JP3390345B2 - Grain-oriented electrical steel sheet having excellent magnetic properties and method for producing the same - Google Patents

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】この発明は、変圧器その他の
電気機器の鉄心に用いて好適な低鉄損方向性電磁鋼板及
びその製造方法に関するものである。BACKGROUND OF THE INVENTION 1. Field of the Invention The present invention relates to a low iron loss grain oriented electrical steel sheet suitable for use in an iron core of a transformer or other electric equipment and a method for producing the same.

【０００２】[0002]

【従来の技術】方向性電磁鋼板は、変圧器その他の電気
機器の鉄心として使用され、磁気特性に優れること、な
かでも鉄損の低いことが要求される。この鉄損は概ねヒ
ステリシス損と渦電流損との和で表すことができる。方
向性電磁鋼板の鉄損を低くするには、ヒステリシス損及
び渦電流損の一方又は双方を低減することが必要とな
る。これまで、ヒステリシス損については、結晶粒の成
長を抑制する機能を有するインヒビターを用いることに
より、鋼板の結晶粒をゴス方位、すなわち｛１１０｝
〈００１〉方位に高度に集積させて透磁率を増大させる
ことで大幅に低減されてきた。一方、渦電流損について
は、鋼板中のSi含有量を増大させること、板厚を薄くす
ること、二次再結晶粒の粒径を微細化すること、地鉄表
面に張力被膜を形成させることなどによってその低減が
図られてきた。2. Description of the Related Art Grain-oriented electrical steel sheets are used as iron cores for transformers and other electrical equipment, and are required to have excellent magnetic properties, and particularly low iron loss. This iron loss can be generally expressed by the sum of hysteresis loss and eddy current loss. In order to reduce the iron loss of the grain-oriented electrical steel sheet, it is necessary to reduce one or both of the hysteresis loss and the eddy current loss. So far, regarding the hysteresis loss, by using an inhibitor having a function of suppressing the growth of the crystal grains, the crystal grains of the steel sheet have a Goss orientation, that is, {110}.
It has been significantly reduced by increasing the magnetic permeability by highly integrating it in the <001> direction. On the other hand, regarding eddy current loss, increasing the Si content in the steel sheet, reducing the sheet thickness, refining the grain size of secondary recrystallized grains, and forming a tension coating on the surface of the base steel Such efforts have been made to reduce this.

【０００３】さらに近年では人為的に磁区幅を狭くし渦
電流損を低減する方法が開発され、レーザー光（特公昭
57−2252号公報）、プラズマ炎（特開昭62−96617 号公
報）等を照射する方法が開示されている。また、耐熱型
磁区細分化方法(Heat-proofdomain-refining method)
として、二次再結晶後の鋼板に機械的加工により溝を形
成する方法（特公昭62−53579 号公報）や仕上げ焼鈍前
に圧延方向と直交する線状の刻み目を導入する方法（特
公平3 −39968 号公報）などがそれぞれ開示されてい
る。更に、特開昭59−177349号公報には結晶の〈００
１〉方位の圧延面からの傾斜角を適正に制御し磁区幅を
低減することで渦電流損を低減する方法が開示されてい
る。Further, in recent years, a method of artificially narrowing the magnetic domain width to reduce the eddy current loss has been developed.
57-2252), plasma flame (Japanese Patent Laid-Open No. 62-96617), and the like. Also, heat-resistant domain-refining method
As a method, a groove is formed on the steel sheet after secondary recrystallization by mechanical processing (Japanese Patent Publication No. 62-53579), or a linear notch is introduced before finish annealing (Patent Publication 3). -39968) and the like are disclosed. Further, in JP-A-59-177349, <00
A method is disclosed in which the eddy current loss is reduced by appropriately controlling the inclination angle of the 1> orientation from the rolled surface to reduce the magnetic domain width.

【０００４】このように従来の技術においては、ヒステ
リシス損低減のために結晶粒のゴス方位への集積が図ら
れ、また渦電流損低減のために主として磁区幅の低減が
図られてきた。しかしながら、以上述べた従来の鉄損低
減技術は、以下の(1) 〜(3) に列挙する点において十分
な鉄損の低減に至っていない。As described above, in the conventional technique, the crystal grains are integrated in the Goss orientation to reduce the hysteresis loss, and the magnetic domain width is mainly reduced to reduce the eddy current loss. However, the above-described conventional iron loss reduction techniques have not yet achieved sufficient reduction of iron loss in the points listed in (1) to (3) below.

【０００５】(1) 圧延方向と直交する方向（圧延直角方
向）に互いに隣接する二次再結晶粒の結晶方位の差（と
くに圧延面内での方位差）に起因する磁束密度の不均一
分布によって鉄損が増大する。(1) Non-uniform distribution of magnetic flux density due to a difference in crystal orientation of secondary recrystallized grains adjacent to each other in a direction orthogonal to the rolling direction (direction orthogonal to the rolling direction) (in particular, an orientation difference in the rolling plane) Causes iron loss to increase.

【０００６】(2) 二次再結晶粒径が微細である場合、各
結晶粒の結晶方位の差に起因する磁極の生成によって、
透磁率が低下するとともにヒステリシス損が増大する。(2) When the secondary recrystallized grain size is fine, due to the generation of magnetic poles due to the difference in crystal orientation of each crystal grain,
The permeability decreases and the hysteresis loss increases.

【０００７】(3) 結晶方位がゴス方位に近づくに従っ
て、鋼板表面に現れる磁極量が低下し、磁区幅が広くな
ることによって渦電流損の増大を招く。(3) As the crystal orientation approaches the Goss orientation, the amount of magnetic poles appearing on the surface of the steel sheet decreases and the width of the magnetic domain widens, which causes an increase in eddy current loss.

【０００８】上記(1) の問題点に対して鉄損の劣化を防
止する方法を、発明者らは特開平8−49045 号公報にて
開示している。この方法は、鋼板全体にわたって局所磁
束密度変化を均一化するという技術である。この技術の
具体的な実施方法について、発明者らは特開平8 −2881
15号公報にて被膜中の成分および二次再結晶粒のアスペ
クト比を制御するための方法を開示している。これらの
方法は、圧延直角方向に隣接する二次再結晶粒のα角
（圧延面内における［００１］方位の圧延方向からのず
れ角）の差に起因する磁束密度の不均一分布を、圧延方
向への二次再結晶粒の成長を抑止し圧延直角方向への二
次再結晶粒の成長を促進することによって防止すること
ができる。しかしながら、圧延直角方向の二次再結晶粒
の粒径が大きい場合、圧延方向への二次再結晶粒の成長
速度も大きくなりがちである。その結果、素材によって
は適切なアスペクト比が得られず、鉄損が十分に低減さ
れない場合があった。With respect to the problem (1), the inventors have disclosed a method for preventing deterioration of iron loss in Japanese Patent Application Laid-Open No. 8-49045. This method is a technique for making the local magnetic flux density change uniform over the entire steel sheet. Regarding the specific implementation method of this technique, the inventors of the present invention disclosed in Japanese Patent Laid-Open No. 8-2881
Japanese Patent No. 15 discloses a method for controlling the aspect ratio of the components and secondary recrystallized grains in the coating film. In these methods, the nonuniform distribution of the magnetic flux density caused by the difference in α angle (deviation angle of [001] orientation from the rolling direction in the rolling surface) of the secondary recrystallized grains adjacent in the direction perpendicular to the rolling This can be prevented by suppressing the growth of secondary recrystallized grains in the direction and promoting the growth of secondary recrystallized grains in the direction perpendicular to the rolling direction. However, when the grain size of the secondary recrystallized grains in the direction perpendicular to the rolling direction is large, the growth rate of the secondary recrystallized grains in the rolling direction tends to increase. As a result, depending on the material, an appropriate aspect ratio may not be obtained, and iron loss may not be sufficiently reduced.

【０００９】上記(2) の問題点に対しては、前述の人為
的な磁区細分化法が有効であるが、この磁区細分化処理
は同時に透磁率の劣化を招く。したがって、従来の磁区
細分化技術のみによる限りは、透磁率の劣化なく磁区幅
を十分に細分化することは困難である。To solve the problem (2), the artificial magnetic domain subdivision method described above is effective, but this magnetic domain subdivision process causes deterioration of magnetic permeability at the same time. Therefore, it is difficult to sufficiently subdivide the magnetic domain width without deterioration of the magnetic permeability as long as only the conventional magnetic domain subdivision technique is used.

【００１０】また、上記の(3) の問題点に関して、特開
平6 −89805 号公報には粗大な二次再結晶粒に加えて直
径5 mm以下の微細粒を所定の数だけ、所定の方位の範囲
内で存在させることによって鉄損を低減する方法が開示
されている。しかしながらこの方法では、上記(1) の問
題点が解決されていないため、圧延直角方向に隣接する
二次再結晶粒の方位差によって鋼板面内での磁束密度が
不均一分布した場合、目的の鉄損低減効果が得られない
という難点を有していた。Regarding the problem of (3) above, in Japanese Patent Laid-Open No. 6-89805, in addition to coarse secondary recrystallized grains, a prescribed number of fine grains with a diameter of 5 mm or less are prescribed. The method of reducing iron loss by making it exist in the range of is disclosed. However, in this method, since the problem of (1) above has not been solved, if the magnetic flux density in the plane of the steel sheet is unevenly distributed due to the misorientation of the secondary recrystallized grains that are adjacent in the direction perpendicular to the rolling direction, It has a drawback that the effect of reducing iron loss cannot be obtained.

【００１１】[0011]

【発明が解決しようとする課題】この発明は、高透磁率
方向性電磁鋼板において、磁束密度の低下がなく低鉄損
を有する磁気特性に優れる方向性電磁鋼板とその製造方
法をを提案することを目的とする。この発明は、前述の
ような問題点を、再結晶粒の分布と結晶方位を具体的に
規定することによって有利に解決する。DISCLOSURE OF THE INVENTION The present invention proposes a grain-oriented electrical steel sheet having a high magnetic permeability, a grain-oriented electrical steel sheet having a low iron loss and a low iron loss and excellent magnetic properties, and a method for producing the same. With the goal. The present invention advantageously solves the above-mentioned problems by specifically defining the recrystallized grain distribution and crystal orientation.

【００１２】[0012]

【課題を解決するための手段】発明者らは、二次再結晶
粒が圧延方向にある程度成長した場合であっても磁束の
均一化効果と磁区細分化効果とを併せ持つ二次再結晶粒
の形態について鋭意研究した。その結果、高透磁率方向
性電磁鋼板において、磁束密度の劣化を生じることな
く、磁区細分化処理の有無に拘わらず鉄損低減効果を最
大限に発揮することのできる特定の再結晶粒の分布と結
晶方位が存在することを発見し、この発明に至った。Means for Solving the Problems The inventors of the present invention have found that secondary recrystallized grains having both a magnetic flux uniformizing effect and a magnetic domain refining effect even when the secondary recrystallized grains grow to some extent in the rolling direction. I studied morphologically. As a result, in the high-permeability grain-oriented electrical steel sheet, the distribution of the specific recrystallized grains that can maximize the iron loss reduction effect regardless of the presence or absence of the domain refinement treatment without causing the deterioration of the magnetic flux density. It was discovered that there is a crystal orientation of, and this invention was reached.

【００１３】すなわち、この発明の方向性電磁鋼板は、
Si：2.0 〜5.0 mass％を含み、かつ、As、SbおよびBiの
うちの１種または２種以上の合計：0.0003〜0.1 mass％
を含有し、残部Feおよび不可避的不純物の成分組成を有
し、二次再結晶粒の結晶方位［００１］の圧延方向から
のずれ角の平均値が４゜以内の方向性電磁鋼板であっ
て、圧延直角方向の最大長さ：60mm以上の二次再結晶粒
が鋼板面積に対する面積率で85％以上を占め、粒径：2
mm以上20mm以下の範囲の結晶粒が、鋼板面積に対する面
積率で0.2 ％以上、10％以下の範囲を占め、かつ、粒
径：2 mm以上20mm以下の範囲の結晶粒の結晶方位［００
１］が鋼板面となす角の平均値（面積平均値）が1.5 ゜
以上、5.0 ゜以下の範囲である磁気特性に優れる方向性
電磁鋼板である。ここで、成分組成として、さらにMn：
0.03〜0.20mass％、Mo：0.005 〜0.20mass％、Cu：0.01
〜0.30mass％、Ｐ：0.010 〜0.030 mass％およびSn：0.
010 〜0.10mass％から選ばれる１種または２種以上を必
要に応じて含有することができる。That is, the grain-oriented electrical steel sheet of the present invention is
Si: 2.0 to 5.0 mass% is included, and the total of one or more of As, Sb and Bi: 0.0003 to 0.1 mass%
Containing the balance of Fe and unavoidable impurities.
And, an oriented electrical steel sheet of the average value of the deviation angle within 4 ° from the rolling direction of the crystal orientation of secondary recrystallized grains [001], perpendicular to the rolling direction of the maximum length: more secondary re 60mm The crystal grains occupy 85% or more of the area ratio of the steel sheet, and the grain size: 2
The crystal grains in the range of mm to 20 mm occupy the range of 0.2% to 10% in terms of the area ratio to the steel plate area, and the grain orientation: the crystal orientation of the crystal grains in the range of 2 mm to 20 mm [00
[1] is a grain-oriented electrical steel sheet having excellent magnetic properties in which the average angle (area average value) formed with the steel sheet surface is in the range of 1.5 ° to 5.0 °. Here, as the component composition, Mn:
0.03 to 0.20mass%, Mo: 0.005 to 0.20mass%, Cu: 0.01
~ 0.30 mass %, P: 0.010 to 0.030 mass% and Sn: 0.
One kind or two or more kinds selected from 010 to 0.10 mass% can be contained if necessary.

【００１４】この発明の方向性電磁鋼板において、圧延
直角方向と30゜以内の角度をなし、深さ：10μm 以上、
幅：20μm 以上300 μm 以下の線状溝が互いに間隔：1
mm以上30mm以下離れて該鋼板表面上に存在することは、
磁区細分化により鉄損を低減させるために好ましい。ま
た、この発明の方向性電磁鋼板において、鋼板表面にフ
ォルステライト被膜がないことは、ヒステリシス損の低
減により鉄損を低減させるために好ましい。In the grain-oriented electrical steel sheet of the present invention, an angle of 30 ° or less is formed with the direction perpendicular to the rolling, and the depth is 10 μm or more,
Width: 20 μm or more and 300 μm or less Linear grooves are spaced from each other: 1
Existing on the surface of the steel sheet at a distance of not less than 30 mm and not more than 30 mm,
It is preferable for reducing iron loss by subdividing magnetic domains. Further, in the grain-oriented electrical steel sheet of the present invention, it is preferable that the steel sheet surface does not have a forsterite coating in order to reduce iron loss by reducing hysteresis loss.

【００１５】また、この発明の方向性電磁鋼板の製造方
法は、Si：2.0 〜5.0 mass％、Al：0.010 〜0.050 mass
％およびＮ：0.005 〜0.015 mass％と、Ｓ：0.005 〜0.
020mass％およびSe：0.01〜0.04mass％の１種または２
種とを含み、さらにAs、SbおよびBiのうちの１種または
２種以上を合計で0.0003〜0.1 mass％で含有し、残部Fe
および不可避的不純物の成分組成を有する、けい素鋼ス
ラブを1250℃以上に加熱し、900 ℃以上の温度域で熱間
圧延を施して熱延板とした後、800 〜1100℃で20〜300
秒間熱延板焼鈍を施し、次いで該熱延板に800 〜1150
℃，20〜300 秒の中間焼鈍を挟む2 回以上の冷間圧延
を、該冷間圧延の複数パスのうち1 回以上のパスが鋼板
温度150 ℃以上、かつロール出側での鋼板張力が25〜45
kgf/mm² の条件で施した後、800 〜900 ℃で30〜200 秒
間の脱炭焼鈍を施し、次いで焼鈍分離剤を塗布してか
ら、最高温度1130℃以上、5 時間以上の最終仕上げ焼鈍
を施した後、絶縁被膜をコーティングする一連の工程か
らなる。ここで、成分組成として、さらに Mn：0.03〜0.
20mass％、 Mo：0.005 〜0.20mass％、 Cu：0.01〜0.30ma
ss％、 Ｐ：0.010 〜0.030 mass％および Sn：0.010 〜0.
10mass％から選ばれる１種または２種以上を必要に応じ
て含有することができる。 Further, the method for producing a grain-oriented electrical steel sheet according to the present invention comprises: Si: 2.0 to 5.0 mass%, Al: 0.010 to 0.050 mass.
% And N: 0.005 to 0.015 mass% and S: 0.005 to 0.
020mass% and Se: 0.01-0.04mass% 1 or 2
And a total of 0.0003 to 0.1 mass% of one or more of As, Sb and Bi, and the balance Fe.
And a silicon steel slab , which has a composition of unavoidable impurities, is heated to 1250 ° C or higher, hot-rolled in a temperature range of 900 ° C or higher to form a hot-rolled sheet, and then 20 to 300 at 800 to 1100 ° C.
Annealed hot-rolled sheet for 2 seconds, then 800-1150
Two or more cold rollings with intermediate annealing of 20 to 300 seconds at ℃ for at least one of the multiple passes of the cold rolling are performed at a steel plate temperature of 150 ℃ or more and a steel plate tension at the roll exit side. 25 ~ 45
After applying the condition of kgf / mm ² , decarburization annealing is performed at 800 to 900 ℃ for 30 to 200 seconds, then an annealing separator is applied, and then the final finish annealing is performed at the maximum temperature of 1130 ℃ or more for 5 hours or more. And a coating process of an insulating film. Here, as the component composition, Mn: 0.03 to 0.
20mass%, Mo: 0.005 to 0.20mass%, Cu: 0.01 to 0.30ma
ss%, P: 0.010 to 0.030 mass% and Sn: 0.010 to 0.
1 type or 2 types or more selected from 10 mass% as required
Can be included.

【００１６】また、この発明の方向性電磁鋼板の製造方
法は、Si：2.0 〜5.0 mass％、Al：0.010 〜0.050 mass
％およびＮ：0.005 〜0.015 mass％と、Ｓ：0.005 〜0.
020mass％およびSe：0.01〜0.04mass％の１種または２
種とを含み、さらにAs、SbおよびBiのうちの１種または
２種以上を合計で0.0003〜0.1 mass％で含有し、残部Fe
および不可避的不純物の成分組成を有する、けい素鋼ス
ラブを1250℃以上に加熱し、900 ℃以上の温度域で熱間
圧延を施して熱延板とした後、800 〜1100℃で20〜300
秒間熱延板焼鈍を施し、次いで該熱延板に800 〜1150
℃，20〜300 秒の中間焼鈍を挟む2 回以上の冷間圧延
を、該冷間圧延の複数パスのうち1 回以上のパスが鋼板
温度150 ℃以上の条件で施した後、800 〜900 ℃で30〜
200 秒間の脱炭焼鈍を施し、次いで鋼板表面をショット
ブラスト処理した後、焼鈍分離剤を塗布してから、最高
温度1130℃以上、5 時間以上の最終仕上げ焼鈍を施した
後、絶縁被膜をコーティングする一連の工程からなる。
ここで、成分組成として、さらに Mn：0.03〜0.20mass
％、 Mo：0.005 〜0.20mass％、 Cu：0.01〜0.30mass％、
Ｐ：0.010 〜0.030 mass％および Sn：0.010 〜0.10mass
％から選ばれる１種または２種以上を必要に応じて含有
することができる。 Further, the method for producing a grain-oriented electrical steel sheet according to the present invention comprises: Si: 2.0 to 5.0 mass%, Al: 0.010 to 0.050 mass.
% And N: 0.005 to 0.015 mass% and S: 0.005 to 0.
020mass% and Se: 0.01-0.04mass% 1 or 2
And a total of 0.0003 to 0.1 mass% of one or more of As, Sb and Bi, and the balance Fe.
And a silicon steel slab , which has a composition of unavoidable impurities, is heated to 1250 ° C or higher, hot-rolled in a temperature range of 900 ° C or higher to form a hot-rolled sheet, and then 20 to 300 at 800 to 1100 ° C.
Annealed hot-rolled sheet for 2 seconds, then 800-1150
After performing cold rolling twice or more with intermediate annealing of 20 to 300 seconds for 20 to 300 seconds at a steel plate temperature of 150 ° C or more in one or more passes of the cold rolling, 800 to 900 30 ~ at
After decarburization annealing for 200 seconds, then shot blasting the steel sheet surface, applying an annealing separator, then performing final finishing annealing at a maximum temperature of 1130 ° C or more for 5 hours or more, and then coating an insulating film. It consists of a series of steps.
Here, as the component composition, Mn: 0.03 to 0.20 mass
%, Mo: 0.005-0.20mass%, Cu: 0.01-0.30mass %,
P: 0.010 to 0.030 mass% and Sn : 0.010 to 0.10 mass
%, Containing one or more selected from
can do.

【００１７】この発明の方向性電磁鋼板の製造方法にお
いて、冷間圧延後、脱炭焼鈍前の冷延板表面に、圧延直
角方向と30°以内の角度をなし、深さ10μm 以上、幅20
μm以上300 μm 以下の線状溝を互いに間隔：1 mm以上
離してなる線状溝群を付与する工程を施すことは、磁区
細分化により鉄損を低減させた鋼板を得る上で好まし
い。また、この発明の方向性電磁鋼板の製造方法におい
て、焼鈍分離剤の塗布の際、アルミナを主成分とする焼
鈍分離剤を用いることは、鋼板表面にフォルステライト
被膜が形成されないから、ヒステリシス損の低減により
鉄損を低減させた鋼板を得る上で好ましい。In the method for producing a grain-oriented electrical steel sheet according to the present invention, the cold rolled sheet surface after cold rolling and before decarburization annealing forms an angle within 30 ° with the direction perpendicular to the rolling, and has a depth of 10 μm or more and a width of 20 μm.
It is preferable to provide a group of linear grooves each having a distance of 1 mm or more between the linear grooves of μm or more and 300 μm or less from each other in order to obtain a steel sheet in which iron loss is reduced by magnetic domain refinement. Further, in the method for producing a grain-oriented electrical steel sheet of the present invention, when applying an annealing separator, using an annealing separator containing alumina as a main component does not form a forsterite coating on the surface of the steel sheet, so that hysteresis loss It is preferable to obtain a steel sheet with reduced iron loss due to the reduction.

【００１８】[0018]

【発明の実施の形態】まず、この発明の基礎となった実
験について述べる。成分組成として、Ｃ：0.063 mass％
（以下単に％で表す）、Si：3.20％、Mn：0.065 ％、S
e：0.020 ％、Al：0.022 ％、Ｎ：0.0090％、Mo：0.020
％、Sb：0.050 ％およびBi：0.02％を含有し、残部が
主としてFeからなるけい素鋼小型鋼塊（100 kg）を1450
℃の温度に誘導加熱したのち、熱間圧延して板厚：2.4
mmの熱延板とした。この熱延板を熱延板焼鈍（1050℃・
40秒間、窒素中）してから一次冷間圧延して板厚：1.7
mmの冷延板とした。その後、中間焼鈍（1000℃・2 分
間、湿水素中）を施したのち、二次冷間圧延を施して0.
23mmの最終冷延板厚とした。BEST MODE FOR CARRYING OUT THE INVENTION First, an experiment which is the basis of the present invention will be described. As a component composition, C: 0.063 mass%
(Hereinafter simply expressed as%), Si: 3.20%, Mn: 0.065%, S
e: 0.020%, Al: 0.022%, N: 0.0090%, Mo: 0.020
%, Sb: 0.050% and Bi: 0.02%, and the balance is 1450 small silicon steel ingots (100 kg) consisting mainly of Fe.
After induction heating to a temperature of ℃, hot-rolled to a plate thickness of 2.4
mm hot rolled sheet. This hot rolled sheet is annealed by hot rolling (1050 ° C ・
For 40 seconds, in nitrogen), and then cold rolling the primary plate thickness: 1.7
mm cold rolled sheet. After that, an intermediate annealing (1000 ° C, 2 minutes, in wet hydrogen) was performed, and then a secondary cold rolling was performed.
The final cold rolled sheet thickness was 23 mm.

【００１９】ついで、850 ℃・2 分間の脱炭焼鈍を施し
たのち、脱炭焼鈍板に圧下率0.1 ％にて歪み導入処理を
行った。その後MgO を主成分とする焼鈍分離剤を塗布し
てから、1200℃で最終仕上げ焼鈍を行った。この最終仕
上げ焼鈍では850 ℃の温度で20時間の保定による二次再
結晶核生成処理を施した。最終仕上げ焼鈍後は、鋼板に
コロイダルシリカおよび燐酸マグネシウムを主成分とす
る絶縁コーティングを施した。Then, after decarburizing and annealing at 850 ° C. for 2 minutes, the decarburized and annealed sheet was subjected to strain introduction treatment at a rolling reduction of 0.1%. After that, an annealing separator containing MgO as a main component was applied, and then a final finish annealing was performed at 1200 ° C. In this final finish annealing, secondary recrystallization nucleation treatment was carried out by holding at a temperature of 850 ° C for 20 hours. After the final finish annealing, the steel sheet was subjected to an insulating coating containing colloidal silica and magnesium phosphate as main components.

【００２０】かくして得られた鋼板から幅：100 mm、長
さ：280 mmの単板磁気試験（SST ）用の試片を採取し、
鉄損W_17/50、磁束密度B₈を測定した。磁気測定後、各試
片にマクロエッチングを施して二次再結晶粒を出現させ
た。画像解析により各二次再結晶粒の大きさを測定する
とともに、ラウエ法により各二次再結晶粒の結晶方位を
測定した。From the steel plate thus obtained, a sample for a single plate magnetic test (SST) having a width of 100 mm and a length of 280 mm was sampled,
The iron loss W _17/50 and the magnetic flux density B ₈ were measured. After the magnetic measurement, each sample was subjected to macro etching to cause secondary recrystallized grains to appear. The size of each secondary recrystallized grain was measured by image analysis, and the crystal orientation of each secondary recrystallized grain was measured by the Laue method.

【００２１】この発明において、粒径：2 mm以上20mm以
下の範囲の結晶粒の結晶方位［００１］が板面となす角
の平均値（面積平均値）とは、個々の結晶粒方位［００
１］が板面となす角の値に、結晶粒の粒径：2 mm以上20
mm以下の結晶粒の全面積に対する該結晶粒の面積率を乗
じた値の平均値のことをいう。また、結晶粒径（Ｒ）と
は円相当径のことをいい、下記式(1) で表す。 Ｒ＝２（Ｓ／π）^1/2 ・・(1) ただし、 Ｓ：結晶粒面積In the present invention, the average value of the angle (area average value) formed by the crystal orientation [001] of the crystal grains in the range of grain size: 2 mm or more and 20 mm or less means the individual crystal grain orientation [00].
1] is the angle formed by the plate surface and the grain size of the crystal grain: 2 mm or more 20
It means the average value of the values obtained by multiplying the area ratio of the crystal grains with respect to the total area of the crystal grains of mm or less. The crystal grain size (R) means the equivalent circle diameter and is represented by the following formula (1). R = 2 (S / π) ^1/2 ... (1) where S: crystal grain area

【００２２】これらの測定結果を以下に述べる。図１は
各試片の磁束密度B₈と鉄損W_17/50との関係のグラフであ
る。図１から明らかなように、磁束密度B₈が高くなるに
従って鉄損W_17/50の最良値は低下し、B₈が1.96T 以上で
はW_17/50が0.80W/kgを下回るものが存在する。一方、B₈
が1.96T 以上と高いにもかかわらずW_17/50が0.95W/kgを
超えるような鉄損の劣るものも数多く存在する。このよ
うな高磁束密度域での鉄損の劣化は、結晶方位［００
１］の圧延面からのずれの角度（以下β角という）の減
少によって鋼板表面の磁極量が減少し、磁区幅が増大す
ることが原因である。The results of these measurements will be described below. Fig. 1 is a graph showing the relationship between the magnetic flux density B ₈ and the iron loss W _17/50 of each sample. As is clear from Fig. 1, the best value of the iron loss W _17/50 decreases as the magnetic flux density B ₈ increases, and when B ₈ is 1.96T or more, W _17/50 is below 0.80 W / kg. To do. On the other hand, B ₈
Despite being as high as 1.96T or more, there are many inferior iron losses with W _17/50 exceeding 0.95W / kg. The deterioration of iron loss in such a high magnetic flux density region is caused by the crystal orientation [00
The reason is that the amount of magnetic poles on the surface of the steel sheet decreases and the magnetic domain width increases due to a decrease in the angle of deviation from the rolling surface in 1] (hereinafter referred to as β angle).

【００２３】そこでB₈が1.96T 以上の試料に関して、ラ
ウエ法にて測定した各二次再結晶粒のβ角にそれぞれの
面積率を乗じたものを積算して平均β角とし、これと鉄
損W_{1 7/50}との関係について調査した。この結果を図２に
平均β角と鉄損W_17/50との関係のグラフで示す。図２で
は、平均β角の増大に伴って鉄損が減少する傾向が認め
られる。しかし、なお、両者の関係はバラツキがあって
必ずしも明確でない。したがって、B₈が1.96T 以上のよ
うな磁束密度の高い材料では、平均β角のみの制御によ
り鉄損を0.80W/kg以下に低減するのは不可能であると判
断される。またB₈が1.96T 以上の試料では平均の二次再
結晶粒径と鉄損との関係を調べたが、両者の間には明確
な関係は認められなかった。Therefore, for the samples having B ₈ of 1.96 T or more, the β angle of each secondary recrystallized grain measured by the Laue method is multiplied by each area ratio to obtain the average β angle. It was investigated the relationship between the loss W _{1 7/50.} The results are shown in FIG. 2 as a graph of the relationship between the average β angle and the iron loss W _17/50 . In FIG. 2, it is recognized that the iron loss tends to decrease as the average β angle increases. However, the relationship between the two is variable and not always clear. Therefore, it is considered impossible to reduce the iron loss to 0.80 W / kg or less by controlling only the average β angle in a material with high magnetic flux density such that B ₈ is 1.96 T or more. The relationship between the average secondary recrystallized grain size and iron loss was investigated for samples with B ₈ of 1.96 T or higher, but no clear relationship was observed between the two.

【００２４】これらの調査結果を基に、平均β角や平均
粒径以外の鉄損決定因子として、鋼板面内での磁束密度
分布の均一性の向上が鉄損の低減に有効ではないかと着
想し、この点に注目して、更に詳細な研究を行った。Based on the results of these investigations, it was conceived that improving the uniformity of the magnetic flux density distribution within the steel sheet plane would be effective in reducing iron loss as an iron loss determining factor other than the average β angle and average grain size. However, focusing on this point, a more detailed study was conducted.

【００２５】図３に二次再結晶粒（粒径：20mm以上）の
圧延直角方向の最大長さの平均値と鋼板面内の局所磁束
密度の不均一度との関係のグラフを示す。FIG. 3 is a graph showing the relationship between the average value of the maximum length of the secondary recrystallized grains (grain size: 20 mm or more) in the direction perpendicular to the rolling and the nonuniformity of the local magnetic flux density in the plane of the steel sheet.

【００２６】ここで、局所磁束密度の不均一度：ｒは下
記式(2) で定義する。局所磁束密度： B_i ^local は探針
法（needle probe method ）と呼ばれる測定法を用い、
局所磁束密度測定部分の幅を10mmとし、圧延方向、圧延
直角方向のいずれも10mmピッチとして、鋼板の全幅：10
0 mm、圧延方向：200 mmの領域でＮ：200 点の測定を行
った。なお、この局所領域の磁束密度測定時の鋼板全体
の励磁磁束密度 B_m を1.0Tとした。Here, the nonuniformity of the local magnetic flux density: r is defined by the following equation (2). Local magnetic flux density: B _i ^local uses a measurement method called a needle probe method,
The width of the local magnetic flux density measurement part is 10 mm, and the width of the steel sheet is 10 mm in both the rolling direction and the direction perpendicular to the rolling direction.
N: 200 points were measured in the region of 0 mm and rolling direction: 200 mm. The magnetic flux density B _m of the entire steel sheet when measuring the magnetic flux density in this local region was set to 1.0T.

【数１】 [Equation 1]

【００２７】図３から二次再結晶粒の圧延直角方向の最
大長さの平均値が60mm以上では、局所磁束密度の不均一
度ｒが低下する傾向にあることが分かる。そこで、圧延
直角方向の最大長さが60mm以上の二次再結晶粒が鋼板全
体に占める割合と鋼板面内の磁束密度の不均一度ｒとの
関係を調べた。また、同時に結晶粒径が2 〜20mmの比較
的小さい結晶粒の平均β角によっての水準分けも行っ
た。なお、粒径は前掲式(1) にて定める円相当径とし
た。It can be seen from FIG. 3 that when the average value of the maximum lengths of the secondary recrystallized grains in the direction perpendicular to the rolling direction is 60 mm or more, the nonuniformity r of the local magnetic flux density tends to decrease. Therefore, the relationship between the proportion of secondary recrystallized grains having a maximum length of 60 mm or more in the direction perpendicular to the rolling in the entire steel sheet and the non-uniformity r of the magnetic flux density in the plane of the steel sheet was investigated. At the same time, the classification was performed according to the average β angle of relatively small crystal grains having a grain size of 2 to 20 mm. The particle diameter was the equivalent circle diameter defined by the above formula (1).

【００２８】この調査結果を図４に示す。図４は圧延直
角方向最大長さが60mm以上の二次再結晶粒が鋼板全体に
占める割合と鋼板面内での局所磁束密度の不均一度との
関係を示すグラフである。ここで、結晶粒径が2 〜20mm
の平均β角によって水準分けしてある。図４から明らか
なように、圧延直角方向の最大長さが60mm以上の二次再
結晶粒が鋼板全体に占める割合が85％以上の場合で、さ
らに、粒径が2 〜20mmの結晶粒の平均β角が1.5 ゜〜5.
0 ゜の場合に、前記式(2) で定める鋼板面内での磁束密
度の不均一度ｒは0.15以下となる。よって、ｒの小さい
このような条件で鉄損低減効果が期待できる。The results of this investigation are shown in FIG. FIG. 4 is a graph showing the relationship between the proportion of secondary recrystallized grains having a maximum length in the direction perpendicular to the rolling direction of 60 mm or more in the entire steel sheet and the inhomogeneity of the local magnetic flux density in the plane of the steel sheet. Here, the grain size is 2 to 20 mm
The levels are classified according to the average β angle of. As is clear from FIG. 4, when the ratio of the secondary recrystallized grains having the maximum length in the direction perpendicular to the rolling direction of 60 mm or more to the entire steel sheet is 85% or more, the grain size of 2 to 20 mm Average β angle is 1.5 ° to 5.
In the case of 0 °, the inhomogeneity r of the magnetic flux density in the plane of the steel plate defined by the above formula (2) is 0.15 or less. Therefore, the iron loss reducing effect can be expected under such a condition that r is small.

【００２９】そこで、発明者らは圧延直角方向の最大長
さ：60mm以上の二次再結晶粒が鋼板全体に占める割合
と、粒径：2 〜20mmの粒の平均のβ角とに着目して磁束
密度B₈が1.96T 以上の試片の鉄損を調査した。図５に圧
延直角方向の最大長さが60mm以上の二次再結晶粒が鋼板
全体に占める割合、粒径：2 〜20mmの結晶粒の平均β角
および粒径：2 〜20mmの結晶粒が鋼板全体に占める割合
と鉄損W_17/50との関係を示す。図５から明らかなよう
に、圧延直角方向の最大長さが60mm以上の二次再結晶粒
の面積率が85％以上、粒径：2 〜20mmの結晶粒の平均β
角が1.5 ゜〜5 ゜、粒径：2 〜20mmの結晶粒の面積率が
0.2 〜10％の条件で、W_17/50≦0.80W/kgの低鉄損が得ら
れていることが分かる。Therefore, the inventors focused on the ratio of secondary recrystallized grains having a maximum length in the direction perpendicular to the rolling direction: 60 mm or more to the entire steel sheet and the average β angle of grains having a grain size of 2 to 20 mm. Then, the iron loss of the test piece with the magnetic flux density B ₈ of 1.96 T or more was investigated. Fig. 5 shows the proportion of secondary recrystallized grains having a maximum length of 60 mm or more in the direction perpendicular to the rolling in the entire steel sheet, the average β angle of the crystal grains with a grain size of 2 to 20 mm, and the crystal grains with a grain size of 2 to 20 mm. The relationship between the percentage of steel sheet and the iron loss W _17/50 is shown. As is apparent from FIG. 5, the area ratio of the secondary recrystallized grains having the maximum length in the direction perpendicular to the rolling direction of 60 mm or more is 85% or more, and the average β of the crystal grains of 2 to 20 mm in grain size.
The area ratio of crystal grains with an angle of 1.5 ° to 5 ° and a grain size of 2 to 20 mm
It can be seen that a low iron loss of W _17/50 ≤ 0.80 W / kg is obtained under the condition of 0.2 to 10%.

【００３０】つぎに、この発明をより詳しく説明する。
方向性電磁鋼板の地鉄成分として、Siは比抵抗を高め、
渦電流損を低減させる成分として重要である。Si含有量
が低すぎる場合はこの効果が十分に発揮できないため、
Si含有量は2.0 ％以上とする。また、Si量が多すぎる場
合は圧延が困難となるためその上限を5.0 ％とする。Next, the present invention will be described in more detail.
As a base iron component of grain-oriented electrical steel, Si increases the specific resistance,
It is important as a component that reduces eddy current loss. If the Si content is too low, this effect cannot be fully exerted.
The Si content should be 2.0% or more. Further, if the Si content is too large, rolling becomes difficult, so the upper limit is made 5.0%.

【００３１】方向性電磁鋼板素材に抑制力強化成分とし
て、5B族元素であるAs, Sb, Biのうちの１種または２種
以上を含有させることは、高磁束密度を得るために有効
である。また、As, SbおよびBiを添加させることによ
り、二次再結晶粒の粗大化が促進され、圧延直角方向に
長い二次再結晶粒が得易くなる。これらの成分の含有量
の下限値の必要性については、二次再結晶焼鈍で高温領
域まで正常粒成長抑制力を保ち続けて鋼板全体に高い集
積度の二次再結晶粒を生成させるためには、これらの成
分はできるだけ高温域地鉄中に留まっている必要がある
のではないかと考えられる。したがって、これらの成分
が製品板中に若干量残留している場合に良好な磁気特性
が得られると考えられる。しかしながら、これらの成分
が製品板中に過度に存在している場合は析出物の増加に
よりヒステリシス損の増加の原因となる。以上から、製
品板中のAs, SbおよびBiの含有量はヒステリシス損を増
加させることなく高い磁束密度を得るための条件として
これらのうちの１種または２種以上の合計の下限を0.00
03％、上限を0.1 ％とする。It is effective to obtain a high magnetic flux density that the grain-oriented electrical steel sheet material contains one or more of the 5B group elements As, Sb and Bi as a suppressive component. . Further, by adding As, Sb and Bi, coarsening of the secondary recrystallized grains is promoted, and secondary recrystallized grains long in the direction perpendicular to the rolling direction are easily obtained. Regarding the necessity of the lower limit values of the contents of these components, in order to generate secondary recrystallized grains with a high degree of integration in the entire steel sheet by keeping the normal grain growth suppressing force in the high temperature region in the secondary recrystallization annealing. It is thought that these components must remain in the high temperature region of the iron core as much as possible. Therefore, it is considered that good magnetic properties can be obtained when these components remain in the product plate in a slight amount. However, when these components are excessively present in the product sheet, the increase of precipitates causes an increase in hysteresis loss. From the above, the content of As, Sb, and Bi in the product sheet should be 0.00 or less as a condition for obtaining a high magnetic flux density without increasing the hysteresis loss.
03%, the upper limit is 0.1%.

【００３２】この発明は、二次再結晶粒径が大きく極め
て高い方位集積度を有する方向性電磁鋼板において安定
して低鉄損を得ることを目的としている。方位集積度が
低い方向性電磁鋼板の場合には、単純に二次再結晶粒径
を微細化することによって低鉄損化することができる。
したがって、この発明において磁束密度の均一化により
鉄損を低減するための前提条件として、鋼板の平均の結
晶方位のずれ角θ（圧延方向と結晶粒の［００１］方向
のなす角）が4 °以下であることを、設定する。平均結
晶方位θを求める方法は特に限定されるものではない
が、簡便な方法としては磁束密度B₈の測定値を用いる方
法がある。磁区細分化処理なしの場合のB₈が1.94T 以上
であれば、結晶方位のずれ角が4 °以下である。また、
Ｘ線ラウエ法等により、結晶方位を直接測定することも
可能である。この場合のθを求める方法としては、各二
次再結晶粒の方位をそれぞれ測定して面積率を乗じて平
均化する方法や、方位測定を5 〜20mmピッチ程度の格子
点で行い、単純平均を求める方法などがある。An object of the present invention is to stably obtain a low iron loss in a grain-oriented electrical steel sheet having a large secondary recrystallized grain size and an extremely high degree of orientation integration. In the case of a grain-oriented electrical steel sheet having a low degree of orientation integration, the iron loss can be reduced by simply refining the secondary recrystallized grain size.
Therefore, as a precondition for reducing the iron loss by making the magnetic flux density uniform in the present invention, the deviation angle θ of the average crystal orientation of the steel sheet (the angle between the rolling direction and the [001] direction of the crystal grains) is 4 °. Set the following. The method for obtaining the average crystal orientation θ is not particularly limited, but a simple method is to use the measured value of the magnetic flux density B ₈ . If B ₈ is 1.94T or more without magnetic domain refinement, the crystal orientation shift angle is 4 ° or less. Also,
It is also possible to directly measure the crystal orientation by the X-ray Laue method or the like. In this case, θ can be obtained by measuring the orientation of each secondary recrystallized grain and multiplying it by the area ratio and averaging, or by performing orientation measurement at a grid point of about 5 to 20 mm pitch and simply averaging. There is a method of asking for.

【００３３】圧延直角方向の最大長さが60mm以上の二次
再結晶粒の面積率に関する限定、および粒径2 〜20mmの
結晶粒のβ角に関する限定は、図４に示したように鋼板
内部の局所磁束密度分布を均一化させてこれにより鉄損
の低減を図るための条件である。二次再結晶粒の圧延直
角方向の長さを増加させることにより、前掲特開平8−2
88115号公報と同様に、圧延直角方向に隣接する二次再
結晶粒のα角（圧延面内における［００１］方向と圧延
方向の角度）の違いに起因する磁束密度の不均一の発生
を抑制し、鉄損を低減することができる。The limitation on the area ratio of the secondary recrystallized grains having a maximum length of 60 mm or more in the direction perpendicular to the rolling direction and the β angle of the crystal grains having a grain size of 2 to 20 mm are as shown in FIG. This is a condition for homogenizing the local magnetic flux density distribution and reducing iron loss. By increasing the length of the secondary recrystallized grains in the direction perpendicular to the rolling direction, the above-mentioned JP-A-8-2
As in Japanese Patent No. 88115, the occurrence of non-uniformity in the magnetic flux density due to the difference in the α angle (angle between the [001] direction and the rolling direction in the rolling surface) of the secondary recrystallized grains that are adjacent in the direction perpendicular to the rolling is suppressed. However, iron loss can be reduced.

【００３４】粒径2 〜20mmの結晶粒のβ角が1.5 ゜〜5.
0 ゜の範囲にあることによる効果の理由は必ずしも明ら
かではないが、鋼板の大部分を占める二次再結晶粒が圧
延方向に伸張した場合であっても、β角が周囲の結晶粒
から若干ずれた微小粒が存在することによって、磁束密
度分布の不均一さが緩和されるものと推定される。また
β角が1.5 ゜〜5.0 ゜の微小粒とβ角が0 ゜に近い粗大
粒の結晶粒界に生じる磁極によって磁束密度の低下を招
くことなく、磁区の細分化が図られるものと考えられ
る。粒径は2 mm以上で磁束分布の均一化効果および磁区
の細分化効果が得られるが、20mmより大きい場合は磁束
密度の低下を招くので、微小粒の粒径は2〜20mmの範囲
に限定する。また、微小粒の占める面積率に関しては、
0.2 ％以上で磁束の均一化が得られるが、10％を超える
とかえって磁束分布の不均一化を招く可能性が生じるた
め0.2 ％以上、10％以下の範囲に限定する。β角の平均
値は1.5 ゜より小さい場合あるいは5.0 ゜を超える場合
は、前掲図４に示したように磁束分布の均一化効果が得
られないために1.5 ゜〜5.0 ゜に限定する。The β angle of crystal grains having a grain size of 2 to 20 mm is 1.5 ° to 5.
The reason for the effect of being in the 0 ° range is not always clear, but even if the secondary recrystallized grains that occupy most of the steel sheet stretch in the rolling direction, the β angle is slightly different from the surrounding crystal grains. It is estimated that the presence of the displaced fine particles alleviates the non-uniformity of the magnetic flux density distribution. Further, it is considered that the magnetic domains are subdivided without causing a decrease in the magnetic flux density due to the magnetic poles generated at the crystal grain boundaries of the fine grains with the β angle of 1.5 ° to 5.0 ° and the coarse grains with the β angle close to 0 °. . If the particle size is 2 mm or more, the magnetic flux distribution can be made uniform and the magnetic domains can be subdivided, but if it is larger than 20 mm, the magnetic flux density will be reduced, so the particle size of the fine particles is limited to the range of 2 to 20 mm. To do. Also, regarding the area ratio occupied by fine particles,
The magnetic flux can be made uniform at 0.2% or more, but if it exceeds 10%, the magnetic flux distribution may become nonuniform, so the range is limited to 0.2% or more and 10% or less. When the average value of β angle is smaller than 1.5 ° or exceeds 5.0 °, the effect of homogenizing the magnetic flux distribution cannot be obtained as shown in FIG. 4, so the range is limited to 1.5 ° to 5.0 °.

【００３５】以上述べた粒径2 〜20mmの微小粒は、二次
再結晶粒あるいは粗大化した一次再結晶粒のいずれでも
構わない。また、以上述べたこの発明に限定した粒径2
〜20mmの微小な再結晶粒よりもさらに粒径が小さく結晶
方位がランダムな微細粒をこの発明の方向性電磁鋼板内
部に人工的に形成させることは、鉄損をさらに低減させ
るので、このような技術の併用は推奨される。The fine grains having a grain size of 2 to 20 mm described above may be either secondary recrystallized grains or coarse primary recrystallized grains. Further, the particle size 2 limited to the present invention described above
Since artificially forming fine grains having a grain size smaller than that of fine recrystallized grains of ~ 20 mm and a random crystal orientation in the grain-oriented electrical steel sheet of the present invention further reduces iron loss, Combination of different technologies is recommended.

【００３６】上述した条件を満たすことによって磁束密
度分布の均一化による鉄損低減が達成されるが、このよ
うな効果は従来の磁区の細分化による鉄損低減とは異な
る機構によるものであり、両者を組み合わせることによ
り鉄損が相乗的に低減され、従来にない低鉄損を実現す
ることができる。そこで、この発明においては、磁区細
分化により鉄損を低減させるために、鋼板の圧延直角方
向と30゜以内の角度をなし、深さ：10μm 以上、幅：20
μm 以上300 μm 以下の線状溝を間隔：１mm以上30mm以
下で配した線状溝群を鋼板表面に設ける。By satisfying the above-mentioned conditions, the iron loss can be reduced by making the magnetic flux density distribution uniform, but such an effect is due to a mechanism different from the conventional iron loss reduction by subdivision of magnetic domains. By combining the two, the iron loss is synergistically reduced, and it is possible to realize an unprecedented low iron loss. Therefore, in this invention, in order to reduce iron loss by subdividing the magnetic domains, an angle of 30 ° or less is formed with the direction perpendicular to the rolling direction of the steel sheet, a depth: 10 μm or more, and a width: 20
Spacing between linear grooves of μm or more and 300 μm or less : 1 mm or more and 30 mm or less
The linear groove group arranged below is provided on the steel plate surface.

【００３７】線状溝の深さや幅に関しては、深さ：10μ
m 未満の場合や幅：20μm 未満の場合は十分な磁極生成
量が得られず磁区が十分に細分化されないため、深さ：
10μm 以上、幅：20μm 以上とする。溝の幅の上限に関
しては、溝幅が300 μm を超える場合は透磁率の劣化を
招くため、幅：300 μm 以下に限定する。溝間隔につい
ては、間隔：1 mm未満では透磁率の劣化を招くため、間
隔：1 mm以上とするが、磁区細分化の効果の観点からそ
の上限は30mmとする。線状溝の角度に関しては、圧延方
向と直交する方向となす角度が30゜を超えると磁区細分
化効果が低下するため30゜以下に限定する。仕上げ焼鈍
前の鋼板に溝を形成するには、特開昭59−197520号公報
に開示の方法を採用した。仕上げ焼鈍後の鋼板に溝を形
成する場合は、鋼板に荷重を加えて溝を形成後、歪取り
焼鈍を施した。この方法は、特開昭61−117218号公報に
開示されている。Regarding the depth and width of the linear groove, the depth is 10 μm.
If the width is less than m or the width is less than 20 μm, a sufficient amount of magnetic poles cannot be obtained and the magnetic domains are not subdivided sufficiently.
10 μm or more, width: 20 μm or more. Regarding the upper limit of the groove width, if the groove width exceeds 300 μm, the permeability is deteriorated, so the width is limited to 300 μm or less. The groove spacing, spacing: 1 for the less than mm deteriorating the magnetic permeability, Interval: Although the 1 mm or more, the upper limit is you and 30mm in view of the effect of magnetic domain refining. The angle of the linear groove is limited to 30 ° or less because the effect of subdividing the magnetic domain decreases if the angle formed with the direction orthogonal to the rolling direction exceeds 30 °. In order to form the grooves in the steel sheet before finish annealing, the method disclosed in JP-A-59-197520 was adopted. When forming a groove | channel in the steel plate after finish annealing, after applying a load to a steel plate and forming a groove | channel, distortion relief annealing was given. This method is disclosed in JP-A-61-117218.

【００３８】この発明において、鋼板表面にフォルステ
ライト被膜がないことは、ヒステリシス損の低減により
鉄損を低減させるために好ましい。フォルステライトが
鋼板表面に存在する場合、地鉄界面に食い込んだフォル
ステライトアンカーによりヒステリシス損が増加する。
したがって地鉄表面にフォルステライト被膜を形成させ
ないかあるいは形成したフォルステライト被膜を除去す
ることによりヒステリシス損が低減する。張力付与コー
ティングの焼き付けにより、さらに鉄損を低減すること
が可能である。この発明の磁束密度の均一化による鉄損
低減は、ヒステリシス損低減による鉄損低減とは異なる
機構による鉄損低減策である。したがって、この発明の
方向性電磁鋼板であってさらに鋼板表面にフォルステラ
イトコーティングがない場合、従来のフォルステライト
被膜を存在させない製造方法による低鉄損材料よりもさ
らに低い鉄損を得ることが可能である。なお、鋼板表面
にフォルステライト被膜がない材料に対して鏡面化処理
あるいは特公平6 −37694 号公報に開示されているよう
な結晶方位強調処理を施すことによってさらに良好な低
鉄損の製品を得ることができるので、このような技術の
併用も推奨される。In the present invention, the absence of forsterite coating on the surface of the steel sheet is preferable for reducing iron loss by reducing hysteresis loss. When forsterite is present on the surface of the steel sheet, the hysteresis loss increases due to the forsterite anchor that penetrates into the base steel interface.
Therefore, the hysteresis loss is reduced by not forming the forsterite coating on the surface of the base metal or by removing the formed forsterite coating. Baking the tensioning coating can further reduce iron loss. The iron loss reduction by uniformizing the magnetic flux density of the present invention is an iron loss reduction measure by a mechanism different from the iron loss reduction by the hysteresis loss reduction. Therefore, in the grain-oriented electrical steel sheet of the present invention, when the steel sheet surface further has no forsterite coating, it is possible to obtain an iron loss lower than that of the low iron loss material produced by the conventional manufacturing method in which the forsterite coating is not present. is there. It should be noted that a product having a lower iron loss can be obtained by subjecting a material having no forsterite coating on the surface of a steel sheet to a mirroring treatment or a crystal orientation enhancement treatment as disclosed in Japanese Patent Publication No. 6-37694. Therefore, the combination of such technologies is also recommended.

【００３９】この発明の方向性電磁鋼板製品を製造する
ための素材成分はSi，As, SbおよびBi、そしてAl，Ｎ，
ＳおよびSe以外についてはとくに限定はされないが、必
要に応じてＣ，Mn, Mo，Cu，Ｐ，Snなどを添加すること
ができる。The material components for producing the grain-oriented electrical steel sheet product of the present invention are Si, As, Sb and Bi, and Al, N,
Other than S and Se is not particularly limited, but C, Mn, Mo, Cu, P, Sn and the like can be added if necessary.

【００４０】Ｃは変態を利用して熱延組織を改善するの
に有用な成分であり、0.005 ％以上を必要とするが、0.
080 ％を超えると脱炭焼鈍において脱炭不良を起こすの
で好ましくない。C is a component useful for improving the hot-rolled structure by utilizing the transformation, and requires 0.005% or more.
If it exceeds 080%, decarburization failure occurs during decarburization annealing, which is not preferable.

【００４１】Mnは鋼の熱間加工性の改善に有効に寄与す
るだけでなく、ＳもしくはSeとの間でMnS やMnSe等の析
出物を形成し抑制材としての機能を発揮するので0.03〜
0.20％の範囲とすることが好ましい。Since Mn not only effectively contributes to the improvement of the hot workability of steel, but also forms a precipitate such as MnS or MnSe with S or Se to exert a function as an inhibitor,
It is preferably in the range of 0.20%.

【００４２】また、抑制力補強成分（インヒビターの機
能を果たす成分）として、Al，Ｎ，Ｓ，Seを添加するこ
とが良好な磁気特性を得るために有効である。鋼中にAl
とＮを含有させることにより、AlN として析出し、イン
ヒビターとして作用して正常粒成長を抑制する効果があ
る。このとき、Alについてはsol.Alとして0.010 〜0.05
0 ％の範囲で含有させ、Ｎとしては0.005 〜0.015 ％の
含有量とする。同様に、Ｓ，SeもMnS やMnSe等として析
出し、インヒビターとして機能するため、いずれか１種
または２種を含有する。その含有量はそれぞれ、Ｓ：0.
005 〜0.020 ％、Se：0.01〜0.04％である。これらのほ
かにも抑制力の補強のために以下の成分を添加すること
ができる。すなわち、抑制力補強成分として、Mo，Cu，
Ｐ，Snなどが有効である。Further , Al, N, S, Se is added as a suppressive force reinforcing component (a component that fulfills the function of an inhibitor) .
And are effective for obtaining good magnetic properties. Al in steel
The inclusion of N and N has the effect of precipitating as AlN and acting as an inhibitor to suppress normal grain growth. At this time, Al is 0.010 to 0.05 as sol.Al.
The content of N is 0.005 to 0.015%.
The content. Similarly, S, Se also precipitated as MnS or MnSe, etc., to function as an inhibitor, any one
Alternatively, it contains two kinds. The content is S: 0.
005-0.020%, Se: 0.01-0.04%. In addition to these, the following components can be added to reinforce the suppression power. That is, Mo, Cu, and
P, Sn, etc. are effective.

【００４３】CuはMnと同様、SeやＳと結合して、析出物
を形成し抑制力を高める成分であり、その効果は0.01〜
0.30％の範囲で顕著である。ＰはSbと同様、粒界に偏析
して抑制力を高める成分であるが、0.010 ％未満では添
加効果に乏しく、一方0.030 ％を超えると磁気特性、表
面性状を不安定化させるので、0.010 〜0.030 ％とする
ことがよい。Moは二次再結晶粒の核をゴス方位に先鋭化
させる効果を有し、0.005 〜0.20％の範囲での添加が望
ましい。SnはSbと同様、粒界に偏析して抑制力を強化す
る効果を有し、0.010 〜0.10％の範囲でその効果が顕著
である。Like Mn, Cu is a component that binds to Se and S to form a precipitate and enhances the suppressing power, and its effect is 0.01 to
It is remarkable in the range of 0.30%. Similar to Sb, P is a component that segregates at grain boundaries to increase the suppression force, but if it is less than 0.010%, the effect of addition is poor, while if it exceeds 0.030%, the magnetic properties and surface properties are destabilized. It is recommended to set it to 0.030%. Mo has the effect of sharpening the nuclei of secondary recrystallized grains in the Goss orientation, and it is desirable to add Mo in the range of 0.005 to 0.20%. Similar to Sb, Sn has the effect of segregating to the grain boundaries and strengthening the suppressing force, and the effect is remarkable in the range of 0.010 to 0.10%.

【００４４】なお上記の各成分において、Ｃ，Ｓ，Se，
ＮおよびAlは各機能を果たしたのち、Ｃは主として脱炭
焼鈍において、またＳ，Se，ＮおよびAlは仕上げ焼鈍後
半の純化焼鈍において除去されるので、製品の地鉄中の
不純物として微量残存するのみである。In each of the above components, C, S, Se,
After N and Al perform their respective functions, C is mainly removed in decarburization annealing, and S, Se, N and Al are removed in the purification annealing in the latter half of finish annealing. Therefore, trace amounts remain as impurities in the base metal of the product. Only to do.

【００４５】次に、この発明の方向性電磁鋼板を製造す
るための条件について説明する。 （スラブ加熱温度1250℃以上）この発明の方向性電磁鋼
板の製造工程においては、スラブ加熱時に鋼中の析出分
散型のインヒビター成分を完全に固溶させ、引き続く圧
延工程でMnSe、MnS 、Cu_2-XSe、 Cu_2-XS 、AlN 等のイ
ンヒビターの微細な分散を得ることが重要である。この
条件が満たされないと、最終仕上げ焼鈍中にAs、Sb、Bi
等の正常粒成長抑制力が発現する前に一次再結晶粒の粗
大化が生じ、磁気特性が劣化する。このためには1250℃
以上のスラブ加熱温度が必要である。Next, the conditions for producing the grain-oriented electrical steel sheet of the present invention will be described. (Slab heating temperature 1250 ° C. or higher) In the production process of the grain-oriented electrical steel sheet of the present invention, the precipitation-dispersed inhibitor component in the steel is completely dissolved during slab heating, and MnSe, MnS, and Cu ₂ are added in the subsequent rolling process. _-It is important to obtain a fine dispersion of inhibitors such as _-X Se, Cu _2-X S, and AlN. If this condition is not met, As, Sb, Bi
The primary recrystallized grains are coarsened before the normal grain growth suppressing force is exhibited, and the magnetic properties are deteriorated. For this 1250 ℃
The above slab heating temperature is required.

【００４６】（熱間圧延温度900 ℃以上）スラブ加熱終
了から仕上げ熱間圧延が終了するまでにスラブ又は熱延
板の温度が過度に低下した場合、鋼中のインヒビターが
粗大に析出し、最終仕上げ焼鈍中にAs、Sb、Bi等の正常
粒成長抑制力が発現する前に一次再結晶粒の粗大化が生
じ、磁気特性が劣化する。このためには熱間圧延温度と
しては900 ℃以上が必要である。(Hot rolling temperature of 900 ° C. or higher) If the temperature of the slab or hot rolled sheet is excessively decreased from the end of slab heating to the end of finish hot rolling, the inhibitors in the steel will be coarsely precipitated and the final During the finish annealing, the primary recrystallized grains are coarsened before the normal grain growth suppressing force of As, Sb, Bi, etc. is developed, and the magnetic properties are deteriorated. For this purpose, the hot rolling temperature must be 900 ° C or higher.

【００４７】（熱延板焼鈍温度800 〜1100℃、焼鈍時間
20〜300 秒）熱延板焼鈍は、熱延板組織の均質化を図る
とともに、AlN 等のインヒビターの析出を制御するため
に重要な工程である。熱延板焼鈍温度が800 ℃未満、又
は焼鈍時間が20秒に満たないとこのような組織及びイン
ヒビターの調整効果が不十分であり、また、焼鈍温度が
1100℃を超え、又は焼鈍時間が200 秒を超えるような場
合はインヒビターの粗大化を招き、磁気特性が不安定に
なるので、上記の範囲とする。(Hot-rolled sheet annealing temperature 800 to 1100 ° C., annealing time
(20-300 seconds) Hot-rolled sheet annealing is an important step for homogenizing the hot-rolled sheet structure and controlling precipitation of inhibitors such as AlN. If the annealing temperature of the hot-rolled sheet is less than 800 ° C or the annealing time is less than 20 seconds, the effect of adjusting such a structure and the inhibitor is insufficient, and the annealing temperature is
If it exceeds 1100 ° C or if the annealing time exceeds 200 seconds, the inhibitor becomes coarse and the magnetic properties become unstable, so the above range is set.

【００４８】（中間焼鈍温度800 〜1150℃、焼鈍時間20
〜300 秒）中間焼鈍は、予備冷間圧延後の再結晶により
組織の調整を行うとともに、鋼中炭化物の析出の制御、
析出型インヒビターの分散状態の調整等を主たる目的と
する。この発明では、上述のごとく析出型インヒビター
の強度をAs、Sb、Bi等による抑制力強化作用とマッチン
グさせる必要があり、このために中間焼鈍温度と焼鈍時
間を適正に制御する必要がある。中間焼鈍温度が800 ℃
未満、焼鈍時間が20秒未満である場合は再結晶が十分で
ないために組織の劣化を招く。一方、焼鈍温度が1150℃
を超える場合や焼鈍時間が300 秒を超える場合は逆に析
出型インヒビターが劣化して二次再結晶不良を起こす。
したがって、この発明では中間焼鈍温度を800 〜1150
℃、焼鈍時間を20〜300 秒の範囲に限定した。(Intermediate annealing temperature 800 to 1150 ° C., annealing time 20
In the intermediate annealing, the structure is adjusted by recrystallization after preliminary cold rolling, and the precipitation of carbides in steel is controlled.
Its main purpose is to adjust the dispersion state of precipitation inhibitors. In the present invention, as described above, it is necessary to match the strength of the precipitation-type inhibitor with the suppressing force strengthening action of As, Sb, Bi, etc. Therefore, it is necessary to appropriately control the intermediate annealing temperature and the annealing time. Intermediate annealing temperature is 800 ° C
If the annealing time is less than 20 seconds, the recrystallization is not sufficient and the structure is deteriorated. On the other hand, the annealing temperature is 1150 ℃
On the contrary, when the annealing time exceeds 300 seconds or when the annealing time exceeds 300 seconds, the precipitation-type inhibitor deteriorates and secondary recrystallization failure occurs.
Therefore, in the present invention, the intermediate annealing temperature is 800 to 1150.
The annealing temperature was limited to 20 to 300 seconds.

【００４９】（冷間圧延温度150 ℃以上、ロール出側張
力25〜45kgf/mm² （最低１パス以上））この発明の主旨
は、二次再結晶粒の粗大化によって生じる鋼板内部の磁
束密度の不均一を抑制して低鉄損化を達成することにあ
り、そのためには、二次再結晶粒の圧延直角方向の幅を
60mm以上とし、かつ、所定の微細粒を所定の面積率で鋼
板内に存在させることが必要である。冷間圧延温度と冷
間圧延時のロール出側張力の制御は微細粒の生成のため
に必要な条件であり、ロール出側張力が25kgf/mm² に満
たない場合は粒径2 〜20mmの粒の面積率が0.2 ％未満で
あったり、微小粒の平均のβ角が1.5 °に満たない場合
が生じる。また、ロール出側張力が45kgf/mm² を超える
とこのような微細粒の面積が10％を超えたり、微小粒の
平均のβ角が5.0 ％を超えたりする場合が生じる。ま
た、圧延張力が25〜45kgf/mm² の範囲であっても圧延温
度が150 ℃に満たない場合には集合組織の変化により微
細粒が生成し難い。したがって、この発明の微細粒に関
する条件を満たすためには、冷間圧延の際に１パス以上
を最高温度150 ℃以上、ロール出側張力25〜45kgf/mm²
とする必要がある。(Cold rolling temperature 150 ° C. or higher, roll take-out side tension 25 to 45 kgf / mm ² (minimum 1 pass or more)) The gist of the present invention is that the magnetic flux density inside the steel sheet is caused by the coarsening of the secondary recrystallized grains. To reduce the iron loss by suppressing the non-uniformity of the secondary recrystallized grains.
It is necessary to make it 60 mm or more and to allow a predetermined fine grain to exist in a steel plate at a predetermined area ratio. Control of the roll exit side tension during cold rolling temperature and the cold rolling is a necessary condition for the production of fine particles, if the roll exit side tension is less than 25 kgf / mm ² particle size 2 to 20 mm of The area ratio of grains may be less than 0.2%, or the average β angle of fine grains may be less than 1.5 °. Further, when the roll-out tension exceeds 45 kgf / mm ² , the area of such fine particles may exceed 10%, or the average β angle of the fine particles may exceed 5.0%. Even if the rolling tension is in the range of 25 to 45 kgf / mm ² , if the rolling temperature is less than 150 ° C, it is difficult to generate fine grains due to the change of texture. Therefore, in order to satisfy the conditions concerning the fine grain of the present invention, the maximum temperature of 150 ℃ or more and the roll exit side tension of 25 to 45 kgf / mm ² during one pass or more during cold rolling.
And need to.

【００５０】（脱炭焼鈍板へのショットブラスト処理）
上記の微細粒を生成させるためには、上述のように圧延
張力を適正に制御する方法の他に、脱炭焼鈍板にショッ
トブラスト処理を施して微小歪を加える方法がある。脱
炭焼鈍板に微小剛体を衝突させることにより、鋼板に局
所的に歪が付与されて仕上げ焼鈍の初期に微小粒が発生
し、粒径2 〜20の微小粒を生成させることが可能であ
る。(Shot blasting of decarburized annealed plate)
In order to generate the above-mentioned fine grains, there is a method of subjecting the decarburized and annealed sheet to shot blasting to apply a minute strain in addition to the method of appropriately controlling the rolling tension as described above. By colliding a small rigid body with a decarburized annealed plate, a local strain is applied to the steel plate to generate fine particles in the initial stage of finish annealing, and it is possible to generate fine particles with a grain size of 2 to 20. .

【００５１】（仕上げ焼鈍温度1130℃以上、焼鈍時間5
時間以上）鋼板中の含まれるAl、Ｎ、Ｓ、Se等の不純物
を除去し、ヒステリシス損を改善することにより低鉄損
化を図るための条件として、仕上げ焼鈍では二次再結晶
終了後に、1130℃以上、5 時間以上が必要である。(Finishing annealing temperature 1130 ° C. or higher, annealing time 5
(More than time) As a condition for reducing iron loss by removing impurities such as Al, N, S, and Se contained in the steel sheet and improving hysteresis loss, in finish annealing after completion of secondary recrystallization, 1130 ℃ or more, 5 hours or more is required.

【００５２】[0052]

【実施例】（実施例１）Ｃ：0.065 ％、Si：3.20％、M
n：0.065 ％、Se：0.025 ％、Al：0.025 ％、Ｎ：0.009
0％、Mo：0.025 ％、Sb：0 〜0.05％、Bi：0 〜0.05％
およびAs：0 〜0.05％を含有し残部が主としてFeからな
るけい素鋼スラブ20本（記号1A〜1T）を1450℃の温度に
誘導加熱したのち、1000℃以上の温度域で熱間圧延して
板厚：2.4mmの熱延板とした。この熱延板を1050℃・40
秒間、窒素中にて熱延板焼鈍してから一次冷間圧延して
板厚：1.7 mmの冷延板とした。続いて、中間焼鈍（1000
℃・2 分間、湿水素中）を施したのち、二次冷間圧延を
施して0.23mmの最終冷延板厚とした。二次冷間圧延の最
終5 パスは鋼板温度：250 ℃にて圧延を行い、最終5パ
スのロール出側での圧延張力を20〜50kgf/mm² 、定常部
での圧延温度を50〜250 ℃とした。[Example] (Example 1) C: 0.065%, Si: 3.20%, M
n: 0.065%, Se: 0.025%, Al: 0.025%, N: 0.009
0%, Mo: 0.025%, Sb: 0-0.05%, Bi: 0-0.05%
And As: 20 silicon steel slabs containing 0 to 0.05% and the balance consisting mainly of Fe (symbols 1A to 1T) were induction heated to a temperature of 1450 ° C, and then hot rolled in a temperature range of 1000 ° C or higher. Plate thickness: 2.4 mm hot rolled plate. 1050 ℃ ・ 40
After hot-rolled sheet annealing in nitrogen for 2 seconds, primary cold rolling was performed to obtain a cold-rolled sheet having a plate thickness of 1.7 mm. Then, the intermediate annealing (1000
C. for 2 minutes in wet hydrogen) and then secondary cold rolling to a final cold-rolled sheet thickness of 0.23 mm. The final five passes of the secondary cold rolling are performed at a steel plate temperature of 250 ° C, the rolling tension at the roll exit side of the final five passes is 20 to 50 kgf / mm ² , and the rolling temperature at the steady part is 50 to 250. ℃ was made.

【００５３】続いて、850 ℃・2 分間の脱炭焼鈍を施し
たのち、MgO を主成分とした焼鈍分離剤を塗布してか
ら、コイルに巻き取り、1200℃の温度の最終仕上げ焼鈍
を行った。最終仕上げ焼鈍終了後は、鋼板にコロイダル
シリカおよび燐酸マグネシウムを主成分とする絶縁コー
ティングを施した。Subsequently, after decarburizing annealing at 850 ° C. for 2 minutes, an annealing separating agent containing MgO as a main component was applied, and then wound on a coil and subjected to final finishing annealing at a temperature of 1200 ° C. It was After the final finish annealing, the steel sheet was subjected to an insulating coating containing colloidal silica and magnesium phosphate as main components.

【００５４】以上のようにして得られた各鋼板からエプ
スタイン試験片を採取し、鉄損W_{17/ 50}および磁束密度B₈
を測定した。また、鋼帯全幅にわたる試片を採取し、マ
クロエッチングを施して二次再結晶粒を顕にして画像解
析により各二次再結晶粒の形態を測定するとともに、ラ
ウエ法により各二次再結晶粒の結晶方位を測定した。さ
らに、製品板の地鉄成分を湿式分析した。[0054] The above manner of Epstein test pieces were taken from each steel plate obtained, the iron loss W _17/50 and the magnetic flux density B ₈
Was measured. In addition, samples of the entire width of the steel strip were sampled, macro-etching was performed to reveal the secondary recrystallized grains, and the morphology of each secondary recrystallized grain was measured by image analysis. The crystallographic orientation of the grains was measured. Furthermore, the ground iron component of the product plate was subjected to wet analysis.

【００５５】表１，表２に以上で得られた方向性電磁鋼
板製品の地鉄成分、二次再結晶粒形態、結晶方位および
磁気特性（磁束密度B₈、鉄損W_17/50）の調査結果をまと
めて示す。Tables 1 and 2 show the base iron composition, secondary recrystallized grain morphology, crystal orientation and magnetic properties (magnetic flux density B ₈ , iron loss W _17/50 ) of the grain-oriented electrical steel sheet products obtained above. The survey results are shown together.

【００５６】[0056]

【表１】 [Table 1]

【００５７】[0057]

【表２】 [Table 2]

【００５８】表１，表２から明らかなように、この発明
に適合する適合例は、磁区細分化処理を施さない方向性
電磁鋼板であるにもかかわらず、いずれも極めて優れた
磁気特性を有していることが分かる。As is clear from Tables 1 and 2, the conforming examples conforming to the present invention are the grain-oriented electrical steel sheets which are not subjected to the domain refinement treatment, but all have extremely excellent magnetic properties. You can see that

【００５９】（実施例２）Ｃ：0.067 ％、Si：3.30％、
Mn：0.068 ％、Se：0.023 ％、Al：0.022 ％、Ｎ：0.00
85％、Mo：0.020 ％、Sb：0.05％およびBi：0.04％を含
有し残部が主としてFeからなるけい素鋼スラブ15本（記
号2A〜2P）を1450℃の温度に誘導加熱したのち、900 ℃
以上の温度域で熱間圧延して板厚：2.4 mmの熱延板とし
た。この熱延板を1050℃・40秒間、窒素中にて熱延板焼
鈍してから１次冷間圧延して板厚：1.7 mmの冷延板とし
た。続いて、中間焼鈍（1000℃・2 分間、湿水素中）を
施したのち、二次冷間圧延を施して0.23mmの最終冷延板
厚とした。この二次冷間圧延の最終5 パスは鋼板温度：
250 ℃とし、最終5 パスの圧延張力を20kg／mm² （記号
2A）、40kg／mm² （2B〜20）、50kg／mm² （記号2P) の
3 水準とした。(Example 2) C: 0.067%, Si: 3.30%,
Mn: 0.068%, Se: 0.023%, Al: 0.022%, N: 0.00
After induction heating 15 silicon slabs (symbols 2A to 2P) containing 85%, Mo: 0.020%, Sb: 0.05% and Bi: 0.04% and the balance mainly Fe, to a temperature of 1450 ° C, then 900 ℃
Hot rolling was performed in the above temperature range to obtain a hot rolled sheet with a plate thickness of 2.4 mm. This hot-rolled sheet was annealed at 1050 ° C. for 40 seconds in nitrogen and then primary cold-rolled to obtain a cold-rolled sheet having a sheet thickness of 1.7 mm. Subsequently, after intermediate annealing (1000 ° C for 2 minutes in wet hydrogen), secondary cold rolling was performed to a final cold rolled sheet thickness of 0.23 mm. The final 5 passes of this secondary cold rolling are steel plate temperature:
At 250 ℃, the rolling tension of the last 5 passes is 20 kg / mm ² (symbol
2A), 40kg / mm ² (2B to 20), 50kg / mm ² (symbol 2P)
Three levels were set.

【００６０】続いて、レジストエッチングにより鋼板表
面（片面）に圧延直角方向と15゜をなす方向に延びる線
状の溝を形成させた。すなわち、記号2C，2D，2E，およ
び2Fから製造された冷延コイルについては溝深さ：5 μ
m 〜25μm 、溝幅：50μm 、溝間隔：4 mmとし、記号2
G，2H，2Iおよび2Jについては溝深さ：12μm 、溝幅：1
0〜400 μm 、溝間隔：5 mmとし、記号2K，2L，2M，2
N，2Oおよび2Pについて溝深さ：18μm 、溝幅：100 μm
、溝間隔：0.5 〜5 mmとした。また、記号2A，2Bには
溝を形成させなかった。Then, resist etching was performed to form linear grooves extending on the surface of the steel sheet (one surface) in a direction forming an angle of 15 ° with the direction perpendicular to the rolling. That is, for cold rolled coils manufactured from symbols 2C, 2D, 2E, and 2F, groove depth: 5 μ
m to 25 μm, groove width: 50 μm, groove spacing: 4 mm, symbol 2
For G, 2H, 2I and 2J, groove depth: 12 μm, groove width: 1
0 to 400 μm, groove spacing: 5 mm, symbol 2K, 2L, 2M, 2
Groove depth: 18 μm, groove width: 100 μm for N, 2O and 2P
, Groove spacing: 0.5 to 5 mm. No groove was formed on the symbols 2A and 2B.

【００６１】続いて、850 ℃・2 分間の脱炭焼鈍を施し
たのち、MgO を主成分とした焼鈍分離剤を塗布してか
ら、コイルに巻き取り、1200℃の温度で最終仕上げ焼鈍
を行った。最終仕上げ焼鈍終了後は、鋼板にコロイダル
シリカおよび燐酸マグネシウムを主成分とする絶縁コー
ティングを施した。Subsequently, after decarburizing annealing at 850 ° C. for 2 minutes, an annealing separating agent containing MgO as a main component was applied, wound on a coil, and finally finishing annealing was performed at a temperature of 1200 ° C. It was After the final finish annealing, the steel sheet was subjected to an insulating coating containing colloidal silica and magnesium phosphate as main components.

【００６２】以上のようにして得られた各鋼板からエプ
スタイン試験片を採取し、鉄損W_{17/ 50}、磁束密度B₈を測
定した。また、鋼帯全幅にわたる試片を採取し、マクロ
エッチングを施して二次再結晶粒を顕にして画像解析に
より各二次再結晶粒の形態を測定するとともに、ラウエ
法により各結晶粒の結晶方位を測定した。また、製品板
の地鉄成分を湿式分析した結果、製品板地鉄中にSb：0.
04％、Bi：0.02％が残留していた。[0062] The Epstein test pieces were sampled from each steel sheet obtained as described above, the iron loss W _17/50, the magnetic flux density was measured B _8. In addition, the specimen of the entire width of the steel strip is sampled, the secondary recrystallized grains are exposed by macro etching to measure the morphology of each secondary recrystallized grain by image analysis, and the crystal of each crystalline grain is measured by the Laue method. The azimuth was measured. In addition, as a result of wet analysis of the ground iron component of the product plate, Sb: 0.
04% and Bi: 0.02% remained.

【００６３】表３に以上の方向性電磁鋼板製品の線状溝
形状や二次再結晶粒形態、結晶方位および磁気特性（磁
束密度B₈、鉄損W_17/50）の調査結果をまとめて示す。Table 3 shows a summary of the survey results of the linear groove shape, secondary recrystallized grain morphology, crystal orientation and magnetic characteristics (magnetic flux density B ₈ , iron loss W _17/50 ) of the _above grain-oriented electrical steel sheet products. Show.

【００６４】[0064]

【表３】 [Table 3]

【００６５】表３から明らかなようにこの発明に適合す
る適合例はいずれも、極めて優れた磁気特性を有してい
て、更に、第２発明に適合する条件（２Ｄ，２Ｅ，２
Ｆ，２Ｈ，２Ｌ，２Ｎ，２Ｏ）では、特に低い鉄損値が
得られている。As is apparent from Table 3, all the conforming examples that conform to the present invention have extremely excellent magnetic characteristics, and further the conditions (2D, 2E, 2) conforming to the second aspect of the invention.
(F, 2H, 2L, 2N, 2O), particularly low iron loss values are obtained.

【００６６】（実施例３）Ｃ：0.065 ％、Si：3.20％、
Mn：0.065 ％、Se：0.025 ％、Al：0.025 ％、Ｎ：0.00
90％、Mo：0.025 ％、Sb：0 〜0.05％、Bi：0 〜0.05％
およびAs：0 〜0.05％を含有し残部が主としてFeからな
るけい素鋼スラブ15本（記号3A〜3P）を1450℃の温度に
誘導加熱したのち、950 ℃以上の温度域で熱間圧延して
板厚：2.4mmの熱延板とした。この熱延板を1050℃・40
秒間、窒素中にて熱延板焼鈍してから１次冷間圧延して
板厚：1.7 mmの冷延板とした。続いて、中間焼鈍（1000
℃・2 分間、湿水素中）を施したのち、二次冷間圧延を
施して0.23mmの最終冷延板厚とした。二次冷間圧延の最
終4 パスは鋼板温度：200 ℃にて圧延を行った。続い
て、850 ℃・2 分間の脱炭焼鈍を施した。(Example 3) C: 0.065%, Si: 3.20%,
Mn: 0.065%, Se: 0.025%, Al: 0.025%, N: 0.00
90%, Mo: 0.025%, Sb: 0-0.05%, Bi: 0-0.05%
And As: 15 silicon steel slabs containing 0 to 0.05% and the balance being mainly Fe (symbols 3A to 3P) were induction heated to a temperature of 1450 ° C, and then hot-rolled in a temperature range of 950 ° C or higher. Plate thickness: 2.4 mm hot rolled plate. 1050 ℃ ・ 40
After hot-rolled sheet annealing in nitrogen for 2 seconds, primary cold rolling was performed to obtain a cold-rolled sheet having a plate thickness of 1.7 mm. Then, the intermediate annealing (1000
C. for 2 minutes in wet hydrogen) and then secondary cold rolling to a final cold-rolled sheet thickness of 0.23 mm. The final four passes of the secondary cold rolling were performed at a steel plate temperature of 200 ° C. Then, decarburization annealing was performed at 850 ° C for 2 minutes.

【００６７】その後、記号3B，3D，3F，3H，3J，3L，3O
および3Pの脱炭焼鈍板に対してはショットブラストによ
る歪導入処理を行った。さらに記号3Pのコイルについて
は粒径：2 mm未満の微細粒を人工的に生成させるため、
圧延方向、圧延直角方向にそれぞれ10mmピッチで格子状
に放電処理を行った。残りの他の鋼帯にはショットブラ
ストによる処理を行わなかった。次にMgO を主成分とし
た焼鈍分離剤を塗布してからコイルに巻き取り、1200℃
の温度で最終仕上げ焼鈍を行った。次に仕上げ焼鈍後の
鋼板から硫酸酸洗によりフォルステライト被膜を除去し
たのち電解により表面を鏡面化し、続いて燐酸系の張力
付与絶縁コーティングを施した。After that, the symbols 3B, 3D, 3F, 3H, 3J, 3L, 3O
Strain-introducing treatment by shot blasting was applied to the 3P decarburized and annealed sheets. Furthermore, for the coil with the symbol 3P, in order to artificially generate fine particles with a particle size of less than 2 mm,
Discharge treatment was performed in a grid pattern at a pitch of 10 mm in the rolling direction and the direction perpendicular to the rolling. The remaining steel strips were not shot blasted. Next, apply an annealing separating agent containing MgO as the main component, and then wind it into a coil,
Final finishing annealing was performed at the temperature of. Next, the forsterite coating was removed from the steel sheet after finish annealing by sulfuric acid pickling, the surface was mirror-finished by electrolysis, and then a phosphoric acid-based tension-imparting insulating coating was applied.

【００６８】以上のようにして得られた各鋼板からエプ
スタイン試験片を採取し、鉄損W_{17/ 50}、磁束密度B₈を測
定した。また、鋼帯全幅にわたる試片を採取し、マクロ
エッチングを施して二次再結晶粒を顕にして画像解析に
より各二次再結晶粒の形態を測定するとともに、ラウエ
法により各結晶粒の結晶方位を測定した。さらに、製品
板の地鉄成分を湿式分析した。[0068] The Epstein test pieces were sampled from each steel sheet obtained as described above, the iron loss W _17/50, the magnetic flux density was measured B _8. In addition, the specimen of the entire width of the steel strip is sampled, the secondary recrystallized grains are exposed by macro etching to measure the morphology of each secondary recrystallized grain by image analysis, and the crystal of each crystalline grain is measured by the Laue method. The azimuth was measured. Furthermore, the ground iron component of the product plate was subjected to wet analysis.

【００６９】表４に以上で得られた方向性電磁鋼板製品
の地鉄成分、二次再結晶粒形態、結晶方位および磁気特
性（磁束密度B₈、鉄損W_17/50）の調査結果をまとめて示
す。Table 4 shows the results of investigation of the base iron component, secondary recrystallized grain morphology, crystal orientation and magnetic properties (magnetic flux density B ₈ , iron loss W _17/50 ) of the grain-oriented electrical steel sheet products obtained above. Shown together.

【００７０】[0070]

【表４】 [Table 4]

【００７１】表４から明らかなようにこの発明に適合す
る適合例はいずれも、極めて優れた磁気特性を有してい
ることが分かる。As can be seen from Table 4, all the conforming examples that conform to the present invention have extremely excellent magnetic characteristics.

【００７２】（実施例４）Ｃ：0.066 ％、Si：3.40％、
Mn：0.07％、Se：0.025 ％、Al：0.024 ％、Ｎ：0.0090
％、Mo：0.025 ％、As：0.05％およびBi：0.04％を含有
し残部が主としてFeからなるけい素鋼スラブ8 本（記号
4A〜4H）を1450℃の温度に誘導加熱したのち、1000℃以
上の温度域で熱間圧延して板厚：2.4 mmの熱延板とし
た。この熱延板を1050℃・40秒間、窒素中にて熱延板焼
鈍してから１次冷間圧延して板厚：1.7 mmの冷延板とし
た。続いて、中間焼鈍（1000℃・2 分間、湿水素中）を
施したのち、二次冷間圧延を施して0.23mmの最終冷延板
厚とした。この二次冷間圧延の最終5 パスの前に350 ℃
・３分間の時効処理を行いかつ二次冷間圧延の最終4 パ
スの鋼板温度を200 ℃とした。続いて、記号4E，4F，4G
および4Hについてはレジストエッチングにより鋼板表面
（片面）に圧延方向と85゜をなす方向に延びる深さ25μ
m 、幅：100 μm 、間隔：1.5 mmの線状の溝を形成させ
た。その他の鋼帯には線状溝を形成させなかった。(Example 4) C: 0.066%, Si: 3.40%,
Mn: 0.07%, Se: 0.025%, Al: 0.024%, N: 0.0090
%, Mo: 0.025%, As: 0.05% and Bi: 0.04%, with the balance consisting mainly of Fe 8 silicon steel slabs (symbol
4A to 4H) was induction-heated to a temperature of 1450 ° C and then hot-rolled in a temperature range of 1000 ° C or higher to obtain a hot-rolled sheet having a thickness of 2.4 mm. This hot-rolled sheet was annealed at 1050 ° C. for 40 seconds in nitrogen and then primary cold-rolled to obtain a cold-rolled sheet having a sheet thickness of 1.7 mm. Subsequently, after intermediate annealing (1000 ° C for 2 minutes in wet hydrogen), secondary cold rolling was performed to a final cold rolled sheet thickness of 0.23 mm. 350 ° C before the final 5 passes of this secondary cold rolling
-Aging treatment was performed for 3 minutes and the steel plate temperature of the final 4 passes of the secondary cold rolling was set to 200 ° C. Then, the symbols 4E, 4F, 4G
For 4H and 4H, a depth of 25μ that extends in the direction that makes 85 ° with the rolling direction on the steel plate surface (one side) by resist etching
Linear grooves with m 2, width: 100 μm, and interval: 1.5 mm were formed. No linear groove was formed in the other steel strips.

【００７３】続いて、850 ℃・2 分間の脱炭焼鈍を施し
たのち、記号4B，4D，4Fおよび4Hに対してはショットブ
ラフトによる歪導入処理を行った。その後、記号4C，4
D，4Gおよび4HについてはAl₂O₃ を主成分とした焼鈍分
離剤を塗布した。また、記号4A，4B，4Eおよび4FにはMg
O を主成分とする焼鈍分離剤を塗布した。焼鈍分離剤塗
布後の鋼帯をコイルに巻き取り1200℃の温度の最終仕上
げ焼鈍を行った。この最終仕上げ焼鈍では850 ℃・20時
間の温度保定による二次再結晶核生成処理を施した。Subsequently, decarburization annealing was performed at 850 ° C. for 2 minutes, and then strains were introduced into the symbols 4B, 4D, 4F, and 4H by shot blasting. After that, the symbols 4C, 4
For D, 4G and 4H, an annealing separator containing Al ₂ O ₃ as the main component was applied. Also, the symbols 4A, 4B, 4E and 4F have Mg
An annealing separator containing O 2 as a main component was applied. The steel strip coated with the annealing separator was wound on a coil and subjected to final finish annealing at a temperature of 1200 ° C. In this final finish annealing, secondary recrystallization nucleation treatment was performed by maintaining the temperature at 850 ° C for 20 hours.

【００７４】Al₂O₃ を主成分とする焼鈍分離剤を塗布し
た記号4C，4D，4Gおよび4Hにはフォルステライトは形成
されておらず、フォルステライトが形成された場合に比
べて地鉄表面が平滑であった。最終仕上げ焼鈍終了後の
鋼板に、燐酸系の張力付与絶縁コーティングを施した。No forsterite was formed in the symbols 4C, 4D, 4G and 4H coated with the annealing separator containing Al ₂ O ₃ as a main component, and the surface of the base metal was larger than that in the case where forsterite was formed. Was smooth. After completion of the final finish annealing, the steel sheet was subjected to a phosphoric acid-based tension-imparting insulating coating.

【００７５】以上のようにして得られた各鋼板からエプ
スタイン試験片を採取し、鉄損W_{17/ 50}、磁束密度B₈を測
定した。また、鋼帯全幅にわたる試片を採取し、マクロ
エッチングを施して二次再結晶粒を顕にして画像解析に
より各二次再結晶粒の形態を測定するとともに、ラウエ
法により各結晶粒の結晶方位を測定した。さらに、製品
板の地鉄成分を湿式分析した結果、製品板地鉄中にAs：
0.04％、Bi：0.01％が残留していた。[0075] The Epstein test pieces were sampled from each steel sheet obtained as described above, the iron loss W _17/50, the magnetic flux density was measured B _8. In addition, the specimen of the entire width of the steel strip is sampled, the secondary recrystallized grains are exposed by macro etching to measure the morphology of each secondary recrystallized grain by image analysis, and the crystal of each crystalline grain is measured by the Laue method. The azimuth was measured. Furthermore, as a result of wet analysis of the ground iron component of the product plate, As:
0.04% and Bi: 0.01% remained.

【００７６】表５に方向性電磁鋼板製品の線状溝や二次
再結晶粒形態、結晶方位および磁気特性（磁束密度B₈、
鉄損W_17/50）の調査結果をまとめて示す。Table 5 shows the linear grooves, secondary recrystallized grain morphology, crystal orientation and magnetic characteristics (magnetic flux density B ₈ ,
The iron loss W _17/50 ) survey results are summarized below.

【００７７】[0077]

【表５】 [Table 5]

【００７８】表５から明らかなように、この発明の適合
例は、いずれも極めて優れた磁気特性を有している。特
に、線状溝なしの場合（4A〜4D）のなかでは、フォルス
テライト被膜がない4Dが特に低い鉄損値を実現してい
る。線状溝ありの場合（4E〜4H）のなかでは、フォルス
テライト被膜がない4Hが特に低い鉄損値を実現してい
る。As is apparent from Table 5, all the conforming examples of the present invention have extremely excellent magnetic properties. In particular, among the cases without linear grooves (4A to 4D), 4D without a forsterite coating achieves a particularly low iron loss value. Among the cases with linear grooves (4E to 4H), 4H without forsterite coating achieves a particularly low iron loss value.

【００７９】[0079]

【発明の効果】この発明は、二次再結晶粒の平均方位を
特定した上で、圧延直角方向の長さが60mm以上の二次再
結晶の面積率、および微小再結晶に関し、粒径が2 〜20
mmの結晶粒の面積率およびその方位を特定する方向性電
磁鋼板であって、従来では磁区細分化処理なしで低鉄損
を安定して得ることが困難であった高磁束密度（B₈≧1.
96T ）方向性電磁鋼板において、磁区細分化処理を施さ
なくとも安定して低鉄損値が得られる。さらに、鋼板表
面に溝を形成することによる磁区細分化や鋼板表面の平
滑化、あるいはこれらの複合により、極めて低鉄損値の
電磁鋼板が得られる。Industrial Applicability The present invention specifies the average orientation of secondary recrystallized grains and, with respect to the area ratio of secondary recrystallization having a length of 60 mm or more in the direction perpendicular to the rolling direction and fine recrystallization, has a grain size of 2 to 20
It is a grain-oriented electrical steel sheet that specifies the area ratio of crystal grains of mm and its orientation, and it has been difficult to obtain a stable low iron loss without magnetic domain refinement (B ₈ ≧ 1.
96T) grain-oriented electrical steel sheet can stably obtain a low iron loss value without applying domain refinement treatment. Furthermore, magnetic domain refinement by forming grooves on the steel sheet surface, smoothing of the steel sheet surface, or a combination of these provides an electromagnetic steel sheet with an extremely low iron loss value.

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

【図１】磁束密度B₈と鉄損W_17/50との関係のグラフであ
る。FIG. 1 is a graph showing the relationship between magnetic flux density B ₈ and iron loss W _17/50 .

【図２】平均β角と鉄損W_17/50との関係のグラフであ
る。FIG. 2 is a graph showing the relationship between the average β angle and iron loss W _17/50 .

【図３】二次再結晶粒（粒径：20mm以上）の圧延直角方
向の最大長さの平均値と鋼板面内の局所磁束密度の不均
一度との関係のグラフである。FIG. 3 is a graph showing the relationship between the average value of the maximum length of secondary recrystallized grains (grain size: 20 mm or more) in the direction perpendicular to the rolling direction and the nonuniformity of the local magnetic flux density in the plane of the steel sheet.

【図４】粒径2 〜20mmの結晶粒の平均β角をパラメータ
とする圧延直角方向最大長さが60mm以上の二次再結晶粒
が鋼板全体に占める割合と鋼板面内での局所磁束密度の
不均一度との関係を示すグラフである。[Fig. 4] Ratio of secondary recrystallized grains with a maximum length of 60 mm or more in the direction perpendicular to the rolling occupying the entire steel sheet and the local magnetic flux density in the steel sheet plane, with the average β angle of the crystal grains with a grain size of 2 to 20 mm as a parameter 5 is a graph showing the relationship with the non-uniformity of

【図５】圧延直角方向の最大長さが60mm以上の二次再結
晶粒が鋼板全体に占める割合、粒径：2 〜20mmの結晶粒
の平均β角および粒径：2 〜20mmの結晶粒が鋼板全体に
占める割合と鉄損W_17/50との関係を示すグラフである。[Fig. 5] Proportion of secondary recrystallized grains with a maximum length of 60 mm or more in the direction perpendicular to rolling in the entire steel sheet, average β angle of crystal grains with a grain size of 2 to 20 mm, and grain size of 2 to 20 mm Is a graph showing the relationship between the percentage of the total steel sheet and the iron loss W _17/50 .

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献 特開 平７−316657（ＪＰ，Ａ) 特開 平９−209043（ＪＰ，Ａ) 特許2590199（ＪＰ，Ｂ２) (58)調査した分野(Int.Cl.⁷，ＤＢ名) C22C 38/00 - 38/60 C21D 8/12 C21D 9/46 501 H01F 1/16 ─────────────────────────────────────────────────── ─── Continuation of the front page (56) References JP-A-7-316657 (JP, A) JP-A-9-209043 (JP, A) Patent 2590199 (JP, B2) (58) Fields investigated (Int. Cl. ⁷ , DB name) C22C 38/00-38/60 C21D 8/12 C21D 9/46 501 H01F 1/16

Claims (8)

(57)【特許請求の範囲】(57) [Claims] 【請求項１】 Si：2.0 〜5.0 mass％を含み、かつ、A
s、SbおよびBiのうちの１種または２種以上の合計：0.0
003〜0.1 mass％を含有し、残部Feおよび不可避的不純
物の成分組成を有し、二次再結晶粒の結晶方位［００
１］の圧延方向からのずれ角の平均値が４゜以内の方向
性電磁鋼板であって、 圧延直角方向の最大長さ：60mm以上の二次再結晶粒が鋼
板面積に対する面積率で85％以上を占め、 粒径：2 mm以上20mm以下の範囲の結晶粒が、鋼板面積に
対する面積率で0.2 ％以上、10％以下の範囲を占め、か
つ、 粒径：2 mm以上20mm以下の範囲の結晶粒の結晶方位［０
０１］が鋼板面となす角の平均値（面積平均値）が1.5
゜以上、5.0 ゜以下の範囲である磁気特性に優れる方向
性電磁鋼板。1. Si: 2.0 to 5.0 mass% is included, and A
Total of one or more of s, Sb and Bi: 0.0
It contains 003 to 0.1 mass% and has the compositional composition of the balance Fe and unavoidable impurities. The crystal orientation of the secondary recrystallized grains [00
[1] is a grain-oriented electrical steel sheet with an average deviation angle from the rolling direction of 4 ° or less, and the maximum length in the direction perpendicular to the rolling direction: secondary recrystallized grains of 60 mm or more are 85% in area ratio with respect to the steel sheet area. The grain ratio of the grain size: 2 mm or more and 20 mm or less occupies 0.2% or more and 10% or less of the area ratio to the steel plate area, and the grain size: 2 mm or more and 20 mm or less Crystal orientation of crystal grains [0
01] has an average angle (area average value) of 1.5 with the steel plate surface.
A grain-oriented electrical steel sheet with excellent magnetic characteristics in the range of ≥ ° and ≤5.0 °. 【請求項２】 成分組成として、さらに Mn：0.03〜0.20mass％、 Mo：0.005 〜0.20mass％、 Cu：0.01〜0.30mass％、Ｐ：0.010 〜0.030 mass％および Sn：0.010 〜0.10mass％ から選ばれる１種または２種以上を含有する請求項１に
記載の磁気特性に優れる方向性電磁鋼板。2. From the composition of Mn: 0.03 to 0.20 mass%, Mo: 0.005 to 0.20 mass%, Cu: 0.01 to 0.30 mass% , P: 0.010 to 0.030 mass% and Sn: 0.010 to 0.10 mass%. The grain-oriented electrical steel sheet having excellent magnetic properties according to claim 1, which contains one or more selected types. 【請求項３】 圧延直角方向と30゜以内の角度をなし、
深さ：10μm 以上、幅：20μm 以上300 μm 以下の線状
溝が互いに間隔：１mm以上30mm以下離れて該鋼板表面上
に存在する請求項１または２に記載の磁気特性に優れる
方向性電磁鋼板。3. An angle within 30 ° with the direction perpendicular to rolling,
The grain-oriented electrical steel sheet having excellent magnetic properties according to claim 1 or 2, wherein linear grooves having a depth of 10 µm or more and a width of 20 µm or more and 300 µm or less are present on the surface of the steel sheet with an interval of 1 mm or more and 30 mm or less. . 【請求項４】 Si：2.0 〜5.0 mass％、Al：0.010 〜0.
050 mass％およびＮ：0.005 〜0.015 mass％と、Ｓ：0.
005 〜0.020 mass％およびSe：0.01〜0.04mass％の１種
または２種とを含み、さらにAs、SbおよびBiのうちの１
種または２種以上を合計で0.0003〜0.1 mass％で含有
し、残部Feおよび不可避的不純物の成分組成を有する、
けい素鋼スラブを1250℃以上に加熱し、900 ℃以上の温
度域で熱間圧延を施して熱延板とした後、800 〜1100℃
で20〜300 秒間熱延板焼鈍を施し、次いで該熱延板に80
0 〜1150℃，20〜300 秒の中間焼鈍を挟む２回以上の冷
間圧延を、該冷間圧延の複数パスのうち1 回以上のパス
が鋼板温度150 ℃以上、かつロール出側での鋼板張力が
25〜45kgf/mm² の条件で施した後、800 〜900 ℃で30〜
200 秒間の脱炭焼鈍を施し、次いで焼鈍分離剤を塗布し
てから、最高温度1130℃以上、5 時間以上の最終仕上げ
焼鈍を施した後、絶縁被膜をコーティングする一連の工
程からなる方向性電磁鋼板の製造方法。4. Si: 2.0-5.0 mass%, Al: 0.010-0.
050 mass% and N: 0.005 to 0.015 mass%, and S: 0.
005 to 0.020 mass% and Se: 0.01 to 0.04 mass% of one or two, and one of As, Sb and Bi.
Containing 0.0003 to 0.1 mass% of one kind or two or more kinds in total
And has a composition composition of balance Fe and unavoidable impurities,
After heating the silicon steel slab to 1250 ° C or higher and hot rolling it in the temperature range of 900 ° C or higher to make a hot-rolled sheet, 800-1100 ° C
Annealing the hot-rolled sheet for 20 to 300 seconds, and then hot-rolling the sheet
Two or more cold rolling steps with intermediate annealing of 0 to 1150 ° C for 20 to 300 seconds are performed. One or more of the multiple passes of the cold rolling have a steel sheet temperature of 150 ° C or more and a roll exit side. Steel plate tension
After applying the condition of 25-45kgf / mm ² , 30-at 800-900 ° C
A directional electromagnetic process consisting of a series of steps in which decarburization annealing is performed for 200 seconds, then an annealing separator is applied, and then final finishing annealing is performed at a maximum temperature of 1130 ° C for 5 hours or more, and then an insulating coating is applied. Steel plate manufacturing method. 【請求項５】 Si：2.0 〜5.0 mass％、Al：0.010 〜0.
050 mass％およびＮ：0.005 〜0.015 mass％と、Ｓ：0.
005 〜0.020 mass％およびSe：0.01〜0.04mass％の１種
または２種とを含み、さらにAs、SbおよびBiのうちの１
種または２種以上を合計で0.0003〜0.1 mass％で含有
し、残部Feおよび不可避的不純物の成分組成を有する、
けい素鋼スラブを1250℃以上に加熱し、900 ℃以上の温
度域で熱間圧延を施して熱延板とした後、800 〜1100℃
で20〜300 秒間熱延板焼鈍を施し、次いで該熱延板に80
0 〜1150℃，20〜300 秒の中間焼鈍を挟む２回以上の冷
間圧延を、該冷間圧延の複数パスのうち1 回以上のパス
が鋼板温度150 ℃以上の条件で施した後、800 〜900 ℃
で30〜200 秒間の脱炭焼鈍を施し、次いで鋼板表面をシ
ョットブラスト処理した後、焼鈍分離剤を塗布してか
ら、最高温度1130℃以上、５時間以上の最終仕上げ焼鈍
を施した後、絶縁被膜をコーティングする一連の工程か
らなる方向性電磁鋼板の製造方法。5. Si: 2.0-5.0 mass%, Al: 0.010-0.
050 mass% and N: 0.005 to 0.015 mass%, and S: 0.
005 to 0.020 mass% and Se: 0.01 to 0.04 mass% of one or two, and one of As, Sb and Bi.
Containing 0.0003 to 0.1 mass% of one kind or two or more kinds in total
And has a composition composition of balance Fe and unavoidable impurities,
After heating the silicon steel slab to 1250 ℃ or more and hot rolling in the temperature range of 900 ℃ or more to make hot rolled sheet, 800 〜 1100 ℃
Annealing the hot-rolled sheet for 20 to 300 seconds, and then hot-rolling the sheet
After performing cold rolling twice or more with intermediate annealing of 0 to 1150 ° C. for 20 to 300 seconds under the condition that the steel sheet temperature is 150 ° C. or higher in one or more passes of the multiple passes of the cold rolling, 800-900 ℃
Decarburization annealing for 30 to 200 seconds, then shot blasting the steel sheet surface, applying an annealing separating agent, and then performing final finishing annealing at a maximum temperature of 1130 ° C or more for 5 hours or more, and then insulating. A method for manufacturing a grain-oriented electrical steel sheet comprising a series of steps for coating a coating. 【請求項６】 成分組成として、さらに6. The component composition further comprises: Mn：0.03〜0.20mass％、Mn: 0.03-0.20mass%, Mo：0.005 〜0.20mass％、Mo: 0.005-0.20mass%, Cu：0.01〜0.30mass％、Cu: 0.01 to 0.30 mass%, Ｐ：0.010 〜0.030 mass％およびP: 0.010 to 0.030 mass% and Sn：0.010 〜0.10mass％Sn: 0.010 to 0.10mass% から選ばれる１種または２種以上を含有する請求項４又5. The composition according to claim 4, further comprising one or more selected from
は５に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。Is the grain-oriented electrical steel sheet manufacturing method described in 5. 【請求項７】 請求項４、５又は６において、冷間圧延7. The cold rolling according to claim 4, 5 or 6.
後、脱炭焼鈍前の冷延板表面に、圧延直角方向と30°以After that, on the surface of the cold-rolled sheet before decarburizing and annealing, the direction perpendicular to
内の角度をなし、深さ10μm 以上、幅20μm 以上300 μAngles within, depth of 10 μm or more, width of 20 μm or more 300 μ
m 以下の線状溝を互いに間隔：1 mm以上離してなる線状Space between linear grooves of m or less: Lines separated by 1 mm or more
溝群を付与する工Process that gives a groove group 程を施す方向性電磁鋼板の製造方法。A method of manufacturing a grain-oriented electrical steel sheet. 【請求項８】 請求項４、５又は６において、焼鈍分離8. The annealing separation according to claim 4, 5 or 6.
剤の塗布の際、アルミナを主成分とする焼鈍分離剤を用When applying the agent, use an annealing separator containing alumina as the main component.
いる方向性電磁鋼板の製造方法。Manufacturing method of grain oriented electrical steel sheet.