシュに、平均重量が5.3g/ 個の
純Bi粒を連続投入したが、タンディッシュの幅を通常サ
イズとそれより狭い幅として、タンディッシュ内の溶鋼
流速を２条件に変更した。一方は溶鋼流速18.3g/(s・cm
² ）（条件７) 、他方は溶鋼流速33.5g/(s・cm² ）（条
件８）であった。なお、スラブ中のBi含有量は、質量％
で、0.023 ％（条件７）および0.023 ％（条件８）であ
った。Further, in mass%, 0.05% C-0.02% Mn-
Molten steel containing 0.01% O is smelted by converter refining, then tapped in a ladle and subjected to RH degassing to kill oxygen in the steel and Si, C, Mn, Al, Sb, Se, N Content of 0.08% C-3.43% Si-0.08% Mn
Molten steel containing -0.003% P-0.023% Al-0.030% Sb-0.008% N, balance Fe and inevitable impurities. This molten steel was further poured into a tundish from a ladle and into a mold from the tundish, and made into a slab by a continuous casting method. At this time, pure Bi grains having an average weight of 5.3 g / piece were continuously charged into the tundish, but the width of the tundish was set to the normal size and a width narrower than that, and the molten steel flow rate in the tundish was changed to two conditions. . One is the molten steel flow rate of 18.3 g / (s ・ cm
² ) (Condition 7), and the other was a molten steel flow rate of 33.5 g / (s · cm ² ) (Condition 8). The Bi content in the slab is% by mass.
And 0.023% (condition 7) and 0.023% (condition 8).

【００１３】最後に、質量％で、0.05％Ｃ−0.02％Mn−
0.01％Ｏを含有する溶鋼を、転炉精錬により溶製したの
ち、取鍋に出鋼し、ＲＨ脱ガス処理によって、鋼中酸素
のキルド処理とSi、Ｃ、Mn、Al、Sb、Se、Ｎの含有量の
調整を行い、質量％で、0.08％Ｃ−3.43％Si−0.08％Mn
−0.003 ％Ｐ−0.023 ％Al−0.030 ％Sb−0.008 ％Ｎと
残部Feおよび不可避的不純物を含有する溶鋼とし、さら
に取鍋からタンディッシュに、タンディッシュからモー
ルドに溶鋼を注入し連続鋳造法によりスラブとした。こ
の際、モールドの短径を 200mmのままとし、長径を1000
mmおよび520 mmに変更し、かつスラブの引抜き速度を速
めた。この結果、モールド内の溶鋼流速として、一方は
27.3g/(s・cm² ）（条件９) 、他方は57.3g/(s・cm² ）
（条件10）となった。このように溶鋼流速を変化させた
モールド内に、平均重量が5.3g/個の純Bi粒を連続投入
した。なお、スラブ中のBi含有量は、質量％で、0.025
％（条件９）および0.025 ％（条件10）であった。Finally, in mass%, 0.05% C-0.02% Mn-
Molten steel containing 0.01% O is smelted by converter smelting, then tapped in a ladle, and RH degassing process kills oxygen in the steel and Si, C, Mn, Al, Sb, Se, The content of N was adjusted to be 0.08% C-3.43% Si-0.08% Mn in mass%.
Molten steel containing -0.003% P-0.023% Al-0.030% Sb-0.008% N and the balance Fe and unavoidable impurities was further injected by a continuous casting method by pouring molten steel into the tundish from the ladle and into the mold from the tundish. It was a slab. At this time, leave the minor axis of the mold at 200 mm and the major axis at 1000 mm.
mm and 520 mm, and increased the slab drawing speed. As a result, one of the molten steel flow velocity in the mold is
27.3g / (s ・ cm ² ) (Condition 9), the other is 57.3g / (s ・ cm ² )
(Condition 10). In this way, pure Bi grains having an average weight of 5.3 g / piece were continuously introduced into the mold in which the molten steel flow rate was changed. The Bi content in the slab is 0.025% by mass.
% (Condition 9) and 0.025% (condition 10).

【００１４】上記した条件１〜10で製造されたスラブ
は、工場での熱延実験とともに、スラブの一部を切り出
しての研究室における熱延実験を行った。工場における
熱間圧延は、インヒビターの固溶のため、1420℃の温度
でスラブを加熱し、これに引き続き、1350〜1200℃で40
mm厚にする粗圧延を行い、さらに、1100〜 900℃の温度
域で 2.4mmの厚みにし、コイル巻取り温度を 550℃とす
る仕上げ圧延を行った。このとき、仕上げ圧延の圧下ス
ケジュールを２種類に変更した。The slabs manufactured under the above conditions 1 to 10 were subjected to a hot rolling experiment in a factory and a hot rolling experiment in a laboratory by cutting out a part of the slab. The hot rolling in the factory heats the slab at a temperature of 1420 ° C due to the solid solution of the inhibitor, followed by 40 ° C at 1350-1200 ° C.
Rough rolling was performed to a thickness of mm, and further, finish rolling was performed to a thickness of 2.4 mm in the temperature range of 1100 to 900 ° C and a coil winding temperature of 550 ° C. At this time, the reduction schedule for finish rolling was changed to two types.

【００１５】すなわち、工場における熱延実験において
は、仕上げ圧延のパススケジュールを、 40→28→18→10→６→4.4 →3.2 →2.4mm とする前段
強圧下条件（前４段累積圧下率：85％） 40→34→28→20→14→9.5 →4.2 →2.4mm とする前段
軽圧下条件（前４段累積圧下率：65％） とした。That is, in the hot rolling experiment in the factory, the finish rolling pass schedule was set to 40 → 28 → 18 → 10 → 6 → 4.4 → 3.2 → 2.4 mm in the preceding stage strong rolling reduction condition (the preceding four rolling cumulative rolling reductions: 85%) 40 → 34 → 28 → 20 → 14 → 9.5 → 4.2 → 2.4 mm for the former stage light reduction condition (previous 4 stages cumulative reduction rate: 65%).

【００１６】一方、研究室における熱延実験において
は、圧延パススケジュールを、40→32→24→15→10→
７→5.5 →3.7 →2.8 →2.4mm とする前段強圧下条件
（前４段累積圧下率：75％） 40→36→30→26→22→18→12→９→6.5 →4.6 →3.
3 →2.4mm とする前段軽圧下条件（前４段累積圧下率：
45％） とした。なお、圧延パスの途中において、目標温度から
板温が低下しそうな場合、保熱炉に適宜保持して温度の
回復を図った。なお、圧延終了後、 550℃の炉に投入
し、炉冷した。On the other hand, in the hot rolling experiment in the laboratory, the rolling pass schedule was 40 → 32 → 24 → 15 → 10 →
7->5.5->3.7->2.8-> 2.4mm 1st-stage strong reduction condition (previous 4-stage cumulative reduction rate: 75%) 40->36->30->26->22->18->12->9->6.5->4.6-> 3.
3 → 2.4mm, lighter pre-stage reduction conditions (previous 4 stages cumulative reduction rate:
45%). If the plate temperature is likely to drop from the target temperature in the middle of the rolling pass, the temperature was recovered by appropriately holding it in a heat retention furnace. After the rolling, it was placed in a furnace at 550 ° C and cooled in the furnace.

【００１７】得られた各熱延コイルは、1000℃で45秒間
の熱延板焼鈍を施し、酸洗後、タンデム圧延機で 1.8mm
厚みに冷間圧延した。その後、中間焼鈍として、1100℃
まで15℃/sの昇温速度で昇温した後、30秒間保持しミス
ト水を噴射し急冷した。この時、鋼板表面を脱炭焼鈍
し、Ｃ含有量を0.020 ％低減した。その後、再び酸洗
し、ゼンジマー圧延機によってスタンド出側の板温とし
て最高温度が 250℃となる温間圧延と 150〜 230℃で10
〜40分間のパス間時効を行い、最終板厚0.22mmに圧延し
た。さらに、これらの圧延板の表面に深さ25μm 、幅50
μm の圧延方向に対して80度の向きに伸びた溝を圧延方
向のピッチ３mmで鋼板表面に電解研磨法により一様に形
成した。Each hot-rolled coil thus obtained was subjected to hot-rolled sheet annealing at 1000 ° C. for 45 seconds, pickled, and then 1.8 mm in a tandem rolling mill.
Cold rolled to thickness. Then, as an intermediate annealing, 1100 ℃
The temperature was raised at a heating rate of 15 ° C./s, then held for 30 seconds and sprayed with mist water to quench. At this time, the surface of the steel sheet was decarburized and annealed to reduce the C content by 0.020%. After that, pickling is carried out again, and a Zenzimer rolling mill is used for warm rolling where the maximum temperature of the stand exit side is 250 ° C and for 10 to 150 ° C to 230 ° C.
It was aged for 40 minutes between passes and rolled to a final thickness of 0.22 mm. Furthermore, the surface of these rolled plates has a depth of 25 μm and a width of 50 μm.
Grooves extending in the direction of 80 ° with respect to the rolling direction of μm were uniformly formed on the surface of the steel sheet by electrolytic polishing at a pitch of 3 mm in the rolling direction.

【００１８】さらに、これらコイルは、脱脂し、ついで
820℃、２分間の脱炭焼鈍後、７％のTiO₂と２％の硫酸
ストロンチウムを含有するMgO を焼鈍分離剤としてコイ
ル表面に塗布し、最終仕上げ焼鈍を施した。最終仕上げ
焼鈍条件は、昇温速度35℃/hとし、昇温時 900 ℃まで
Ｎ₂ 単独の雰囲気、その後1150℃までは30％Ｎ₂ と70％
Ｈ₂ の混合雰囲気、以後Ｈ₂ 単独雰囲気で1180℃まで昇
温後５時間保持する条件とした。最終仕上げ焼鈍後、未
反応分離剤を除去した。Furthermore, these coils are degreased and then
After decarburization annealing at 820 ° C. for 2 minutes, MgO containing 7% TiO ₂ and 2% strontium sulfate was applied to the coil surface as an annealing separator, and subjected to final finish annealing. The final finishing annealing conditions were a temperature rising rate of 35 ° C / h, an atmosphere of N ₂ alone until the temperature was raised to 900 ° C, and then 30% N ₂ and 70% until 1150 ° C.
A mixed atmosphere of H _2, and a condition for 5 hours after heating to 1180 ° C. in the subsequent H ₂ alone atmosphere. After the final finish annealing, the unreacted separating agent was removed.

【００１９】これらのコイルは、さらに60％のコロイダ
ルシリカを含有するリン酸アルミニウムを主成分とする
絶縁コーティングを塗布し、 800℃で焼付けして、製品
( 工場実験材) およびラボ試験材とした。各製品および
ラボ試験材より圧延方向に沿ってエプスタインサイズの
試験片を切り出し、800 ℃で３時間の歪取焼鈍を施した
後、1.7Tの磁束密度における鉄損の値Ｗ_17/50 および磁
束密度Ｂ₈ を測定した。得られた結果を表１に示す。ま
た、製品コイルおよびラボ試験材の表面欠陥の発生率と
Bi添加時の溶鋼流速との関係を図１に示す。These coils were further coated with an insulating coating containing aluminum phosphate containing 60% of colloidal silica as a main component and baked at 800 ° C.
(Factory test material) and laboratory test material. Epstein-sized test pieces were cut out from each product and laboratory test material along the rolling direction, subjected to strain relief annealing at 800 ° C for 3 hours, and then the iron loss value W _17/50 and magnetic flux at a magnetic flux density of _{1.7 T} were measured. The density B ₈ was measured. The results obtained are shown in Table 1. In addition, the occurrence rate of surface defects in product coils and laboratory test materials
Figure 1 shows the relationship with the flow rate of molten steel when Bi is added.

【００２０】[0020]

【表１】 [Table 1]

【００２１】表１から、70g/(s・cm²)以上の流速を有す
る溶鋼流、すなわち出鋼時の出口孔からの溶鋼流( 条件
１および条件２）、脱ガス還流溶鋼流（条件３）、およ
び取鍋下部ノズルからの溶鋼流( 条件４、条件５および
条件６）へBiを投入し、かつ熱間圧延の仕上げ圧延にお
ける前４段累積圧下率が75％以上の条件で処理された鋼
板の磁気特性が優れていることがわかる。From Table 1, the molten steel flow having a flow velocity of 70 g / (s · cm ² ) or more, that is, the molten steel flow from the exit hole at the time of tapping (condition 1 and condition 2), the degassed reflux molten steel flow (condition 3) ), And the molten steel flow from the ladle lower nozzle (condition 4, condition 5 and condition 6) were charged with Bi, and the 4th-stage cumulative rolling reduction in the hot rolling finish rolling was performed under the condition of 75% or more. It can be seen that the magnetic properties of the steel sheet are excellent.

【００２２】また、図１から、70g/(s・cm²)以上の流速
を有する溶鋼流にBiを投入し、かつ熱間圧延の仕上げ圧
延における前４段累積圧下率が75％以上の条件で処理さ
れた鋼板において、最終製品の表面欠陥発生率が格段に
低下し、表面性状が向上することがわかる。以上のよう
に、溶鋼流速の規制、仕上げ圧延の前４段累積圧下率の
規制の技術は鋼板の磁気特性の向上と表面性状の向上を
同時に実現するものであることがわかる。Further, from FIG. 1, under the condition that Bi is introduced into the molten steel flow having a flow rate of 70 g / (s · cm ² ) or more and the front four-stage cumulative reduction ratio in the finish rolling of hot rolling is 75% or more. It can be seen that in the steel sheet treated with, the surface defect occurrence rate of the final product is significantly reduced and the surface quality is improved. As described above, it is understood that the technique of regulating the molten steel flow velocity and the regulation of the 4th-stage cumulative reduction ratio before finish rolling simultaneously realize the improvement of the magnetic properties and the surface properties of the steel sheet.

【００２３】本発明は、上記した知見に基づいて、さら
に検討を加えて完成されたものである。すなわち、本発
明の要旨はつぎのとおりである。 （１）質量％で、Ｃ：0.01〜0.15％、Si：2.5 〜5.5
％、Mn：0.03〜3.０％、Bi：0.002 〜0.08％を含有し、
残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成の溶鋼を連
続鋳造によりスラブとし、該スラブに熱間圧延を施し熱
延板とし、該熱延板に、あるいはさらに熱延板焼鈍を施
し、１回もしくは中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を
施し最終板厚の冷延板として、ついで該冷延板に１次再
結晶焼鈍と最終仕上げ焼鈍とを施し冷延焼鈍板とする高
磁束密度方向性電磁鋼板の製造方法において、前記溶鋼
のBiが、70g/(s・cm²)以上の流速を有する溶鋼へBi含有
物体を投入することにより含有され、前記熱間圧延が、
タンデムミルによる仕上げ圧延を 800〜1150℃の温度範
囲で、該仕上げ圧延における第１〜第４スタンドまでの
前４段の累積圧下率を70〜95％とする圧延であることを
特徴とする表面性状に優れた高磁束密度方向性電磁鋼板
の製造方法。 （２）（１）において、前記溶鋼が、前記組成に加えて
さらに質量％で、Al：0.010 〜0.030 ％、Ｂ：0.0010〜
0.0050％のうちの１種またはAlとＢを合計で0.0010〜0.
030 ％、およびＮ：0.003 〜0.012 ％を含有する組成の
溶鋼であることを特徴と表面性状に優れた高磁束密度方
向性電磁鋼板の製造方法。 （３）（１）または（２）において、前記組成に加えて
さらに、質量％で、Ｓ、Seのうちの１種または２種を合
計で0.010 〜0.030 ％、および／または、Sb：0.005 〜
1.5 ％、Sn：0.005 〜1.5 ％、Cr：0.005 〜1.5 ％、
Ｐ：0.005 〜1.5 ％、Ge：0.005 〜1.5 ％、Ni：0.005
〜1.5 ％、Cu：0.005 〜1.5 ％、Mo：0.005〜1.5 ％の
うちから選ばれた１種または２種以上を含有する組成と
することを特徴とする表面性状に優れた高磁束密度方向
性電磁鋼板の製造方法。 （４）（１）ないし（３）のいずれかにおいて、前記Bi
含有物体が、平均重量：50g/個以下のBi含有物体である
こと特徴とする表面性状に優れた高磁束密度方向性電磁
鋼板の製造方法。The present invention has been completed by further studies based on the above findings. That is, the gist of the present invention is as follows. (1)% by mass, C: 0.01 to 0.15%, Si: 2.5 to 5.5
%, Mn: 0.03 to 3.0%, Bi: 0.002 to 0.08%,
A molten steel having a composition in which the balance consists of Fe and unavoidable impurities is formed into a slab by continuous casting, and the slab is hot-rolled to form a hot-rolled sheet, or the hot-rolled sheet is further annealed, or once or A high magnetic flux density direction in which cold rolling is performed two or more times with intermediate annealing between them to obtain a cold-rolled sheet having a final thickness, and then the cold-rolled sheet is subjected to primary recrystallization annealing and final finishing annealing to obtain a cold-rolled annealed sheet. In the method for producing a magnetic electrical steel sheet, Bi of the molten steel is contained by introducing a Bi-containing object into the molten steel having a flow rate of 70 g / (s · cm ² ) or more, and the hot rolling is performed.
Surface rolling characterized by finishing rolling with a tandem mill in a temperature range of 800 to 1150 ° C., and a cumulative rolling reduction of the preceding four stages up to the first to fourth stands in the finishing rolling being 70 to 95% A method for producing a high magnetic flux density grain-oriented electrical steel sheet having excellent properties. (2) In (1), in addition to the above composition, the molten steel further contains, by mass%, Al: 0.010 to 0.030% and B: 0.0010 to.
One of 0.0050% or the total of Al and B is 0.0010-0.
A method for producing a high magnetic flux density grain-oriented electrical steel sheet having excellent surface properties, which is a molten steel having a composition containing 030% and N: 0.003 to 0.012%. (3) In (1) or (2), in addition to the above composition, one or two kinds of S and Se in total of 0.010 to 0.030% by mass% and / or Sb: 0.005 to.
1.5%, Sn: 0.005-1.5%, Cr: 0.005-1.5%,
P: 0.005-1.5%, Ge: 0.005-1.5%, Ni: 0.005
To 1.5%, Cu: 0.005 to 1.5%, Mo: 0.005 to 1.5%, and a composition containing one or more selected from high flux density directionality with excellent surface properties. Manufacturing method of electrical steel sheet. (4) In any one of (1) to (3), the Bi
A method for producing a high magnetic flux density grain-oriented electrical steel sheet having excellent surface properties, characterized in that the contained object is a Bi-containing object having an average weight of 50 g / piece or less.

【００２４】[0024]

【発明の実施の形態】本発明では、質量％で、Ｃ：0.01
〜0.15％、Si：2.5 〜5.5 ％、Mn：0.03〜3.０％、Bi：
0.002 〜0.08％を含有し、あるいはさらにAl：0.010 〜
0.030 ％、Ｂ：0.0010〜0.0050％のうちの１種またはAl
とＢを合計で0.0010〜0.030 ％およびＮ：0.003 〜0.01
2 ％を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる
組成、あるいは、前記組成に加えさらに、Ｓ、Seのうち
の１種または２種を合計で0.010 〜0.030 ％、および／
または、Sb：0.005 〜1.5 ％、Sn：0.005 〜1.5 ％、C
r：0.005 〜1.5 ％、Ｐ：0.005 〜1.5 ％、Ge：0.005
〜1.5 ％、Ni：0.005 〜1.5 ％、Cu：0.005 〜1.5 ％、
Mo：0.005 〜1.5 ％のうちから選ばれた１種または２種
以上を含有する組成の溶鋼を連続鋳造によりスラブとす
る。BEST MODE FOR CARRYING OUT THE INVENTION In the present invention, C: 0.01% by mass.
~ 0.15%, Si: 2.5-5.5%, Mn: 0.03-3.0%, Bi:
Contains 0.002-0.08%, or Al: 0.010-
0.030%, B: One of 0.0010 to 0.0050% or Al
And B total 0.0010 to 0.030% and N: 0.003 to 0.01
A composition containing 2% and the balance being Fe and inevitable impurities, or in addition to the above composition, one or two kinds of S and Se in total of 0.010 to 0.030%, and / or
Or Sb: 0.005 to 1.5%, Sn: 0.005 to 1.5%, C
r: 0.005 to 1.5%, P: 0.005 to 1.5%, Ge: 0.005
~ 1.5%, Ni: 0.005-1.5%, Cu: 0.005-1.5%,
Mo: A molten steel having a composition containing one or more selected from 0.005 to 1.5% is made into a slab by continuous casting.

【００２５】まず、溶鋼組成の限定理由について述べ
る。なお、組成における質量％は単に％と記す。 Ｃ：0.01〜0.15％ Ｃ含有量が、0.01％未満では熱間圧延に先立つスラブ加
熱時に結晶組織が粗大化したり、熱間圧延時の変態によ
り結晶組織の細分化が不充分となり、２次再結晶不良を
起こす。一方、0.15％を超えて含有すると、脱炭焼鈍工
程での脱炭が不十分となりがちで磁気特性の劣化を招
く。このため、Ｃは0.01〜0.15％範囲に限定した。First, the reasons for limiting the composition of molten steel will be described. In addition, mass% in a composition is only described as%. C: 0.01 to 0.15% If the C content is less than 0.01%, the crystal structure becomes coarse during slab heating prior to hot rolling, or the crystal structure becomes insufficiently fragmented due to transformation during hot rolling, resulting in secondary re-rolling. Causes crystal defects. On the other hand, if the content exceeds 0.15%, decarburization in the decarburization annealing process tends to be insufficient, resulting in deterioration of magnetic properties. Therefore, C is limited to the range of 0.01 to 0.15%.

【００２６】Si：2.5 〜5.5 ％ Si含有量が、2.5 ％未満では電気抵抗が不足し鉄損の劣
化をもたらす。一方、5.5％を超えて含有すると、冷間
圧延工程で板破断する頻度が増加し、製品の歩留りを低
下させる。このため、Siは 2.5〜 5.5％の範囲に限定し
た。 Mn：0.03〜3.０％ Mn含有量が、0.03％未満では熱間圧延時に鋼板の破断を
引き起こす。一方、3.0 ％を超えて含有すると、最終仕
上げ焼鈍時に２次再結晶不良をもたらし、磁気特性を劣
化させる。このため、Mnは0.03〜 3.0％の範囲に限定し
た。Si: 2.5-5.5% If the Si content is less than 2.5%, the electric resistance will be insufficient and the iron loss will be deteriorated. On the other hand, if the content exceeds 5.5%, the frequency of plate breakage in the cold rolling process increases and the yield of the product decreases. Therefore, Si is limited to the range of 2.5 to 5.5%. Mn: 0.03 to 3.0% If the Mn content is less than 0.03%, the steel sheet is broken during hot rolling. On the other hand, if the content exceeds 3.0%, secondary recrystallization failure occurs during final finish annealing, deteriorating magnetic properties. Therefore, Mn is limited to the range of 0.03 to 3.0%.

【００２７】Bi：0.002 〜0.08％ Biは、結晶粒界の移動を抑制する作用を有する元素とし
て古くから知られた元素であり、本発明では必須含有と
する。Bi含有量が0.002 ％未満では上記した作用が期待
できなくなる。一方、0.08％を超えて含有すると、本発
明の方法でもってしてもBiを微細に分散させることが不
可能となる。このため、Biは0.002 〜0.08％の範囲に限
定した。Biのインヒビターとしての作用はAlN 、BN、Mn
S やMnSe等のインヒビターと共存した場合、その作用が
強まり、特に好ましい。Bi: 0.002 to 0.08% Bi is an element that has been known for a long time as an element having an action of suppressing the movement of crystal grain boundaries, and is essential in the present invention. If the Bi content is less than 0.002%, the above effect cannot be expected. On the other hand, if the content exceeds 0.08%, Bi cannot be finely dispersed even by the method of the present invention. Therefore, Bi is limited to the range of 0.002 to 0.08%. The action of Bi as an inhibitor is AlN, BN, Mn
When it coexists with an inhibitor such as S or MnSe, its action is strengthened, which is particularly preferable.

【００２８】上記した組成に加えて、さらにインヒビタ
ー成分を含有させることも可能である。インヒビターと
しては、高磁束密度達成のためにはAlN もしくはBNが有
利であり、このために、Al：0.010 〜0.030 ％、Ｂ：0.
0010〜0.0050％のうちの１種、またはAlとＢを合計で0.
0010〜0.030 ％およびＮ：0.003 〜0.012 ％を含有させ
ることが好ましい。In addition to the above composition, it is possible to further contain an inhibitor component. As the inhibitor, AlN or BN is advantageous for achieving a high magnetic flux density, and for this reason, Al: 0.010 to 0.030%, B: 0.
One of 0010 to 0.0050%, or Al and B in total of 0.
It is preferable to contain 0010 to 0.030% and N: 0.003 to 0.012%.

【００２９】Al単独の場合には、上記したインヒビター
として作用させるために 0.010％以上のAl含有を必要と
する。一方、 0.030％を超えてAlを含有すると、２次再
結晶温度が高温となりすぎて、２次再結晶不良を惹起
し、磁気特性の劣化をもたらす。このため、Al単独の場
合にはAlは 0.010〜 0.030％の範囲とすることが好まし
い。In the case of Al alone, 0.010% or more of Al must be contained in order to act as the above-mentioned inhibitor. On the other hand, when Al is contained in excess of 0.030%, the secondary recrystallization temperature becomes too high, causing secondary recrystallization failure and deteriorating magnetic properties. Therefore, when Al is used alone, it is preferable that the Al content be 0.010 to 0.030%.

【００３０】Ｂ単独の場合には、上記したインヒビター
として作用させるために0.0010％以上のＢ含有を必要と
する。一方、0.0050％を超える含有は、BNの粗大化を招
き、逆に結晶粒界移動に対する抑制力の低下を招き、磁
気特性の劣化をもたらす。このため、Ｂ単独の場合には
Ｂは0.0010〜0.0050％の範囲とすることが好ましい。ま
た、AlおよびＢの双方を含有させる場合には合計で0.00
10〜0.030 ％とすることが好ましい。結晶粒界移動に対
する抑制力を十分に保持させるためには、AlおよびＢの
合計で0.0010％以上の含有を必要とするが、0.030 ％を
超えて含有すると、２次再結晶温度が上昇し、磁気特性
の不良を招く。In the case of B alone, 0.0010% or more of B must be contained in order to act as the above-mentioned inhibitor. On the other hand, if the content exceeds 0.0050%, the BN is coarsened, and conversely, the suppressing force against the grain boundary movement is deteriorated, and the magnetic properties are deteriorated. Therefore, when B is used alone, B is preferably in the range of 0.0010 to 0.0050%. When both Al and B are contained, the total amount is 0.00
It is preferably 10 to 0.030%. In order to sufficiently maintain the restraint against the grain boundary migration, the total content of Al and B must be 0.0010% or more, but if it exceeds 0.030%, the secondary recrystallization temperature rises, This leads to poor magnetic properties.

【００３１】Ｎは、インヒビターの基本成分元素のひと
つであるが、製造工程の途中で窒化により鋼板中に含有
させることも可能であり、溶鋼段階では0.003 ％以上あ
れば十分である。一方、0.012 ％を超えて含有すると、
鋼中にN₂が気泡として存在するようになり、新たな表面
欠陥の発生を招く。このようなことから、Ｎは0.003〜
0.012 ％の範囲に限定することが好ましい。N is one of the basic constituent elements of the inhibitor, but N can be contained in the steel sheet by nitriding during the manufacturing process, and 0.003% or more is sufficient at the molten steel stage. On the other hand, if the content exceeds 0.012%,
N ₂ will be present as bubbles in the steel, causing new surface defects. Therefore, N is 0.003 ~
It is preferable to limit it to the range of 0.012%.

【００３２】必要に応じて、上記した各組成に加えてさ
らに、MnS もしくはMnSeのインヒビター元素として、
Ｓ、Seのうちの１種または２種を合計で0.010 〜0.030
％含有することもできる。Ｓ、Seの含有により、より安
定して磁気特性が得られるようになる。Ｓ、Seのうちの
１種または２種が合計で0.010 ％未満では、上記した効
果が期待できない。一方、0.030 ％を超えて含有する
と、Ｓ，Seが最終仕上げ焼鈍による純化後も鋼中に残存
し、磁気特性の劣化をもたらす。このため、Ｓ、Seのう
ちの１種または２種を合計で、0.010 〜0.030 ％の範囲
とすることが好ましい。If necessary, in addition to the above-mentioned compositions, as an MnS or MnSe inhibitor element,
One or two of S and Se in total of 0.010 to 0.030
% Can also be contained. By containing S and Se, more stable magnetic properties can be obtained. If the total of one or two of S and Se is less than 0.010%, the above effect cannot be expected. On the other hand, if the content exceeds 0.030%, S and Se remain in the steel even after purification by final finish annealing, resulting in deterioration of magnetic properties. Therefore, it is preferable that the total of one or two of S and Se is within the range of 0.010 to 0.030%.

【００３３】また、必要に応じ、上記した各組成に加え
てさらに、Sb：0.005 〜1.5 ％、Sn：0.005 〜1.5 ％、
Cr：0.005 〜1.5 ％、Ｐ：0.005 〜1.5 ％、Ge：0.005
〜1.5 ％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有
することができる。Sb、Sn、Ｐ、GeおよびCrは、インヒ
ビターとして抑制力を強化する補助的働きを有する元素
であり、各々0.005 ％以上含有することが好ましい。一
方、各々1.5 ％を超える含有は、鋼板の圧延性を害した
り、磁気特性の劣化をもたらす。If necessary, in addition to the above compositions, Sb: 0.005 to 1.5%, Sn: 0.005 to 1.5%,
Cr: 0.005-1.5%, P: 0.005-1.5%, Ge: 0.005
It is possible to contain one kind or two kinds or more selected from the range of up to 1.5%. Sb, Sn, P, Ge and Cr are elements that have an auxiliary function of strengthening the inhibitory force as an inhibitor, and are preferably contained in 0.005% or more each. On the other hand, if the content of each exceeds 1.5%, the rollability of the steel sheet is impaired and the magnetic properties are deteriorated.

【００３４】また、必要に応じ、上記した各組成に加え
てさらに、Ni：0.005 〜1.5 ％、Cu：0.005 〜1.5 ％、
Mo：0.005 〜1.5 ％のうちから選ばれた１種または２種
以上を含有することができる。Cu、Mo、Niは、インヒビ
ターの強化や組織改善の効果を有する元素であり、各々
0.005 ％以上含有することが好ましい。一方、各々1.5
％を超える含有は、鋼板の圧延性を害したり、磁気特性
の劣化をもたらす。If necessary, in addition to the above compositions, Ni: 0.005 to 1.5%, Cu: 0.005 to 1.5%,
Mo: One or more selected from 0.005 to 1.5% can be contained. Cu, Mo, and Ni are elements that have the effect of strengthening the inhibitor and improving the structure.
It is preferable to contain 0.005% or more. On the other hand, 1.5 each
If the content exceeds%, rollability of the steel sheet is impaired and magnetic properties are deteriorated.

【００３５】上記した成分以外の溶鋼残部はFeおよび不
可避的不純物である。本発明では、Biを含有する物体
（Bi含有物体）を70g/(s・cm²)以上の流速を有する溶鋼
へ投入して、上記したBi含有量の溶鋼とする。Biの溶鋼
への添加方法が、本発明における一つの大きな特徴であ
る。Bi含有物体を70g/(s・cm²)以上の大きな流速を有す
る溶鋼に投入することにより、投入されたBi含有物体が
溶鋼により溶解・分解され、Biの液滴が細かく溶鋼中に
分散する。これにより、Biが熱間圧延時に液状または気
泡状となって残存するようなことがなくなり、表面欠陥
の発生を抑制することができる。溶鋼の流速が70g/(s・
cm²)未満では、上記した効果が認められない。The remaining molten steel other than the above-mentioned components is Fe and inevitable impurities. In the present invention, a Bi-containing body (Bi-containing body) is charged into molten steel having a flow rate of 70 g / (s · cm ² ) or more to obtain the molten steel having the above Bi content. The method of adding Bi to the molten steel is one of the major features of the present invention. By introducing the Bi-containing substance into the molten steel having a high flow rate of 70 g / (s · cm ² ) or more, the injected Bi-containing substance is dissolved and decomposed by the molten steel, and the droplets of Bi are finely dispersed in the molten steel. . As a result, Bi does not remain in the form of liquid or bubbles during hot rolling, and the occurrence of surface defects can be suppressed. The flow rate of molten steel is 70g / (s ・
If it is less than cm ² ), the above effect cannot be observed.

【００３６】なお、溶鋼の流速は、直接測定するか、直
接測定が困難な場合は、Biの溶鋼への投入場所において
流動し、通過する溶鋼流の一定時間あたりの溶鋼の重量
を、その場所での溶鋼流の流れに対する断面積の最小値
で割った値から算出するものとする。また、溶鋼に投入
するBi含有物体の一個あたりの重量は、平均として50g/
個以下であることが好ましい。Bi含有物体の一個あたり
の重量を50g 以下とすることにより、溶鋼中に分散する
Biの液滴サイズがより小さくなり、かつ溶鋼への溶解量
も大きくなる。これにより、熱間圧延時にBiが液状また
は気泡状となって残存することがなくなり、表面欠陥の
発生をさらに低減させることができる。一方、Bi含有物
体の一個あたりの重量が50 gを超える場合には、Biの液
滴サイズが大きくなり、そのため、熱間圧延時に液状ま
たは気泡状となって残存しやすくなり、表面欠陥の発生
の可能性が増加する。本発明でいう、「Bi含有物体」
は、粒状、粉末状の純BiあるいはSb-Bi 等のBi合金およ
びBiとSnの混合粒等を含むものとする。なお、粉末の場
合はガス吹き法など投入時の粉末の流動性を高める種々
の工夫も併せて行うことが望ましい。The flow velocity of the molten steel is measured directly, or when it is difficult to measure the molten steel directly, the weight of the molten steel per unit time of the molten steel flow flowing and passing at the place where Bi is introduced into the molten steel is defined as the location. It shall be calculated from the value divided by the minimum value of the cross-sectional area for the flow of the molten steel flow in. In addition, the weight of each Bi-containing object to be added to the molten steel is 50 g / on average.
It is preferable that the number is not more than the number. Dispersion in molten steel by setting the weight per Bi-containing object to 50 g or less
The droplet size of Bi becomes smaller and the amount of dissolution in molten steel becomes larger. As a result, Bi does not remain in the form of liquid or bubbles during hot rolling, and surface defects can be further reduced. On the other hand, when the weight of each Bi-containing object exceeds 50 g, the droplet size of Bi becomes large, and as a result, it tends to remain in the form of liquid or bubbles during hot rolling, causing surface defects. Increase the likelihood of. In the present invention, "Bi-containing object"
Includes granular or powdered Bi alloy such as pure Bi or Sb-Bi, and mixed grains of Bi and Sn. In the case of powder, it is desirable to perform various measures such as a gas blowing method so as to improve the fluidity of the powder at the time of charging.

【００３７】上記した方法で成分組成を調整された溶鋼
は、連続鋳造法によりスラブとされ、ついで熱間圧延を
施され熱延板とされる。熱間圧延に際し、スラブは、鋼
中インヒビターの固溶のために、通常1350℃以上の高温
に加熱される。なお、ＳやSeの含有量が0.01％未満の場
合には1350℃未満の温度で加熱することも可能である。
なお、熱間圧延に際しては、スラブ加熱前後において組
織均一化のための厚み低減処理や幅圧下処理など公知の
技術を随時加えることが可能である。さらに、スラブを
誘導加熱する際には、1400℃以上の高温に15〜30分の極
めて短時間に昇温することも可能である。The molten steel whose composition has been adjusted by the above-mentioned method is made into a slab by the continuous casting method, and then hot-rolled to obtain a hot-rolled sheet. During hot rolling, the slab is usually heated to a high temperature of 1350 ° C or higher due to the solid solution of the inhibitor in the steel. When the content of S or Se is less than 0.01%, it is possible to heat at a temperature of less than 1350 ° C.
In the hot rolling, known techniques such as thickness reduction treatment and width reduction treatment for homogenizing the structure before and after heating the slab can be added at any time. Further, when the slab is induction-heated, it is possible to raise the temperature to a high temperature of 1400 ° C. or higher in a very short time of 15 to 30 minutes.

【００３８】熱間圧延は、粗圧延と、４段以上のスタン
ドからなるタンデムミルによる仕上げ圧延とから構成さ
れる。本発明では、仕上げ圧延の温度範囲を、 800〜11
50℃の範囲とする。仕上げ圧延を800 ℃未満の温度で行
うと、熱間圧延中に AINやBNが粗大に析出するととも
に、圧延中での再結晶が遅滞し鋼組織が劣化して、磁気
特性が劣化する。一方、1150℃を超える温度で圧延する
と、鋼板の変形抵抗が小さいため、鋼板中に存在するBi
粒に作用するせん断応力が弱くなる。したがって、熱間
圧延時におけるBiの微細化、分散化が不十分となり、鋼
板表層部に粗大な気泡また液状Biの凝集体が存在するよ
うになり、製品の表面欠陥が増加する。このようなこと
から、本発明では、熱間圧延における仕上げ圧延の温度
範囲は、 800〜1150℃の温度範囲とする。The hot rolling is composed of rough rolling and finish rolling with a tandem mill having four or more stands. In the present invention, the temperature range for finish rolling is 800 to 11
It shall be in the range of 50 ℃. When finish rolling is performed at a temperature of less than 800 ° C, AIN and BN are coarsely precipitated during hot rolling, and recrystallization during rolling is delayed to deteriorate the steel structure and deteriorate magnetic properties. On the other hand, if the steel sheet is rolled at a temperature higher than 1150 ° C, the deformation resistance of the steel sheet is small,
Shear stress acting on the grains is weakened. Therefore, the fineness and dispersion of Bi during hot rolling become insufficient, and coarse air bubbles or agglomerates of liquid Bi are present in the surface layer of the steel sheet, increasing the surface defects of the product. Therefore, in the present invention, the temperature range of finish rolling in hot rolling is set to a temperature range of 800 to 1150 ° C.

【００３９】また、本発明では、仕上げ圧延時の圧下率
は、第１〜第４スタンドまでの前４段の累積圧下率（以
下、前４段累積圧下率ともいう）を70〜95％とする。前
４段累積圧下率が70％未満では、熱間圧延中におけるBi
の微細化が不十分となり、鋼板表層部に粗大な気泡また
液状Biの凝集体が存在するようになり製品の表面欠陥が
増加する。一方、前４段累積圧下率が95％を超えると、
鋼板に過剰な応力が負荷され、割れなどによる表面欠陥
が増大する。このようなことから、熱間圧延の仕上げ圧
延における圧下条件を、第１〜第４スタンドまでの前４
段の累積圧下率を75〜95％とする。なお、仕上げ圧延の
第５スタンド以降の後半の圧延は、Biの微細化能力が弱
く、上記の目的のために圧下率を制御することは必要と
しない。Further, in the present invention, the rolling reduction at the time of finish rolling is 70-95% as the cumulative rolling reduction of the preceding four stages up to the first to fourth stands (hereinafter also referred to as the cumulative rolling reduction of the preceding four stages). To do. If the previous 4th-stage cumulative rolling reduction is less than 70%, Bi
Is not sufficiently miniaturized, and coarse air bubbles or agglomerates of liquid Bi are present in the surface layer of the steel sheet, and surface defects of the product increase. On the other hand, if the 4th-stage cumulative rolling reduction exceeds 95%,
Excessive stress is applied to the steel sheet, and surface defects such as cracks increase. Therefore, the reduction conditions in the finish rolling of the hot rolling should be the same as those before the first to fourth stands.
The cumulative rolling reduction of the step is 75 to 95%. In the latter half rolling after the fifth stand of finish rolling, the Bi refining ability is weak, and it is not necessary to control the reduction rate for the above purpose.

【００４０】熱延板は、ついで熱延板焼鈍を施されたの
ち、１回の冷間圧延を施し最終板厚の冷延板とすること
が好ましい。なお、熱延板焼鈍は省略または低温化し
て、中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を施してもよ
い。また、３回の冷間圧延を施し冷延板とする、３回冷
間圧延法とすることも可能である。冷間圧延の最終圧下
率については、従来から公知のように、AlもしくはＢを
インヒビター成分として含有する場合には、最終冷間圧
延の圧下率を80〜95％の範囲とすることが好ましい。ま
た、ＳまたはSeをインヒビター成分として含有する場合
には、最終冷間圧延の圧下率（最終圧下率）を45〜75％
の範囲とすることが好ましい。The hot-rolled sheet is preferably annealed and then cold-rolled once to obtain a cold-rolled sheet having a final thickness. Note that the hot-rolled sheet annealing may be omitted or the temperature may be lowered, and cold rolling may be performed twice or more with the intermediate annealing interposed therebetween. It is also possible to adopt a three-time cold rolling method in which cold rolling is performed three times to form a cold rolled sheet. As for the final reduction rate of cold rolling, as conventionally known, when Al or B is contained as an inhibitor component, the final reduction rate of final cold rolling is preferably in the range of 80 to 95%. When S or Se is contained as an inhibitor component, the final cold rolling reduction ratio (final reduction ratio) is 45 to 75%.
It is preferable to set it as the range.

【００４１】なお、本発明では冷間圧延は、公知のよう
に温間圧延としてもよく、またパス間時効を行うことも
可能である。これによりさらに磁気特性が向上する。な
お、最終冷間圧延後に、公知のように磁区細分化のため
の鋼板表面に線上の溝を設けることも可能である。かか
る方法により冷延板とした鋼板は、公知の手法による１
次再結晶焼鈍を施したのち、MgＯを成分とする焼鈍分離
剤、または被膜形成を抑制するための焼鈍分離剤を鋼板
表面に塗布してから最終仕上げ焼鈍に供される。さらに
脱炭焼鈍時、または脱炭焼鈍後に公知のような窒化処理
を施すことも可能である。In the present invention, cold rolling may be warm rolling as well known, and interpass aging may be performed. This further improves the magnetic characteristics. After the final cold rolling, it is possible to provide linear grooves on the surface of the steel sheet for subdividing the magnetic domains, as is known. The steel sheet formed into a cold rolled sheet by such a method is
After the subsequent recrystallization annealing, an annealing separator containing MgO as a component or an annealing separator for suppressing film formation is applied to the surface of the steel sheet and then subjected to final finish annealing. Further, it is also possible to perform a known nitriding treatment during the decarburization annealing or after the decarburization annealing.

【００４２】最終仕上げ焼鈍後は、必要に応じて絶縁コ
ーティングを塗布、焼付けし、さらに平坦化焼鈍を施し
製品とする。平坦化焼鈍後の鋼板には鉄損の低減を図る
ため、公知の磁区細分化処理としてプラズマジェットや
レーザー照射を線状に施したり、突起ロールによる線状
の凹みを設けたりする処理を施すこともできる。After the final finish annealing, an insulating coating is applied and baked if necessary, and further flattening annealing is performed to obtain a product. In order to reduce iron loss, the flattened and annealed steel sheet should be subjected to linear plasma jet or laser irradiation as a well-known magnetic domain refining treatment, or to be provided with linear depressions by a projection roll. You can also

【００４３】[0043]

【実施例】以下、実施例に基づいて本発明を詳細に説明
する。 （実施例１）表２に示す成分組成の溶鋼（鋼No. Ａ〜N
o. Ｍ）を、取鍋からタンディッシュに、タンディッシ
ュからモールドに注入し連続鋳造法により鋳込み厚み 2
50mmのスラブとした。このとき、溶鋼の半量は、溶鋼流
速 562g/(s・cm²)で取鍋下ノズルから吐出する溶鋼中へ
純Bi金属粒（平均重量15g/個）を連続投入し、残る溶鋼
の半量は、溶鋼流速30.5g/(s・cm²)のタンディッシュ溶
鋼内に純Bi金属粒( 平均重量15g/個) を連続投入した。EXAMPLES The present invention will be described in detail below based on examples. (Example 1) Molten steel having the composition shown in Table 2 (Steel No. A to N)
o.M) is poured from the ladle into the tundish, from the tundish into the mold, and cast by the continuous casting method.
It was a 50mm slab. At this time, half of the molten steel was continuously charged with pure Bi metal particles (average weight 15 g / piece) into the molten steel discharged from the ladle lower nozzle at a molten steel flow rate of 562 g / (s · cm ² ). Pure Bi metal particles (average weight: 15 g / piece) were continuously charged into a tundish molten steel with a molten steel flow rate of 30.5 g / (s · cm ² ).

【００４４】その後、これらスラブは、 180℃の温度に
３時間保持した後、スラブの幅を40mm減少させる幅圧下
を行った。ついで厚みを 230mmに減厚して誘導加熱炉に
装入し1410℃まで昇温し10分間均熱した。均熱後、熱間
圧延を開始した。熱間圧延の粗圧延は、1250〜1200℃の
温度域で35mm厚のシートバーとしたのち、該シートバー
に、1100〜 950℃の温度域で仕上げ圧延を施し、 1.8mm
厚の熱延板とした。仕上げ圧延のパススケジュールは、
35→24→15→7.5 →5.2 →3.0 →2.4 →1.8mm （前４段
累積圧下率：85％）とした。なお、仕上げ圧延終了温度
は980〜 950℃であった。仕上げ圧延終了の熱延板に、
ジェット水噴流をかけることにより、55〜65℃/sの冷却
速度で急冷し、 600〜 630℃の温度でコイル状に巻き取
った。Thereafter, these slabs were held at a temperature of 180 ° C. for 3 hours and then subjected to width reduction for reducing the width of the slab by 40 mm. Next, the thickness was reduced to 230 mm, and the mixture was charged into an induction heating furnace, heated to 1410 ° C and soaked for 10 minutes. After soaking, hot rolling was started. Rough rolling of hot rolling is a sheet bar having a thickness of 35 mm in the temperature range of 1250 to 1200 ° C., and then the sheet bar is subjected to finish rolling in the temperature range of 1100 to 950 ° C. and 1.8 mm.
A thick hot rolled sheet was used. The pass schedule for finish rolling is
35 → 24 → 15 → 7.5 → 5.2 → 3.0 → 2.4 → 1.8mm (4th stage cumulative rolling reduction: 85%). The finish rolling finish temperature was 980 to 950 ° C. For hot rolled sheet after finishing rolling,
By jetting a jet water jet, it was rapidly cooled at a cooling rate of 55 to 65 ° C / s and wound into a coil at a temperature of 600 to 630 ° C.

【００４５】ついで、これら熱延板（コイル）には、熱
延板焼鈍として、1100℃まで12℃/sの昇温速度で昇温し
1100℃で40秒間保持したのち、ミスト水で35℃/sの冷却
速度で急冷する処理を施した。なお、熱延板焼鈍の雰囲
気は、露点50℃の50％Ｎ₂ とＨ₂ ガスとし、鋼板表層か
ら0.012 質量％のＣを脱炭した。その後各熱延板（コイ
ル）は酸洗されたのち、ゼンジマー圧延機で各圧延パス
出側温度が 170〜 250℃、少なくとも２パスはパス出側
温度が220 ℃以上である温間圧延により、0.27mmの最終
板厚の冷延板とされた。Then, these hot-rolled sheets (coils) were annealed by hot-rolled sheet heating at a heating rate of 12 ° C./s up to 1100 ° C.
After holding at 1100 ° C. for 40 seconds, it was subjected to a treatment of rapidly cooling with mist water at a cooling rate of 35 ° C./s. The atmosphere for hot-rolled sheet annealing was 50% N ₂ and H ₂ gas with a dew point of 50 ° C., and 0.012 mass% C was decarburized from the surface layer of the steel sheet. After that, each hot-rolled sheet (coil) is pickled, and then warm-rolled with a Sendzimer rolling mill at a rolling pass outlet temperature of 170 to 250 ° C and a pass outlet temperature of 220 ° C or higher for at least two passes. The cold-rolled sheet had a final sheet thickness of 0.27 mm.

【００４６】これら冷延板（コイル）に、脱脂後、 850
℃、２分間の脱炭焼鈍を施した。次に、５％のTiO₂を含
有するMgO を焼鈍分離剤としてコイル表面に塗布し、Ｎ
₂ 単独の雰囲気中で 850℃まで昇温しその後 850 ℃の
温度で15時間保持し、その後1150℃までは25％Ｎ₂ と75
％Ｈ₂ の混合雰囲気、以後Ｈ₂ 単独雰囲気で1200℃まで
昇温し、その後５時間保持する最終仕上げ焼鈍を施し
た。最終仕上げ焼鈍後、未反応分離剤を除去した。After degreasing these cold-rolled sheets (coils),
Decarburization annealing was performed at 2 ° C. for 2 minutes. Next, MgO containing 5% TiO ₂ was applied to the coil surface as an annealing separator, and N
Up to 850 ° C. in ₂ alone atmosphere and held for 15 hours at a temperature of heated then 850 ° C., then to 1150 ° C. and 25% N ₂ 75
% H ₂ mixed atmosphere, then H ₂ alone atmosphere was heated up to 1200 ° C., and then final finish annealing was carried out for 5 hours. After the final finish annealing, the unreacted separating agent was removed.

【００４７】これら冷延板（コイル）に、さらに50％の
コロイダルシリカを含有するリン酸マグネシウムを主成
分とする絶縁コーティングを塗布し 800 ℃で焼付け
て、製品（方向性電磁鋼板）とした。各製品より、圧延
方向に沿って30×280mm の大きさのエプスタイン試験片
を切り出し、歪取焼鈍を施した後、1.7Tの磁束密度にお
ける鉄損の値Ｗ_17/50 および磁束密度Ｂ₈ を測定した。
また各コイル（製品）の外観を全長にわたって目視で観
察し、表面欠陥の発生率を求めた。An insulating coating containing magnesium phosphate containing 50% of colloidal silica as a main component was applied to these cold-rolled sheets (coils) and baked at 800 ° C. to obtain products (oriented electrical steel sheets). Epstein test pieces with a size of 30 × 280 mm were cut out from each product along the rolling direction, subjected to strain relief annealing, and then the iron loss value W _17/50 and the magnetic flux density B ₈ at a magnetic flux density of _{1.7 T} were measured. It was measured.
Further, the appearance of each coil (product) was visually observed over the entire length to determine the occurrence rate of surface defects.

【００４８】得られた結果を表３にまとめて示す。The results obtained are summarized in Table 3.

【００４９】[0049]

【表２】 [Table 2]

【００５０】[0050]

【表３】 [Table 3]

【００５１】表３から、本発明例はいずれも、磁気特性
はもちろん表面外観にも優れた方向性電磁鋼板であるこ
とがわかる。本発明の範囲を外れる比較例は、表面欠陥
が多発し表面外観の性状が劣化している。 （実施例２）転炉で溶製し取鍋に出鋼し、ＲＨ脱ガス処
理により、表２に示す成分組成に調整された溶鋼（鋼N
o. Ｎ〜No. Ｐ）を、取鍋からタンディッシュ、タンデ
ィッシュからモールドに注入し連続鋳造法により鋳込み
厚み 250mmのスラブとした。なお、純Bi粒（粒径10mm、
平均重量：1.5 g/個）を、転炉からの出鋼流（溶鋼流
速： 270g/(s・cm²)）に連続投入した。From Table 3, it can be seen that all of the examples of the present invention are grain-oriented electrical steel sheets excellent not only in magnetic properties but also in surface appearance. In comparative examples outside the scope of the present invention, surface defects frequently occur and surface appearance properties are deteriorated. (Example 2) Molten steel melted in a converter, tapped in a ladle, and subjected to RH degassing to have the molten steel (steel N
o.N to No. P) were poured from a ladle into a tundish and from the tundish into a mold, and cast by a continuous casting method to form a slab having a thickness of 250 mm. In addition, pure Bi particles (particle size 10 mm,
The average weight: 1.5 g / piece) was continuously charged to the steel output flow (molten steel flow rate: 270 g / (s · cm ² )) from the converter.

【００５２】得られたスラブは、ガス炉で1200℃に加熱
した後、誘導加熱炉に装入し1420℃まで昇温し10分間均
熱した。均熱後、熱間圧延を開始した。熱間圧延は、12
50〜1200℃の温度域で45mm厚のシートバーとする粗圧延
と、シートバーを2.0mm 厚の熱延板に圧延する仕上げ圧
延とした。仕上げ圧延のパススケジュールは、45→32→
20→14→9.0 →5.5 →3.2 →2.0mm からなる前段強圧下
圧延（前４段累積圧下率：80％）とした。なお、仕上げ
圧延は、各鋼のスラブを３分割して、１／３のスラブ
を、圧延開始温度：1250〜1200℃、圧延終了温度：1120
〜1070℃とする温度域での圧延（高温域圧延）とし、１
／３のスラブを、仕上げ圧延の圧延開始温度：1140〜 9
80℃、圧延終了温度： 960〜 840℃とする温度域での圧
延（中温域圧延）とし、残りの１／３のスラブを、圧延
開始温度： 980〜 920℃、圧延終了温度： 740〜 790℃
の温度域での圧延（低温域圧延）とした。各熱延板は、
熱間仕上げ圧延終了後、ジェット水噴流をかけることに
より55〜65℃/sの冷却速度で急冷し、550 〜580 ℃の温
度でコイル状に巻き取った。The obtained slab was heated to 1200 ° C. in a gas furnace, then charged into an induction heating furnace, heated to 1420 ° C. and soaked for 10 minutes. After soaking, hot rolling was started. Hot rolled 12
In the temperature range of 50 to 1200 ° C, rough rolling was performed to make a 45 mm thick sheet bar, and finish rolling was performed to roll the sheet bar into a hot rolled sheet having a thickness of 2.0 mm. The pass schedule for finish rolling is 45 → 32 →
20 → 14 → 9.0 → 5.5 → 3.2 → 2.0mm 1st stage deep reduction rolling (4th stage cumulative reduction: 80%). In finish rolling, the slab of each steel is divided into three, and 1/3 of the slab is rolled at a rolling start temperature of 1250 to 1200 ° C and a rolling finish temperature of 1120.
Rolling in the temperature range of ~ 1070 ℃ (high temperature rolling) 1
Rolling start temperature of finishing rolling of slab of / 3: 1140-9
Rolling is performed in a temperature range of 80 ° C and rolling end temperature: 960 to 840 ° C (medium temperature region rolling), and the remaining 1/3 of the slab is rolled starting temperature: 980 to 920 ° C, rolling ending temperature: 740 to 790 ℃
Rolling in the temperature range of (low temperature rolling). Each hot rolled sheet is
After hot finishing rolling was completed, it was rapidly cooled at a cooling rate of 55 to 65 ° C / s by applying a jet water jet, and wound into a coil at a temperature of 550 to 580 ° C.

【００５３】ついで、これら熱延板（コイル）には、熱
延板焼鈍として、1150℃まで８℃/sの昇温速度で昇温し
1150℃で60秒間保持したのち、ミスト水で30℃/sの冷却
速度で急冷する処理を施した。なお、熱延板焼鈍の雰囲
気は、露点50℃の50％Ｎ₂ とＨ₂ ガスとし、鋼板表層か
ら0.008 質量％のＣを脱炭した。その後各熱延板（コイ
ル）は酸洗されたのち、ゼンジマー圧延機で各圧延パス
出側温度が 170〜 250℃、少なくとも２パスはパス出側
温度が220 ℃以上である温間圧延により、0.30mmの最終
板厚の冷延板（コイル）とされた。Then, these hot-rolled sheets (coils) were annealed by hot-rolled sheet heating at a heating rate of 8 ° C./s up to 1150 ° C.
After holding at 1150 ° C. for 60 seconds, it was subjected to a treatment of rapidly cooling with mist water at a cooling rate of 30 ° C./s. The atmosphere for hot-rolled sheet annealing was 50% N ₂ and H ₂ gas with a dew point of 50 ° C., and 0.008 mass% of C was decarburized from the surface layer of the steel sheet. After that, each hot-rolled sheet (coil) is pickled, and then warm-rolled with a Sendzimer rolling mill at a rolling pass outlet temperature of 170 to 250 ° C and a pass outlet temperature of 220 ° C or higher for at least two passes. It was a cold rolled sheet (coil) with a final sheet thickness of 0.30 mm.

【００５４】これら冷延板（コイル）に、脱脂後、 850
℃、２分間の脱炭焼鈍を施した。次に、５％のTiO₂を含
有するMgO を焼鈍分離剤としてコイル表面に塗布し、Ｎ
₂ 単独の雰囲気中で 850℃まで昇温しその後 850 ℃の
温度で40時間保持し、その後1150℃までは25％Ｎ₂ と75
％Ｈ₂ の混合雰囲気、以後Ｈ₂ 単独雰囲気で1200℃まで
昇温し、その後５時間保持する最終仕上げ焼鈍を施し
た。最終仕上げ焼鈍後、未反応分離剤を除去した。After degreasing these cold-rolled sheets (coils),
Decarburization annealing was performed at 2 ° C. for 2 minutes. Next, MgO containing 5% TiO ₂ was applied to the coil surface as an annealing separator, and N
₂ Raise the temperature to 850 ° C in a single atmosphere and then hold it at 850 ° C for 40 hours, then 25% N ₂ and 75% up to 1150 ° C.
% H ₂ mixed atmosphere, then H ₂ alone atmosphere was heated up to 1200 ° C., and then final finish annealing was carried out for 5 hours. After the final finish annealing, the unreacted separating agent was removed.

【００５５】これら冷延板（コイル）に、さらに50％の
コロイダルシリカを含有するリン酸マグネシウムを主成
分とする絶縁コーティングを塗布し 800 ℃で焼付け、
さらに鋼板表面にプラズマジェットを圧延方向に５mm間
隔で線状に照射し製品（方向性電磁鋼板）とした。各製
品より、圧延方向に沿って 100×400mm のサイズのSST
(単板磁気試験）試験片を切り出し、1.7Tの磁束密度に
おける鉄損の値Ｗ_17/50 および磁束密度Ｂ₈を測定し
た。また、各コイル（製品）の外観を全長にわたって目
視で観察し、表面欠陥の発生率を求めた。得られた結果
を表４にまとめて示す。On these cold rolled sheets (coils), an insulating coating containing magnesium phosphate containing 50% of colloidal silica as a main component was applied and baked at 800 ° C.
Further, a plasma jet was linearly irradiated on the surface of the steel sheet at intervals of 5 mm in the rolling direction to obtain a product (oriented electrical steel sheet). From each product, SST with a size of 100 × 400 mm along the rolling direction
(Single-plate magnetic test) A test piece was cut out, and an iron loss value W _17/50 and a magnetic flux density B ₈ at a magnetic flux density of _{1.7 T} were measured. In addition, the appearance of each coil (product) was visually observed over the entire length to determine the occurrence rate of surface defects. The results obtained are summarized in Table 4.

【００５６】[0056]

【表４】 [Table 4]

【００５７】表４から、本発明例はいずれも、磁気特性
はもちろん表面外観にも優れた方向性電磁鋼板であるこ
とがわかる。本発明の範囲を外れる比較例は、表面欠陥
が多発し表面外観性状が劣化するか、あるいは磁気特性
が低下している。 （実施例３）転炉で溶製し取鍋に出鋼し、ＲＨ脱ガス処
理により、表２に示す成分組成に調整された溶鋼（鋼N
o. Ｑ〜No. Ｓ）を、取鍋からタンディッシュ、タンデ
ィッシュからモールドに注入し連続鋳造法により鋳込み
厚み 250mmのスラブとした。なお、Sb−Bi合金粒（60ma
ss％Bi−40mass％Sb）をＲＨ脱ガス精錬中の溶鋼流速 7
10g/(s・cm²)の溶鋼中に連続投入した。また、鋼No. Ｑ
およびNo. Ｒでは、平均重量：3.4g／個のSb−Bi合金粒
を、鋼No. Ｓでは、平均重量：68g ／個のSb−Bi合金粒
を使用した。From Table 4, it can be seen that all of the examples of the present invention are grain-oriented electrical steel sheets excellent not only in magnetic properties but also in surface appearance. In comparative examples outside the scope of the present invention, surface defects frequently occur and surface appearance properties are deteriorated, or magnetic properties are deteriorated. (Example 3) Molten steel melted in a converter, tapped in a ladle, and adjusted to the composition shown in Table 2 by RH degassing (steel N
o. Q to No. S) were poured from a ladle into a tundish and from the tundish into a mold, and cast by a continuous casting method to form a slab having a thickness of 250 mm. In addition, Sb-Bi alloy particles (60ma
molten steel flow rate during RH degassing refining of ss% Bi-40 mass% Sb 7
It was continuously charged into molten steel of 10 g / (s · cm ² ). In addition, steel No. Q
In No. R and No. R, average weight: 3.4 g / piece of Sb-Bi alloy particles was used, and in Steel No. S, average weight: 68 g / piece of Sb-Bi alloy particles.

【００５８】得られたスラブは、ガス炉で1250℃に加熱
した後、熱間圧延を開始した。熱間圧延は、1240〜1180
℃の温度域で45mm厚のシートバーとする粗圧延と、シー
トバーを2.3mm 厚の熱延板に圧延する仕上げ圧延とし
た。仕上げ圧延のパススケジュールは、45→34→23→17
→10→6.8 →3.6 →2.3mm（前４段累積圧下率：78％）
とした。なお、仕上げ圧延の開始温度は、1100〜 900℃
の温度域とし、仕上げ圧延終了温度は 920〜 900℃とし
た。仕上げ圧延終了の熱延板に、ジェット水噴流をかけ
ることにより、55〜65℃/sの冷却速度で急冷し、550 〜
580℃の温度でコイル状に巻き取った。The obtained slab was heated to 1250 ° C. in a gas furnace, and then hot rolling was started. Hot rolling is 1240 ~ 1180
In the temperature range of ℃, a sheet bar with a thickness of 45 mm was rough-rolled and a sheet bar was rolled into a hot-rolled sheet with a thickness of 2.3 mm. The pass schedule for finish rolling is 45 → 34 → 23 → 17
→ 10 → 6.8 → 3.6 → 2.3mm (4th stage cumulative rolling reduction: 78%)
And The starting temperature for finish rolling is 1100 to 900 ° C.
And the finish rolling finish temperature was 920 to 900 ° C. By jetting a jet water jet to the hot-rolled sheet after finishing rolling, it is rapidly cooled at a cooling rate of 55-65 ° C / s to 550-
It was wound into a coil at a temperature of 580 ° C.

【００５９】ついで、これら熱延板（コイル）には、熱
延板焼鈍として、1150℃まで８℃/sの昇温速度で昇温し
1150℃で50秒間保持したのち、ミスト水で30℃/sの冷却
速度で急冷する処理を施した。なお、熱延板焼鈍の雰囲
気は、露点10℃の50％Ｎ₂ とＨ₂ ガスとし、鋼板表層か
ら0.002 質量％のＣを脱炭した。その後各熱延板（コイ
ル）は酸洗されたのち、ゼンジマー圧延機で各圧延パス
出側温度が 170〜 250℃、少なくとも２パスはパス出側
温度が220 ℃以上である温間圧延により、0.35mmの最終
板厚の冷延板（コイル）とされた。これら冷延板（コイ
ル）に、脱脂後、 850℃、２分間の脱炭焼鈍、および鋼
中にＮを 120〜 150ppm 含有させる窒化処理を施した。Then, these hot rolled sheets (coils) were heated to 1150 ° C. at a heating rate of 8 ° C./s as a hot rolled sheet annealing.
After holding at 1150 ° C. for 50 seconds, a treatment of rapidly cooling with mist water at a cooling rate of 30 ° C./s was performed. The atmosphere of hot-rolled sheet annealing was 50% N ₂ and H ₂ gas with a dew point of 10 ° C., and 0.002 mass% of C was decarburized from the surface of the steel sheet. After that, each hot-rolled sheet (coil) is pickled, and then warm-rolled with a Sendzimer rolling mill at a rolling pass outlet temperature of 170 to 250 ° C and a pass outlet temperature of 220 ° C or higher for at least two passes. It was a cold-rolled sheet (coil) with a final sheet thickness of 0.35 mm. After degreasing, these cold-rolled sheets (coils) were subjected to decarburization annealing at 850 ° C. for 2 minutes, and subjected to nitriding treatment to make steel contain N of 120 to 150 ppm.

【００６０】次に、10％のTiO₂を含有するMgO を焼鈍分
離剤としてコイル表面に塗布し、Ｎ ₂ 単独の雰囲気中で
850℃まで昇温し、その後1150℃までは25％Ｎ₂ と75％
Ｈ₂の混合雰囲気、以後Ｈ₂ 単独雰囲気で1200℃まで昇
温し、その後５時間保持する最終仕上げ焼鈍を施した。
最終仕上げ焼鈍後、未反応分離剤を除去した。これら冷
延板（コイル）に、さらに50％のコロイダルシリカを含
有するリン酸マグネシウムを主成分とする絶縁コーティ
ングを塗布し 800 ℃で焼付け、さらに鋼板表面にプラ
ズマジェットを圧延方向に５mm間隔で線状に照射し製品
（方向性電磁鋼板）とした。Next, 10% TiO 2₂Annealing of MgO containing
Apply as a release agent to the coil surface, N ₂In a single atmosphere
 25% N up to 850 ℃, then 1150 ℃₂And 75%
H₂Mixed atmosphere, then H₂Raises to 1200 ℃ in a single atmosphere
A final finish anneal was performed, warming and then holding for 5 hours.
After the final finish annealing, the unreacted separating agent was removed. These cold
The rolled plate (coil) further contains 50% colloidal silica.
Insulating coating containing magnesium phosphate as a main component
Coating, bake at 800 ° C,
Zumajet is irradiated linearly at intervals of 5 mm in the rolling direction.
(Oriented electrical steel sheet).

【００６１】得られた各製品より、圧延方向に沿って 1
00×400mm のサイズのSST 試験片を切り出し、1.7Tの磁
束密度における鉄損の値Ｗ_17/50 および磁束密度Ｂ₈ を
測定した。また、各コイル（製品）の外観を全長にわた
って目視で観察し、表面欠陥の発生率を求めた。得られ
た結果を表５にまとめて示す。From each of the obtained products, 1 along the rolling direction
An SST test piece having a size of 00 × 400 mm was cut out, and an iron loss value W _17/50 and a magnetic flux density B ₈ at a magnetic flux density of _{1.7 T} were measured. In addition, the appearance of each coil (product) was visually observed over the entire length to determine the occurrence rate of surface defects. The results obtained are summarized in Table 5.

【００６２】[0062]

【表５】 [Table 5]

【００６３】表５から、本発明例は、いずれも、磁気特
性はもちろん表面外観にも極めて優れた方向性電磁鋼板
であることがわかる。とくに、溶鋼流に投入するBi含有
物質(粒）の平均重量が小さいほど磁気特性、表面外観
に優れていることがわかる。なお、本発明の範囲を外れ
る比較例は、表面欠陥が多発し表面外観が低下してい
る。 （実施例４）表２に示す成分組成の溶鋼（鋼No. Ａおよ
び鋼No. Ｔ〜No. Ｖ）を連続鋳造法で鋳込み厚み 250m
m のスラブとした。なお、溶鋼を取鍋からタンディッシ
ュに注入する際に、取鍋下ノズルの溶鋼流（溶鋼流速 7
10g/(s・cm²)）中に、純Bi金属粒（平均重量25.3g ）を
連続投入した。It can be seen from Table 5 that all of the examples of the present invention are grain-oriented electrical steel sheets which are excellent not only in magnetic characteristics but also in surface appearance. In particular, it can be seen that the smaller the average weight of the Bi-containing substance (grains) added to the molten steel flow, the better the magnetic properties and surface appearance. In Comparative Examples outside the scope of the present invention, surface defects frequently occur and the surface appearance deteriorates. (Example 4) Molten steel having the composition shown in Table 2 (Steel No. A and Steel No. T to No. V) was cast by a continuous casting method to a thickness of 250 m.
It was a slab of m. When pouring molten steel into the tundish from the ladle, the molten steel flow at the ladle lower nozzle (
Pure Bi metal particles (average weight 25.3 g) were continuously charged into 10 g / (s · cm ² ).

【００６４】得られたスラブのうち、鋼No. Ａのスラブ
は、ガス炉で1350℃に加熱した後、熱間圧延を開始し
た。熱間圧延は、1260〜1220℃の温度域で40mm厚のシー
トバーとする粗圧延と、シートバーを2.2mm 厚の熱延板
に圧延する仕上げ圧延とした。仕上げ圧延のパススケジ
ュールは、40→32→22→16→10→6.5 →3.5 →2.2mm
（前４段累積圧下率：75％）とした。なお、仕上げ圧延
の開始温度は、1180〜1000℃の温度域とし、仕上げ圧延
終了温度は 900〜 840℃とした。仕上げ圧延終了の熱延
板に、ジェット水噴流をかけることにより、45〜55℃/s
の冷却速度で急冷し、 580〜 650℃の温度でコイル状に
巻き取った。Among the obtained slabs, the slab of steel No. A was heated to 1350 ° C. in a gas furnace, and then hot rolling was started. The hot rolling was rough rolling to make a 40 mm thick sheet bar in the temperature range of 1260 to 1220 ° C and finish rolling to make a 2.2 mm thick hot rolled sheet bar. The pass schedule for finish rolling is 40 → 32 → 22 → 16 → 10 → 6.5 → 3.5 → 2.2mm
(4th stage cumulative rolling reduction: 75%). The starting temperature of finish rolling was set to a temperature range of 1180 to 1000 ° C, and the finishing temperature of finish rolling was set to 900 to 840 ° C. By applying a jet water jet to the hot-rolled sheet after finishing rolling, 45-55 ℃ / s
It was rapidly cooled at a cooling rate of, and coiled at a temperature of 580 to 650 ° C.

【００６５】ついで、これら熱延板（コイル）には、 9
50℃で30秒間保持する熱延板焼鈍を施した後、酸洗し、
コイルを二分割した。分割した一方のコイルは、冷間圧
延によって65mmの中間厚みとし、他方のコイルは75mmの
中間厚みとしたのち、さらに第２回目の冷間圧延によっ
て両方とも0.34mmの最終板厚の冷延板とした。一方、ま
た、鋼No. Ｔ〜No. Ｖのスラブは、ガス炉で1200℃に加
熱した後、各２スラブずつ熱間圧延を開始した。Then, these hot rolled plates (coils) were
After hot-rolled sheet annealing that holds at 50 ℃ for 30 seconds, pickled,
The coil was split in two. One of the divided coils was cold-rolled to an intermediate thickness of 65 mm, the other coil was an intermediate thickness of 75 mm, and then the second cold-rolling was performed to cold-rolled steel sheet with a final thickness of 0.34 mm. And On the other hand, the steel No. T to No. V slabs were heated to 1200 ° C. in a gas furnace, and then hot rolling was started for each two slabs.

【００６６】熱間圧延は、1180〜1120℃の温度域で45mm
厚のシートバーとする粗圧延と、シートバーを2.2mm 厚
と1.7mm 厚の熱延板にそれぞれ圧延する仕上げ圧延とし
た。仕上げ圧延のパススケジュールは、45→34→23→17
→10→6.6 →3.5 →2.2mm （前４段累積圧下率78％）、
および45→33→20→15→９→6.5 →3.2 →1.7mm （前４
段累積圧下率80％）とした。なお、仕上げ圧延の開始温
度は、1050〜 900℃の温度域とし、仕上げ圧延終了温度
は 860〜 820℃とした。仕上げ圧延終了の熱延板に、ジ
ェット水噴流をかけることにより、55〜65℃/sの冷却速
度で急冷し、550 〜 580℃の温度でコイル状に巻き取っ
た。Hot rolling is 45 mm in the temperature range of 1180 to 1120 ° C.
Rough rolling was used as a thick sheet bar and finish rolling was performed by rolling the sheet bar into hot rolled sheets of 2.2 mm thickness and 1.7 mm thickness, respectively. The pass schedule for finish rolling is 45 → 34 → 23 → 17
→ 10 → 6.6 → 3.5 → 2.2mm (4th stage cumulative rolling reduction 78%),
And 45 → 33 → 20 → 15 → 9 → 6.5 → 3.2 → 1.7mm (front 4
Staged rolling reduction of 80%). The starting temperature of finish rolling was set to a temperature range of 1050 to 900 ° C, and the finishing temperature of finish rolling was set to 860 to 820 ° C. The hot-rolled sheet after finishing rolling was rapidly cooled at a cooling rate of 55 to 65 ° C / s by applying a jet water jet, and wound into a coil at a temperature of 550 to 580 ° C.

【００６７】ついで、これら熱延板（コイル）には、11
50℃で50秒間保持する熱延板焼鈍を施した後、ミスト水
で30℃/sの冷却速度で急冷する処理を施し、ついで酸洗
した。酸洗後、各熱延板（コイル）は、タンデム圧延機
で各圧延パス出側温度が80〜200℃、少なくとも２パス
はパス出側温度が180 ℃以上である温間圧延により、0.
34mmの最終板厚の冷延板（コイル）とされた。Then, these hot rolled plates (coils) were
After hot-rolled sheet annealing was carried out at 50 ° C for 50 seconds, it was rapidly cooled with mist water at a cooling rate of 30 ° C / s, and then pickled. After pickling, each hot-rolled sheet (coil) was subjected to warm rolling in a tandem rolling mill at a rolling pass outlet temperature of 80 to 200 ° C, and at least 2 passes at a pass outlet temperature of 180 ° C or higher.
It was a cold rolled plate (coil) with a final plate thickness of 34 mm.

【００６８】得られたこれら各冷延板（コイル）に、脱
脂後、 850℃、２分間の脱炭焼鈍を施し、ついで、５％
のTiO₂を含有するMgO を焼鈍分離剤としてコイル表面に
塗布し、Ｎ₂ 単独の雰囲気中で 850℃まで昇温し、その
後1150℃までは25％Ｎ₂ と75％Ｈ₂ の混合雰囲気、以後
Ｈ₂ 単独雰囲気で1150℃で10時間保持する最終仕上げ焼
鈍を施した。最終仕上げ焼鈍後、冷却し未反応分離剤を
除去した。Each of the obtained cold-rolled sheets (coils) was degreased, decarburized and annealed at 850 ° C. for 2 minutes, and then 5%.
Of MgO containing TiO ₂ as an annealing separator is applied to the coil surface, and the temperature is raised to 850 ° C. in an atmosphere of N ₂ alone, and then to 1150 ° C., a mixed atmosphere of 25% N ₂ and 75% H ₂ , After that, final finish annealing was carried out in which the atmosphere was H ₂ alone and the temperature was maintained at 1150 ° C. for 10 hours. After the final finish annealing, it was cooled to remove the unreacted separating agent.

【００６９】さらに、これら各冷延板（コイル）に、さ
らに50％のコロイダルシリカを含有するリン酸マグネシ
ウムを主成分とする絶縁コーティングを塗布し 800 ℃
で焼付け、製品（方向性電磁鋼板）とした。得られた各
製品より、圧延方向に沿って、30×280mm のサイズのエ
プスタイン試験片を切り出し、歪取焼鈍を施した後、1.
7Tの磁束密度における鉄損の値Ｗ_{17 /50} および磁束密度
Ｂ₈ を測定した。また、各コイル（製品）の外観を全長
にわたって目視で観察し、表面欠陥の発生率を求めた。
得られた結果を表６にまとめて示す。Furthermore, an insulating coating containing magnesium phosphate containing 50% of colloidal silica as a main component was applied to each of these cold-rolled sheets (coils), and the temperature was set to 800 ° C.
It was baked into a product (oriented electrical steel sheet). Epstein test pieces of size 30 × 280 mm were cut out from each of the obtained products along the rolling direction and subjected to strain relief annealing, and then 1.
The value W _17/50 and the magnetic flux density B ₈ of iron loss in the magnetic flux density of 7T was measured. In addition, the appearance of each coil (product) was visually observed over the entire length to determine the occurrence rate of surface defects.
The obtained results are summarized in Table 6.

【００７０】[0070]

【表６】 [Table 6]

【００７１】表６から、本発明例は、いずれも、磁気特
性はもちろん表面外観にも極めて優れた方向性電磁鋼板
であることがわかる。From Table 6, it can be seen that all of the examples of the present invention are grain-oriented electrical steel sheets which are excellent not only in magnetic properties but also in surface appearance.

【００７２】[0072]

【発明の効果】以上詳述したように、本発明によれば、
表面欠陥が少なく、極めて磁気特性の優れた方向性電磁
鋼板を得ることができ、産業上格段段の効果を奏する。As described in detail above, according to the present invention,
It is possible to obtain a grain-oriented electrical steel sheet having very few surface defects and extremely excellent magnetic properties, which is very industrially effective.

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

【図１】製品の表面欠陥の発生率に及ぼす、溶鋼へのBi
添加時の溶鋼流速および熱間仕上げ圧延時の前４段累積
圧下率の影響を示すグラフである。[Figure 1] Bi on molten steel, which affects the incidence of surface defects in products
It is a graph which shows the influence of the molten steel flow velocity at the time of addition, and the preceding 4th stage rolling reduction at the time of hot finish rolling.

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 山口 広 岡山県倉敷市水島川崎通１丁目（番地な し） 川崎製鉄株式会社水島製鉄所内 Ｆターム(参考） 4K033 AA02 BA01 BA02 CA00 CA01 CA02 CA03 CA04 CA06 CA07 CA09 EA02 FA03 FA05 FA08 HA01 HA03 RA04 5E041 AA02 CA02 NN01 NN18    ─────────────────────────────────────────────────── ─── Continued front page    (72) Inventor Hiroshi Yamaguchi             1-chome, Mizushima Kawasaki-dori, Kurashiki-shi, Okayama             Shi) Kawasaki Steel Co., Ltd. Mizushima Steel Works F-term (reference) 4K033 AA02 BA01 BA02 CA00 CA01                       CA02 CA03 CA04 CA06 CA07                       CA09 EA02 FA03 FA05 FA08                       HA01 HA03 RA04                 5E041 AA02 CA02 NN01 NN18

Claims (4)

【特許請求の範囲】[Claims] 【請求項１】 質量％で、 Ｃ：0.01〜0.15％、 Si：2.5 〜5.5 ％、 Mn：0.03〜3.０％、 Bi：0.002 〜0.08％ を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成
の溶鋼を連続鋳造によりスラブとし、該スラブに熱間圧
延を施し熱延板とし、該熱延板に、あるいはさらに熱延
板焼鈍を施し、１回もしくは中間焼鈍を挟む２回以上の
冷間圧延を施し最終板厚の冷延板として、ついで該冷延
板に１次再結晶焼鈍と最終仕上げ焼鈍とを施し冷延焼鈍
板とする高磁束密度方向性電磁鋼板の製造方法におい
て、前記溶鋼のBiが、70g/(s・cm²)以上の流速を有する
溶鋼へBi含有物体を投入することにより含有され、前記
熱間圧延が、タンデムミルによる仕上げ圧延の温度範囲
を 800〜1150℃とし、かつ該仕上げ圧延における第１〜
第４スタンドまでの前４段の累積圧下率を70〜95％とす
る圧延であることを特徴とする表面性状に優れた高磁束
密度方向性電磁鋼板の製造方法。1. By mass%, C: 0.01 to 0.15%, Si: 2.5 to 5.5%, Mn: 0.03 to 3.0%, Bi: 0.002 to 0.08%, and the balance being Fe and inevitable impurities. A molten steel having the composition In a method for producing a high magnetic flux density grain-oriented electrical steel sheet, which is cold-rolled to obtain a cold-rolled sheet having a final thickness, and then subjected to primary recrystallization annealing and final finish annealing to the cold-rolled sheet to obtain a cold-rolled annealed sheet, Bi of the molten steel, is contained by placing the Bi content object to a molten steel having a 70g / (s · cm ²⁾ or more flow rates, the hot rolling, the temperature range of the finish rolling by the tandem mill 800-1150 C, and the first to the first in the finish rolling
A method for producing a high magnetic flux density grain-oriented electrical steel sheet having excellent surface properties, which comprises rolling in which the cumulative rolling reduction of the preceding four stages up to the fourth stand is 70 to 95%. 【請求項２】 前記溶鋼が、前記組成に加えてさらに質
量％で、Al：0.010〜0.030 ％、Ｂ：0.0010〜0.0050％
のうちの１種またはAlとＢを合計で0.0010〜0.030 ％、
およびＮ：0.003 〜0.012 ％を含有する組成の溶鋼であ
ることを特徴と請求項１に記載の表面性状に優れた高磁
束密度方向性電磁鋼板の製造方法。2. The molten steel, in addition to the above composition, further comprises, by mass%, Al: 0.010 to 0.030% and B: 0.0010 to 0.0050%.
One of the above or Al and B in total of 0.0010 to 0.030%,
And N: 0.003 to 0.012%, which is a molten steel having a composition. A method for producing a high magnetic flux density grain-oriented electrical steel sheet having excellent surface properties according to claim 1, wherein the molten steel is a molten steel. 【請求項３】 前記組成に加えてさらに、質量％で、
Ｓ、Seのうちの１種または２種を合計で0.010 〜0.030
％、および／または、Sb：0.005 〜1.5 ％、Sn：0.005
〜1.5 ％、Cr：0.005 〜1.5 ％、Ｐ：0.005 〜1.5 ％、
Ge：0.005 〜1.5 ％、Ni：0.005 〜1.5 ％、Cu：0.005
〜1.5 ％、Mo：0.005 〜1.5 ％のうちから選ばれた１種
または２種以上を含有する組成とすることを特徴とする
請求項１または２に記載の表面性状に優れた高磁束密度
方向性電磁鋼板の製造方法。3. In addition to the composition, further in mass%,
One or two of S and Se in total of 0.010 to 0.030
% And / or Sb: 0.005 to 1.5%, Sn: 0.005
~ 1.5%, Cr: 0.005-1.5%, P: 0.005-1.5%,
Ge: 0.005-1.5%, Ni: 0.005-1.5%, Cu: 0.005
To 1.5%, Mo: 0.005 to 1.5%, and a composition containing one or more selected from the group consisting of Mo and 0.005 to 1.5%. 3. High magnetic flux density direction excellent in surface properties according to claim 1 or 2, characterized in that For manufacturing high-performance electrical steel sheet. 【請求項４】 前記Bi含有物体が、平均重量として50
g/個以下のBi含有物体であること特徴とする請求項１な
いし３のいずれかに記載の表面性状に優れた高磁束密度
方向性電磁鋼板の製造方法。4. The Bi-containing body has an average weight of 50.
The method for producing a high magnetic flux density grain-oriented electrical steel sheet having excellent surface properties according to any one of claims 1 to 3, which is a Bi-containing object of g / piece or less.