JP3536812B2 - Method for producing grain-oriented electrical steel sheet with few edge cracks and good coating properties and excellent magnetic properties - 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、変圧器や発電機
等の鉄心として用いられる高磁束密度方向性電磁鋼板の
製造方法に関し、特に被膜特性の有利な改善を図ると共
に、熱間圧延における耳割れの発生を効果的に防止しよ
うとするものである。BACKGROUND OF THE INVENTION 1. Field of the Invention The present invention relates to a method for manufacturing a high magnetic flux density grain-oriented electrical steel sheet used as an iron core of a transformer, a generator, and the like, and more particularly to an advantageous improvement in coating characteristics, and an improvement in hot rolling. It is intended to effectively prevent the occurrence of cracks.

【０００２】[0002]

【従来の技術】Siを含有し、かつ製品の結晶方位が｛１
１０｝＜００１＞方位いわゆるゴス方位に配向した方向
性電磁鋼板は、優れた軟磁気特性を示すことから、変圧
器や発電機等の鉄心として多用されている。かかる電磁
鋼板の特性として基本的に重要なことは、鉄損値が低い
ことである。特に最近では、省エネルギー化への要請が
一段と高まったこともあって、方向性電磁鋼板の特性改
善に対する要求はますます強まりつつある。2. Description of the Related Art A product containing Si and having a crystal orientation of $ 1
Oriented electrical steel sheets oriented in the 10 ° <001> orientation, the so-called Goss orientation, have excellent soft magnetic properties and are therefore frequently used as iron cores for transformers and generators. What is fundamentally important as a characteristic of such an electromagnetic steel sheet is that the iron loss value is low. In particular, recently, the demand for energy saving has been further increased, and the demand for improving the properties of grain-oriented electrical steel sheets has been increasing more and more.

【０００３】一般に電磁鋼板の鉄損を低減するには、渦
電流損の低減に有効なSiの含有量を増加して電気抵抗を
高める方法、鋼板板厚を薄くする方法、製品の結晶粒径
を小さくする方法、さらには結晶方位の集積度を高めて
磁束密度を向上させる方法等が知られている。Generally, in order to reduce the iron loss of an electrical steel sheet, a method of increasing the Si content effective for reducing eddy current loss to increase the electric resistance, a method of reducing the thickness of the steel sheet, a method of reducing the grain size of the product, and the like. Are known, and furthermore, a method of increasing the degree of integration of the crystal orientation to improve the magnetic flux density is known.

【０００４】しかしながら、現状では、Si含有量を増加
させる方法は、Siを過度に含有させると圧延性や加工性
の劣化を招くことから限界となっており、また鋼板板厚
を薄くする方法や結晶粒径を小さくする方法も、製造コ
ストの極端な増大を招くため限界となっている。[0004] However, at present, the method of increasing the Si content is limited because excessive inclusion of Si leads to deterioration in rollability and workability. The method of reducing the crystal grain size is also limited because it causes an extreme increase in manufacturing cost.

【０００５】残る磁束密度を向上させる方法について
は、これまでにもよく研究されていて、インヒビターと
呼ばれる析出物の種類の選定とその形態の制御によっ
て、二次再結晶粒におけるゴス方位の集積度を高めると
いったものが主である。ここに、インヒビターとして
は、Cu_2-x Ｓ, MnＳ, Cu_2-x Se, MnSe, AlＮ, ＢＮ等の
ような硫化物、セレン化物および窒化物で、一般に鋼中
への溶解度が極めて小さい物質が用いられている。[0005] Methods for improving the remaining magnetic flux density have been well studied so far, and the degree of integration of Goss orientation in secondary recrystallized grains can be controlled by selecting the type of precipitate called an inhibitor and controlling its morphology. The main thing is to increase the value. Here, the inhibitors include sulfides, selenides, and nitrides such as Cu _2-x S, MnS, Cu _2-x Se, MnSe, AlN, and BN, which are substances that generally have extremely low solubility in steel. Is used.

【０００６】また、最近では、インヒビター機能の一層
の増強を目的として、例えば特公昭60−48886 号公報に
は鋼中にCuやSnを添加する方法が、また特開平２−1153
19号公報にはSbやMoを添加する方法が、それぞれ提案さ
れている。インヒビターの形態としては、均一に微細分
散させることが重要である。このため、従来、熱間圧延
前のスラブ加熱を高温加熱としてインヒビターを完全に
固溶させ、熱間圧延工程以降、二次再結晶までの過程で
このインヒビターを微細に分散析出させる方法が採られ
ている。Recently, for the purpose of further enhancing the inhibitor function, for example, Japanese Patent Publication No. 60-48886 discloses a method of adding Cu or Sn to steel.
No. 19 proposes a method of adding Sb or Mo, respectively. As the form of the inhibitor, it is important to uniformly and finely disperse it. For this reason, conventionally, a method is employed in which the inhibitor is completely solid-dissolved by using slab heating before hot rolling at a high temperature, and the inhibitor is finely dispersed and precipitated in the process from the hot rolling step to the secondary recrystallization. ing.

【０００７】ところで、特開昭51−41624 号公報に開示
されているように、インヒビターの機能強化に極めて効
果の高い元素として古くからBiが知られているが、この
Biは、インヒビター機能の強化元素としての効果は優れ
るものの、方向性電磁鋼板に固有のフォルステライト被
膜の生成を阻害するという欠陥があった。As disclosed in Japanese Patent Application Laid-Open No. 51-41624, Bi has long been known as an element which is extremely effective in enhancing the function of an inhibitor.
Although Bi has an excellent effect as an element for enhancing the inhibitor function, it has a defect that it inhibits the formation of a forsterite film unique to grain-oriented electrical steel sheets.

【０００８】かかる被膜欠陥の改善方法としては、特開
2000−96149 号公報に記載されているように、鋼中にCr
を添加することが有効であり、この方法により被膜特性
を良好にすることが可能となった。しかしながら、Biを
含有する鋼中にCrを含有させると、熱間圧延における耳
割れが極度に増加するという新たな問題が生じた。As a method for improving such a coating defect, Japanese Patent Application Laid-Open
As described in JP-A-2000-96149, Cr in steel
Is effective, and this method makes it possible to improve the film properties. However, when Cr is contained in the Bi-containing steel, a new problem arises in that ear cracks in hot rolling are extremely increased.

【０００９】方向性電磁鋼板は、磁気特性ばかりでな
く、安価な供給も強く望まれていて、生産歩留り良く製
造することも重要な課題である。そして、この生産歩留
り向上という観点からは、熱間圧延における板端部の耳
割れの発生を如何に防止するかは重要な課題である。[0010] In addition to magnetic properties, inexpensive supply of grain-oriented electrical steel sheets is strongly desired, and it is also an important issue to manufacture them with good production yield. From the viewpoint of improving the production yield, it is an important issue how to prevent the occurrence of edge cracks at the plate edge in hot rolling.

【００１０】Biを添加した方向性電磁鋼板における耳割
れ低減技術としては、例えば特開平６−179918号公報お
よび特開平８−246055号公報等に記載の方法がある。特
開平６−179918号公報は、Ｓ量を少なくし、かつスラブ
加熱温度を1280℃以下にすることを特徴としているが、
この方法では特開平８−246055号公報にも記載されてい
るようにインヒビターの調整が不適切となり、優れた磁
気特性が得られない。As a technique for reducing edge cracks in a grain-oriented electrical steel sheet to which Bi is added, for example, there are methods described in JP-A-6-179918 and JP-A-8-246055. JP-A-6-179918 is characterized in that the amount of S is reduced and the slab heating temperature is set to 1280 ° C. or lower.
In this method, as described in JP-A-8-246055, the adjustment of the inhibitor becomes inappropriate, and excellent magnetic properties cannot be obtained.

【００１１】また、特開平８−246055号公報は、スラブ
加熱において1250℃以上の温度域での昇温速度を速く
し、異常粒成長を抑制することによって耳割れを低減し
ようとするものであるが、この方法では、多少の耳割れ
低減効果が認められるものの、十分に満足のいく効果を
得ることはできなかった。なお、これらの技術はいずれ
も、Crを添加していない場合のものであり、BiとCrを複
合添加した場合においては耳割れの低減効果は認められ
なかった。Japanese Patent Application Laid-Open No. Hei 8-246055 aims to reduce ear cracks by increasing the rate of temperature rise in a temperature range of 1250 ° C. or higher in slab heating to suppress abnormal grain growth. However, with this method, although a slight effect of reducing ear cracks was recognized, a sufficiently satisfactory effect could not be obtained. In addition, all of these techniques are those in which Cr is not added, and when Bi and Cr are added in combination, the effect of reducing the ear cracks was not recognized.

【００１２】一方、Bi、Crを特に含有しない方向性電磁
鋼板における耳割れの低減技術として、例えば特開昭60
−200916号公報には、粗圧延時の複数パス間で５〜40％
の幅圧下を行うことが提案されている。同様に、特開平
９−70602 号公報には、粗圧延の最終圧下以前に幅圧下
を行って材料側面の形状を整え、かつ粗圧延の最終圧下
後から仕上げ圧延開始までの間に幅圧下を行い、板幅端
部の厚みを厚くしてエッジアップ形状にすることが、提
案されている。これらの方法により、Bi、Crを含有して
いない方向性電磁鋼板における耳割れは低減したが、Bi
を含有する方向性電磁鋼板では耳割れを安定して低減す
ることが不可能であった。On the other hand, as a technique for reducing edge cracks in grain-oriented electrical steel sheets that do not particularly contain Bi and Cr, for example, Japanese Unexamined Patent Publication No.
-200916 discloses that 5-40% between multiple passes during rough rolling
It has been proposed to perform a width reduction of. Similarly, Japanese Unexamined Patent Publication No. 9-70602 discloses that the width reduction is performed before the final rolling in the rough rolling to adjust the shape of the material side surface, and the width reduction is performed from the final rolling in the rough rolling to the start of the finish rolling. It has been proposed to increase the thickness of the end portion of the plate width to form an edge-up shape. By these methods, the edge cracks in the grain-oriented electrical steel sheet containing no Bi and Cr were reduced,
However, it was impossible to stably reduce the edge cracks in the grain-oriented electrical steel sheet containing.

【００１３】[0013]

【発明が解決しようとする課題】この発明は、上述した
問題を有利に解決するもので、公知のインヒビターと共
に、BiとCrを併せて含有する方向性電磁鋼板を製造する
場合において、熱間圧延時に懸念される耳割れの発生を
効果的に防止して、被膜特性が良好な磁気特性に優れた
方向性電磁鋼板を生産歩留り良く製造する方法につい
て、提案することを目的とする。SUMMARY OF THE INVENTION The present invention advantageously solves the above-mentioned problems. In the case of manufacturing a grain-oriented electrical steel sheet containing both Bi and Cr together with a known inhibitor, hot rolling is performed. An object of the present invention is to propose a method of effectively preventing the occurrence of ear cracks, which is sometimes concerned, and manufacturing a grain-oriented electrical steel sheet having good coating properties and excellent magnetic properties with a high production yield.

【００１４】[0014]

【課題を解決するための手段】さて、発明者らは、上記
の目的を達成すべく鋭意研究を重ねた結果、BiとCrを複
合含有する鋼スラブにおいて耳割れの発生を防止するに
は、スラブを1350℃以上に加熱した後、仕上げ圧延にお
ける最初の水平圧下に先立ち、鋼板幅方向端部の温度が
950 ℃以上、かつ鋼板幅方向端部での歪み速度を遅くし
て、合計圧下量が50mm以上のロールによる幅圧下を行う
ことが有効であることの知見を得た。この発明は、上記
の知見に立脚するものである。Means for Solving the Problems Now, the inventors of the present invention have conducted intensive studies to achieve the above object, and as a result, to prevent the occurrence of edge cracks in a steel slab containing a complex of Bi and Cr, After heating the slab to 1350 ° C or more, before the first horizontal reduction in finish rolling,
It has been found that it is effective to reduce the strain rate at the end of the steel sheet in the width direction at 950 ° C or more and to perform the width reduction with a roll having a total reduction amount of 50 mm or more. The present invention is based on the above findings.

【００１５】すなわち、この発明の要旨構成は次のとお
りである。 (Ｉ) Ｃ：0.03〜0.10mass％、Si：2.5〜4.5 mass％、M
n ： 0.05 〜 1.5 mass ％、Bi：0.005 〜0.100 mass％およ
びCr：0.010〜0.500 mass％を含有し、またインヒビタ
ー形成元素として、 （１）Ｓおよび Se のいずれか１種または２種： 0.010 〜
0.040mass ％、 （２） sol.Al ： 0.015 〜 0.050mass ％およびＢ： 0.001 〜
0.01mass ％のいずれか１種または２種ならびにＮ： 0.00
5 〜 0.015mass ％とするとき、前記（１）および／または
（２）から選ばれる元素を 含有する組成になる鋼スラブ
を、熱間圧延、冷間圧延および熱処理を組み合わせた一
連の工程によって処理することからなる方向性電磁鋼板
の製造方法において、熱間圧延における粗圧延開始前
に、鋼スラブを1350℃以上に加熱後、仕上げ圧延におけ
る最初の水平圧下に先立ち、鋼板幅方向端部の温度が95
0 ℃以上、かつ下記式を満足する条件にて、合計圧下量
が50mm以上のロールによる幅圧下を行うことを特徴とす
る、耳割れが少なくかつ被膜特性が良好な磁気特性に優
れる方向性電磁鋼板の製造方法。 記 ｖ／｛（４Ｒ／Δｈ）−１｝^1/2 ≦1000（mm／ｓ） ここで、ｖ：幅圧下速度（mm／ｓ） Ｒ：エッジャーロール半径（mm） Δｈ：幅圧下量（mm）That is, the gist of the present invention is as follows.
It is. (I) C: 0.03 to 0.10 mass%, Si: 2.5 to 4.5 mass%,M
n : 0.05 ~ 1.5 mass %,Bi: 0.005 to 0.100 mass% and
And Cr: 0.010 to 0.500 mass%Also contains inhibitors
-As a forming element, (1) S and Se Any one or two of: 0.010 ~
0.040mass %, (2) sol.Al : 0.015 ~ 0.050mass % And B: 0.001 ~
0.01mass % Of any one or two and N: 0.00
Five ~ 0.015mass %, The above (1) and / or
Element selected from (2) Steel slab with composition to contain
A combination of hot rolling, cold rolling and heat treatment
Grain-oriented electrical steel sheet consisting of a series of processes
Before the start of rough rolling in hot rolling
After heating the steel slab to 1350 ° C or higher,
Prior to the first horizontal reduction, the temperature at the
Total reduction under 0 ° C or higher and under the following conditions
Performs width reduction with a roll of 50 mm or more.
Excellent in magnetic properties with few edge cracks and good film properties
Manufacturing method of grain-oriented electrical steel sheet. Record v / {(4R / Δh) -1}^1/2 ≤1000 (mm / s) Here, v: width reduction speed (mm / s) R: Edger roll radius (mm) Δh: Width reduction (mm)

【００１６】(ＩＩ)上記（Ｉ）において、鋼スラブが、
さらにインヒビター補強元素として、Ni：0.05〜0.5mas
s％、Cu：0.05〜0.5mass％、Sn：0.05〜0.5mass％、S
b：0.005〜0.10mass％、As：0.005〜0.10mass％、Mo：
0.005〜0.10mass％、Te：0.005〜0.10mass％およびＰ：
0.005〜0.10mass％のうちから選んだ１種または２種以
上を含有する組成になることを特徴とする、耳割れが少
なくかつ被膜特性が良好な磁気特性に優れる方向性電磁
鋼板の製造方法。(II) In the above (I), the steel slab is
Furthermore, as an inhibitor reinforcing element, Ni: 0.05 to 0.5 mas
s%, Cu: 0.05-0.5 mass%, Sn: 0.05-0.5 mass%, S
b: 0.005 to 0.10 mass%, As: 0.005 to 0.10 mass%, Mo:
0.005 to 0.10 mass%, Te: 0.005 to 0.10 mass% and P:
Characterized in that it comprises a composition containing one or more kinds selected from among 0.005~0.10mass%, less edge cracking and method for producing grain-oriented electrical steel sheet coating characteristics excellent good magnetic properties.

【００１７】[0017]

【発明の実施の形態】以下に、この発明の基礎となった
実験およびその結果について説明する。実験１ 熱間圧延工程において、幅圧下は水平圧下と異なり、耳
割れが発生する板幅方向端部を直接加工するため、耳割
れの発生に及ぼす影響は大きい。そこで、BiおよびCrを
含有する鋼スラブの熱間圧延工程における、耳割れに及
ぼす幅圧下条件の影響を明らかにするために、次の実験
を行った。 Ｃ：0.07mass％、Si：3.30mass％、Mn：0.06mass％、C
u：0.10mass％、Se：0.02mass％、Ｎ：0.0085mass％、s
ol.Al（酸可溶Al）：0.027 mass％を含有する厚さ：220
mmの連続鋳造スラブと、上記の成分組成に、さらにC
r：0.20mass％およびBi：0.030 mass％を含有する厚
さ：220 mmの連続鋳造スラブとを、ガス加熱炉で1200
℃, 60分間加熱した後、厚さを200 mmとする水平圧下を
施し、引き続き誘導加熱炉にて1360℃に加熱した。次い
で、幅圧下と水平圧下とを順次各３回繰り返した後、さ
らに幅圧下を施して厚さ45mmのシートバーとした。ここ
で、幅圧下はエッジャーロールで行い、幅圧下量を前段
から順に５mm、10mm、20mmおよび30mmとした。その後、
厚さ：45mmのシートバーを、仕上げ圧延によって2.5 mm
厚とした熱延板について、耳割れの発生状況を観察し
た。DETAILED DESCRIPTION OF THE PREFERRED EMBODIMENTS The following is a description of the experiments and the results thereof, on which the present invention is based. Experiment 1 In the hot rolling process, the width reduction is different from the horizontal reduction, and since the edge in the width direction of the plate where the edge crack occurs is directly processed, the influence on the occurrence of the edge crack is great. Therefore, in order to clarify the effect of the width reduction condition on the edge crack in the hot rolling process of the steel slab containing Bi and Cr, the following experiment was performed. C: 0.07 mass%, Si: 3.30 mass%, Mn: 0.06 mass%, C
u: 0.10 mass%, Se: 0.02 mass%, N: 0.0085 mass%, s
ol. Al (acid soluble Al): Thickness containing 0.027 mass%: 220
mm continuous cast slab and the above composition
r: 0.20 mass% and Bi: 0.030 mass% containing a continuous casting slab with a thickness of 220 mm,
After heating at 60 ° C. for 60 minutes, horizontal pressure was applied to a thickness of 200 mm, followed by heating to 1360 ° C. in an induction heating furnace. Next, the width reduction and the horizontal reduction were sequentially repeated three times each , and the width reduction was further performed to obtain a sheet bar having a thickness of 45 mm. Here, the width reduction was performed with an edger roll, and the width reduction amounts were 5 mm, 10 mm, 20 mm and 30 mm in order from the previous stage. afterwards,
Thickness: 2.5mm by finishing rolling 45mm sheet bar
The occurrence of edge cracks was observed for the thick hot rolled sheet.

【００１８】この観察結果を、幅圧下速度と熱延板の耳
割れとの関係に整理して、表１に示す。同表に示すよう
に、BiおよびCrの無添加鋼では、幅圧下による耳割れの
低減効果が得られたが、BiおよびCrの添加鋼では、耳割
れが減少する場合もあれば増加する場合もあった。すな
わち、BiおよびCrの添加鋼では、幅圧下時における圧延
材の幅圧下速度が速いと、耳割れが増加することが判明
した。ここで、幅圧下速度とは、幅圧下直前の材料の搬
送速度を示し、表１中の幅圧下速度は、幅圧下速度が最
も高かった４回目の幅圧下における値を採用している。Table 1 summarizes the observation results in terms of the relationship between the width reduction speed and the edge cracks of the hot-rolled sheet. As shown in the table, in the steel without Bi and Cr addition, the effect of reducing the edge cracking due to the width reduction was obtained, but in the steel with Bi and Cr addition, the cracking in the ear was sometimes reduced or increased. There was also. That is, it has been found that in the steel added with Bi and Cr, when the width reduction speed of the rolled material during the width reduction is high, the edge crack increases. Here, the width reduction speed indicates the conveying speed of the material immediately before the width reduction, and the width reduction speed in Table 1 adopts the value in the fourth width reduction where the width reduction speed was the highest.

【００１９】[0019]

【表１】 [Table 1]

【００２０】表１に示された幅圧下による、耳割れの低
減機構については、次のように考えられる。耳割れは、
熱間圧延の主に仕上げ圧延中に板端部に長手方向の引張
張力が作用することによって発生するが、仕上げ圧延以
前の幅圧下により耳割れが低減するのは、圧延材の端部
における引張応力が小さくなるためか、あるいは圧延材
の幅方向端面の形状が整えられことにより耳割れの起点
が減少するため、と考えられる。The mechanism for reducing the cracks in the ears by the width reduction shown in Table 1 is considered as follows. Ear cracks
Hot rolling is mainly caused by the application of tensile tension in the longitudinal direction to the sheet edge during finish rolling, but ear cracks are reduced by width reduction before finish rolling because the tension at the end of the rolled material is reduced. This is probably because the stress is reduced or the starting point of the edge crack is reduced by adjusting the shape of the end face in the width direction of the rolled material.

【００２１】また、BiおよびCrの添加鋼において、幅圧
下速度を遅くすると耳割れが低減する機構は、同一の幅
圧下量で耳割れ低減効果が得られていることから、歪速
度が関係していると考えられる。ここに、Biは粒界に偏
析し易い元素であり、従ってBiおよびCrの添加鋼では粒
界が脆弱になる。そして、粒界が脆弱な鋼では、高速変
形において延性が悪化すること（例えば、日本金属学会
会報 まてりあ 第33巻第８号1082 参照）から、Biお
よびCrの添加鋼に施す幅圧下の速度が高いと、板幅端部
の歪速度が高くなり、粗圧延中に板幅端部の亀裂が生
じ、それを起点として仕上げ圧延中に耳割れが発生する
ものと考えられる。従って、板幅端部での歪速度を遅く
することによって、耳割れの発生抑制が期待できる。In Bi and Cr-added steel, the mechanism of reducing the edge cracking when the width reduction is reduced is related to the strain rate because the effect of reducing the edge cracking is obtained with the same width reduction. It is thought that it is. Here, Bi is an element that is easily segregated at the grain boundary, and therefore, the grain boundary becomes weak in the steel added with Bi and Cr. Since the ductility of steel with weak grain boundaries deteriorates during high-speed deformation (see, for example, JMA Bulletin Vol. 33, No. 8, No. 1082), the steel under the width reduction under Bi and Cr added steel is It is considered that when the speed is high, the strain rate at the edge of the sheet width increases, and a crack is generated at the edge of the sheet width during rough rolling, and ear cracks occur during finish rolling starting from the crack. Therefore, by reducing the strain rate at the edge of the width of the plate, it is possible to suppress the occurrence of ear cracks.

【００２２】そこで、板幅端部での歪速度に着目して、
次の実験を行った。実験２ Ｃ：0.07mass％，Si：3.40mass％，Mn：0.08mass％，C
u：0.12mass％，Se：0.02mass％，Ｎ：0.0080mass％，s
ol.Al：0.027 mass％，Cr：0.20mass％およびBi：0.040
mass％を含有する厚さ：220mm 、幅：1300mmの連続鋳
造スラブを、ガス加熱炉で1120℃、80分間加熱し、その
後10％の圧下率で水平圧下を施したのち、誘導加熱炉に
装入して1420℃に加熱した。Therefore, paying attention to the strain rate at the end of the sheet width,
The following experiment was performed. Experiment 2 C: 0.07 mass%, Si: 3.40 mass%, Mn: 0.08 mass%, C
u: 0.12 mass%, Se: 0.02 mass%, N: 0.0080 mass%, s
ol. Al: 0.027 mass%, Cr: 0.20 mass% and Bi: 0.040
A continuous cast slab with a thickness of 220mm and a width of 1300mm containing mass% is heated in a gas heating furnace at 1120 ° C for 80 minutes, then subjected to a horizontal reduction at a 10% reduction rate, and then mounted in an induction heating furnace. And heated to 1420 ° C.

【００２３】その後、水平圧下および種々の条件の幅圧
下からなる粗圧延により、厚さ：35mmのシートバーとし
た後、仕上げ圧延によって2.3 mm厚の熱延板とした。か
くして得られた熱延板の耳割れの発生状況について調査
し、その結果を、耳割れの最大深さと、板幅端部での歪
み速度の指針となる、板幅片側端部における端部減幅速
度との関係において整理した。Thereafter, a sheet bar having a thickness of 35 mm was formed by rough rolling under horizontal reduction and width reduction under various conditions, and then a hot-rolled sheet having a thickness of 2.3 mm was formed by finish rolling. Investigations were conducted on the occurrence of edge cracks in the hot-rolled sheet obtained in this manner, and the results were evaluated based on the maximum depth of the edge cracks and the edge reduction at one side edge of the sheet width, which is a guide for the strain rate at the edge of the sheet width. It is arranged in relation to the width speed.

【００２４】なお、板幅片側端部における端部減幅速度
は、次のように定義される。まず、図２(a) に示す幅圧
下において、端部減幅速度（mm／ｓ）は、次式(1) で表
すことができる。 端部減幅速度＝（Δｈ／２）／Ｓ----(1) ただし、Δｈ：幅圧下量(mm)｛幅圧下直前の板幅）−
（幅圧下直後の板幅）｝ Ｓ：圧延材１とエッジャーロール２との接触時間（ｓ） ここで、上記接触時間Ｓを、図２(b) に示す距離Ｌを圧
延材１が速度（幅圧下速度）ｖ（mm／ｓ）で通過した時
間とすると、上記式(1) は （Δｈ／２）／（Ｌ／ｖ）＝（Δｈ・ｖ）／２Ｌ----(2) となる。さらに、距離Ｌは、 Ｌ＝｛Ｒ・Δｈ−（Δｈ² ／４）｝^1/2 ＝Δｈ／２・（４Ｒ／Δｈ−１）^1/2 ただし、Ｒ：エッジャーロール半径（mm）であるから、
このＬを上記式(2) に代入すると、 ｖ／（４Ｒ／Δｈ−１）^1/2 ----(3) が得られる。従って、この発明では、端部減幅速度を上
記(3) 式によって定義することとした。The edge width reduction rate at one end of the plate width is defined as follows. First, under the width pressure shown in FIG. 2A, the edge width reduction rate (mm / s) can be expressed by the following equation (1). Edge width reduction rate = (Δh / 2) / S ---- (1) where Δh: width reduction amount (mm) ｛plate width immediately before width reduction)-
(Sheet width immediately after width reduction)｝ S: Contact time (s) between rolled material 1 and edger roll 2 Here, the contact time S is set to the distance L shown in FIG. Assuming that the time passed by (width reduction speed) v (mm / s), the above equation (1) is given by (Δh / 2) / (L / v) = (Δh · v) / 2L --- (2) It becomes. Further, the distance L, L = {R · Δh- ( Δh 2/4)} 1/2 = Δh / 2 · (4R / Δh-1) 1/2 , however, R: in edger roll radius (mm) because there is,
Substituting this L in Equation (2), v / (4R / Δh-1) 1/2 ---- (3) is obtained. Therefore, in the present invention, the edge width reduction rate is defined by the above equation (3).

【００２５】図１に、粗圧延中に行った、複数回の幅圧
下の内で最大の端部減幅速度と耳割れとの関係を示すよ
うに、最大端部減幅速度が1000mm／ｓをこえると、耳割
れ深さが増大することがわかる。FIG. 1 shows that the maximum edge width reduction rate is 1000 mm / s, as shown in FIG. It can be seen that when the length exceeds the limit, the depth of the ear cracks increases.

【００２６】ただし、幅圧下直前の板幅端部における温
度が950 ℃以下では、最大端部減幅速度が1000mm／ｓ以
下であっても耳割れを抑制することは難しい。この原因
としては、幅圧下直前の板幅端部における温度が950 ℃
以下では、逆に変形抵抗が大きいために粒界に大きな応
力が働き、そのため幅圧下が耳割れの抑制に対して不利
に働いたことが、考えられる。However, when the temperature at the edge of the sheet width immediately before the width reduction is 950 ° C. or less, it is difficult to suppress the edge crack even if the maximum edge width reduction rate is 1000 mm / s or less. The reason for this is that the temperature at the edge of the sheet width just before the width reduction was 950 ° C.
In the following, it is conceivable that, on the contrary, a large stress acts on the grain boundaries due to a large deformation resistance, and therefore, the width reduction has a disadvantageous effect on the suppression of the ear cracks.

【００２７】次に、この発明で対象とする方向性電磁鋼
板の好適製造条件について述べる。まず、代表的な成分
組成範囲を挙げると次のとおりである。 Si：2.5 〜4.5 mass％ Siは、鋼板の比抵抗を高め、鉄損を低減するのに有効な
成分であるが、4.5 mass％を上回ると冷延性が損なわ
れ、一方 2.5mass％に満たないと比抵抗が低下するだけ
でなく、二次再結晶および純化のために行われる最終仕
上焼鈍中にα→γ変態によって結晶方位のランダム化を
生じ、十分な鉄損低減効果が得られなくなるので、Si量
は 2.5〜4.5 mass％の範囲に限定した。Next, preferred conditions for manufacturing a grain-oriented electrical steel sheet which is the subject of the present invention will be described. First, a typical component composition range is as follows. Si: 2.5 to 4.5 mass% Si is an effective component for increasing the specific resistance of the steel sheet and reducing iron loss. However, if it exceeds 4.5 mass%, the cold rolling property is impaired, while less than 2.5 mass%. Not only does the specific resistance decrease, but also the randomization of the crystal orientation is caused by the α → γ transformation during the final finish annealing performed for secondary recrystallization and purification, and a sufficient iron loss reduction effect cannot be obtained. , Si content is limited to the range of 2.5 to 4.5 mass%.

【００２８】Ｃ：0.03〜0.10mass％ Ｃ量を0.10mass％以下とすることをこの発明の特徴とす
る。すなわち、Ｃ量が0.10mass％を超えるとγ変態量が
過剰となり、熱間圧延中に析出するMnSe, MnＳなどのイ
ンヒビターの分布の均一性が阻害される。また、脱炭焼
鈍の負荷が増大し脱炭不良が発生し易くなる。一方0.03
mass％未満では組織改善効果が得られず２次再結晶が不
完全となって同じく磁気特性が劣化する。従って、Ｃ量
は0.03〜0.10mass％の範囲に限定した。C: 0.03 to 0.10 mass% It is a feature of the present invention that the C content is 0.10 mass% or less. That is, if the C content exceeds 0.10 mass%, the γ transformation amount becomes excessive, and the uniformity of the distribution of inhibitors such as MnSe and MnS precipitated during hot rolling is impaired. In addition, the load of decarburization annealing increases, and decarburization failure easily occurs. 0.03
If the amount is less than mass%, the effect of improving the structure cannot be obtained, and the secondary recrystallization is incomplete, and the magnetic properties are similarly deteriorated. Therefore, the C content was limited to the range of 0.03 to 0.10 mass%.

【００２９】Bi：0.005 〜0.100 mass％ この発明の特徴の一つであるBi添加において、Biが 0.0
05mass％未満では期待する効果が得られず、一方 0.100
mass％を超えると均一分散が困難となる。従って、Biは
0.005〜0.100 mass％の範囲で含有させることとする。Bi: 0.005 to 0.100 mass% In the addition of Bi, which is one of the features of the present invention, Bi is 0.0
If it is less than 05 mass%, the expected effect cannot be obtained.
If it exceeds mass%, uniform dispersion becomes difficult. Therefore, Bi
It is to be contained in the range of 0.005 to 0.100 mass%.

【００３０】Cr：0.010 〜0.500 mass％ Bi添加材はフォルステライト被膜の生成を阻害するの
で、その改善のためにCrを添加する。その効果は 0.010
mass％未満では十分でなく、一方 0.500mass％を超えて
添加しても効果は飽和し、コスト高となるため、Cr量は
0.010〜0.500 mass％の範囲に限定した。Cr: 0.010 to 0.500 mass% Since the Bi additive material inhibits the formation of a forsterite film, Cr is added for improvement. The effect is 0.010
If the content is less than 0.5% by mass, the effect will be saturated and the cost will increase if the content exceeds 0.500% by mass.
It was limited to the range of 0.010 to 0.500 mass%.

【００３１】Mn：0.05〜1.5 mass％ Mnは、熱間脆性を防止するためには少なくとも0.05mass
％程度を必要とするが、Mn量があまりに多すぎると磁気
特性の劣化を引き起こすので、上限は1.5mass ％程度に
するのが望ましい。Mn: 0.05 to 1.5 mass% Mn is at least 0.05 mass% in order to prevent hot brittleness.
% Is required, but if the amount of Mn is too large, the magnetic characteristics are degraded. Therefore, the upper limit is desirably about 1.5 mass % .

【００３２】インヒビター形成元素については、次のと
おりである。 Ｓおよび／またはSe：0.010 〜0.040 mass％ インヒビター成分として、Se, Ｓを単独または複合して
含有させることができる。これらの成分は鋼中にMn化合
物あるいはCu化合物として析出するが、抑制効果を維持
するには合計で 0.010mass％以上の含有が必要である。
一方 0.040mass％を超えると高温のスラブ加熱でも完全
に固溶させることができず粗大な析出物となるためかえ
って有害である。従って、Ｓおよび／またはSeは 0.010
〜0.040mass％の範囲とする。この時、Mn／（Se＋Ｓ）
が 2.5より小さいと熱間圧延中に粒界割れや耳荒れが著
しく増加するため、Mn／（Se＋Ｓ）≧2.5 とすることが
実用上必要である。The inhibitor-forming elements are as follows. S and / or Se: 0.010 to 0.040 mass% Se or S can be contained alone or in combination as an inhibitor component. These components precipitate as Mn compounds or Cu compounds in steel, but a total content of 0.010 mass% or more is required to maintain the suppression effect.
On the other hand, if the content exceeds 0.040 mass%, even if the slab is heated at a high temperature, the solid solution cannot be completely formed and coarse precipitates are formed. Therefore, S and / or Se is 0.010
-0.040 mass%. At this time, Mn / (Se + S)
Is smaller than 2.5, grain boundary cracks and edge roughness increase significantly during hot rolling, so that Mn / (Se + S) ≧ 2.5 is practically necessary.

【００３３】sol.Al：0.015 〜0.050 mass％および／ま
たはＢ：0.001 〜0.010 mass％ 最終冷延圧下率が80％以上の場合、２次再結晶温度が非
常に高くなるため、鋼中にはこれらの元素の他に高温で
安定なインヒビター形成成分の含有が必要であり、かよ
うなインヒビター形成成分としてはAlやＢと、Ｎが適し
ている。Sol.Al: 0.015 to 0.050 mass% and / or B: 0.001 to 0.010 mass% When the final cold rolling reduction is 80% or more, the secondary recrystallization temperature becomes extremely high. In addition to these elements, it is necessary to contain an inhibitor-forming component that is stable at high temperatures, and Al, B, and N are suitable as such inhibitor-forming components.

【００３４】このうち、Alはsol.Al（酸可溶Al）として
0.015〜0.050 mass％含有させることが必要である。こ
こでsol.Alの含有量が 0.015mass％に満たない場合、析
出するAIＮの量が不足し良好な２次再結晶を得ることが
できない。逆に、0.050 mass％を超えると、インヒビタ
ーとして機能するサイズに均一に分散することが困難と
なるため好ましくない。Of these, Al is sol.Al (acid-soluble Al)
It is necessary to contain 0.015 to 0.050 mass%. Here, if the content of sol.Al is less than 0.015 mass%, the amount of precipitated AIN is insufficient, so that good secondary recrystallization cannot be obtained. Conversely, if the content exceeds 0.050 mass%, it becomes difficult to uniformly disperse the particles in a size functioning as an inhibitor, which is not preferable.

【００３５】また、Ｂは 0.001〜0.01mass％含有させる
ことが必要である。ここで、Ｂの含有量が0.001 mass％
未満の場合、析出するＢＮの量が不足し良好な２次再結
晶を得ることができない。逆に 0.010mass％を超える
と、インヒビターとして機能するサイズに均一に分散す
ることが困難となるため好ましくない。It is necessary that B is contained in an amount of 0.001 to 0.01 mass%. Here, the content of B is 0.001 mass%
If it is less than 1, the amount of BN to be precipitated is insufficient, and good secondary recrystallization cannot be obtained. Conversely, if it exceeds 0.010 mass%, it is difficult to uniformly disperse the particles in a size functioning as an inhibitor, which is not preferable.

【００３６】Ｎ：0.005 〜0.015 mass％ Ｎは、インヒビターを形成する主成分としてのAlＮおよ
び／またはＢＮを構成する成分であり、0.005 mass％以
上の含有が必要である。しかしながら、0.015mass％を
超えて含有すると鋼中でガス化しフクレなどの欠陥の原
因となるので、Ｎは 0.005〜0.015 mass％を含有させる
こととする。N: 0.005 to 0.015 mass% N is a component constituting AlN and / or BN as a main component forming an inhibitor, and it is necessary to contain 0.005 mass% or more. However, if the content exceeds 0.015 mass%, it is gasified in the steel and causes defects such as blisters. Therefore, N should be contained at 0.005 to 0.015 mass%.

【００３７】また、インヒビター補強元素については次
のとおりである。すなわち、Ni，Cu，Sn，Sb，Mo，As，
TeおよびＰ等は、公知のインヒビターの抑制力を強化す
る補助的働きを有するため、鋼中に随時含有させること
が好ましい。このために必要な好適添加量については、
Ni，Cu，Snが0.05〜0.50mass％、Sb，Mo，Te，As，Ｐが
0.005〜0.10mass％である。その他の添加元素について
は、例えばGe, Coなどは鋼板の表面性状の改善効果があ
るので適宜含有させることは好ましい。The inhibitor reinforcing elements are as follows. That is, Ni, Cu, Sn, Sb, Mo, As,
Since Te and P have an auxiliary function of enhancing the inhibitory power of known inhibitors, it is preferable to include them in steel as needed. About the suitable addition amount required for this,
Ni, Cu, Sn: 0.05-0.50 mass%, Sb, Mo, Te, As, P
It is 0.005 to 0.10 mass%. Regarding other additive elements, for example, Ge, Co, etc. are preferably contained as appropriate because they have an effect of improving the surface properties of the steel sheet.

【００３８】次に、この発明に従う製造条件について具
体的に説明する。上述した好適成分に調整された溶鋼
は、通常、連続鋳造法または造塊−分塊法によって鋼ス
ラブとする。次いで、この鋼スラブは加熱されたのち、
熱間圧延により熱延コイルとされるが、この時スラブ加
熱温度を1350℃以上とすることが重要である。というの
は、スラブ加熱温度が1350℃に満たないとインヒビター
成分の固溶が十分でなく、Mn（Se，Ｓ），AlＮ等のイン
ヒビターの微細均一な分散析出が得られないからであ
る。Next, the manufacturing conditions according to the present invention will be specifically described. The molten steel adjusted to the preferable components described above is usually made into a steel slab by a continuous casting method or an ingot-bulking method. Then, after the steel slab is heated,
The hot-rolled coil is formed by hot rolling. At this time, it is important that the slab heating temperature be 1350 ° C. or higher. This is because if the slab heating temperature is lower than 1350 ° C., the inhibitor component is not sufficiently dissolved in a solid solution, and fine and uniform dispersion of the inhibitor such as Mn (Se, S) or AlN cannot be obtained.

【００３９】しかしながら、スラブを1350℃以上で加熱
することは、結晶粒の粗大化をまねいて耳割れを生じや
すくさせる。そのため幅圧下を行うことにより、圧延材
の端部を厚くして端部の引張張力を軽減し、また端面の
形状を整えて耳割れを低減する事が肝要である。すなわ
ち、幅圧下による耳割れ低減効果を得るには、スラブを
1350℃以上に加熱した後、仕上げ圧延における最初の水
平圧下の前までの間に行う、全ての幅圧下の圧下量の合
計がスラブ両端で50mm以上とする、必要がある。However, heating the slab at a temperature of 1350 ° C. or more causes coarsening of crystal grains and tends to cause ear cracks. For this reason, it is important to reduce the tensile tension of the rolled material by reducing the width of the rolled material to reduce the tensile tension at the ends by reducing the width, and to reduce the edge cracks by adjusting the shape of the end surface. In other words, in order to obtain the effect of reducing ear cracks due to width reduction,
After heating to 1350 ° C. or higher, it is necessary that the total amount of reduction in all width reductions performed before the first horizontal reduction in finish rolling is 50 mm or more at both ends of the slab.

【００４０】また、幅圧下における各幅圧下は、その板
幅端部減幅速度を十分に遅くすることも肝要である。具
体的には、上述したように、上記(3) 式で定義される片
端当たりの板幅端部減幅速度を1000mm／ｓ以下とする。It is also important for each width reduction in the width reduction to sufficiently reduce the width reduction speed at the plate width end. Specifically, as described above, the sheet width end width reduction rate per one end defined by the above equation (3) is set to 1000 mm / s or less.

【００４１】さらに、板幅端部の温度が950 ℃未満での
幅圧下は、変形抵抗が大きく粒界に大きな応力が働い
て、逆に耳割れが発生し易くなるため、幅圧下は板幅端
部の温度が950 ℃以上として行う必要がある。なお、幅
圧下に用いるロールは、カリバーロールまたはフラット
ロールのいずれでもよい。ここで、カリバーロールで幅
圧下する場合のような板幅端部が曲面となる場合は、最
大板幅部をもって、幅圧下量、板幅端部減幅速度を決定
する。Further, when the width at the end of the sheet width is less than 950 ° C., the deformation is large, a large stress acts on the grain boundaries, and consequently the edge cracks easily occur. It is necessary to set the temperature at the end to 950 ° C or higher. The roll used under the width pressure may be either a caliber roll or a flat roll. Here, in the case where the width end of the sheet becomes a curved surface as in the case where the width is reduced by the caliber roll, the width reduction amount and the width reduction rate of the end width are determined using the maximum width of the sheet.

【００４２】かくして、BiおよびCrを添加する場合に懸
念された熱間圧延における耳割れの発生を効果的に防止
することができ。Thus, the occurrence of edge cracks in hot rolling, which is a concern when adding Bi and Cr, can be effectively prevented.

【００４３】冷延工程については、熱延板焼鈍後、１回
の冷間圧延により最終板厚とする冷延１回法、あるいは
必要に応じて熱延板焼鈍を施したのち、中間焼鈍を挟む
２回以上の冷間圧延を施す冷延２回法を採用できる。冷
間圧延における圧下率については、従来公知なように冷
延２回法の第１回目の圧延は15〜60％程度とすることが
好ましい。というのは、圧下率が15％未満の場合は圧延
再結晶の機構が作用せず結晶組織の均一化が図れず、一
方60％を超えると集合組織の集積化が起こり第２回目の
圧延の効果が得られなくなるからである。また、最終圧
延の圧下率は80〜90％程度とするのが好ましい。という
のは、圧下率が90％を超えた場合、２次再結晶が困難と
なり、一方80％未満では良好な２次再結晶粒の方位が得
られず製品の磁束密度が低下するからである。In the cold-rolling step, after the hot-rolled sheet is annealed, the sheet is subjected to a single cold-rolling process to make the final sheet thickness by one cold rolling, or, if necessary, to hot-rolled sheet annealing, followed by intermediate annealing. It is possible to adopt a cold rolling twice method in which cold rolling is performed twice or more. As for the rolling reduction in the cold rolling, it is preferable that the first rolling in the two-time cold rolling method is about 15 to 60% as conventionally known. If the rolling reduction is less than 15%, the mechanism of rolling recrystallization does not work and the crystal structure cannot be homogenized, while if it exceeds 60%, the texture is integrated and the second rolling This is because the effect cannot be obtained. Further, it is preferable that the rolling reduction of the final rolling is about 80 to 90%. This is because when the rolling reduction exceeds 90%, secondary recrystallization becomes difficult, while when it is less than 80%, good secondary recrystallized grain orientation cannot be obtained and the magnetic flux density of the product decreases. .

【００４４】また、熱延板焼鈍および中間焼鈍におい
て、焼鈍温度が過度に低い場合、圧延後の再結晶組織に
おいて２次再結晶の核となる（１１０）粒の頻度が不足
し、良好な方位の２次再結晶組織が得られなくなる。
（１１０）粒の強度を得るためには熱延板焼鈍後の結晶
組織を一定サイズ以上に粗大化する必要があり、このた
めには800 ℃以上の温度まで昇温することが不可欠であ
る。一方、焼鈍温度の上限については微細に析出したMn
（Se，Ｓ），AlＮ等のインヒビターを再固溶あるいはオ
ストワルド成長させないことが肝要なため、1200℃以下
の焼鈍が好ましい。When the annealing temperature is excessively low in hot-rolled sheet annealing and intermediate annealing, the frequency of (110) grains serving as nuclei for secondary recrystallization in the recrystallized structure after rolling is insufficient, and good orientation is obtained. Cannot be obtained.
In order to obtain the strength of (110) grains, it is necessary to coarsen the crystal structure after annealing of the hot-rolled sheet to a certain size or more. For this purpose, it is essential to raise the temperature to 800 ° C. or more. On the other hand, the upper limit of the annealing temperature is
Since it is important that the inhibitors such as (Se, S) and AlN do not re-dissolve or grow Ostwald, annealing at 1200 ° C. or lower is preferable.

【００４５】なお、かような焼鈍の冷却過程について
は、特に制限されることはないが、焼鈍後の鋼中の固溶
Ｃを増加させるために急冷処理を行ったり、鋼中に微細
カーバイトを析出させるために、急冷後、300 ℃程度で
低温保持処理を行ったりすることは、製品の磁気特性を
向上させる上で有効である。また、焼鈍雰囲気の酸化性
を高めて鋼板表層部を脱炭する公知の手段も有効であ
る。また、最終冷間圧延を、公知のように 100〜350 ℃
での温間圧延としたり、また 100〜350 ℃で10〜60分間
のパス間時効処理を付加することによって、１次再結晶
の集合組織を一層改善することができる。さらに、最終
冷間圧延後、公知のように磁区細分化のため、鋼板表面
に線状の溝を設ける処理を行うことも可能である。The cooling process of the annealing is not particularly limited, but a quenching treatment is performed to increase the solute C in the steel after annealing, or fine carbide is added to the steel. It is effective to carry out a low-temperature holding treatment at about 300 ° C. after quenching in order to precipitate the precipitates, in order to improve the magnetic properties of the product. A known means for increasing the oxidizing property of the annealing atmosphere and decarburizing the surface layer of the steel sheet is also effective. Also, the final cold rolling is performed at 100-350 ° C.
In addition, the texture of the primary recrystallization can be further improved by warm rolling at 100 ° C. or by adding an inter-pass aging treatment at 100 to 350 ° C. for 10 to 60 minutes. Further, after the final cold rolling, it is also possible to perform a process of providing a linear groove on the surface of the steel sheet for magnetic domain refinement as is known.

【００４６】次に、最終板厚とした鋼板は、公知の手法
による脱炭焼鈍を施したのち、MgＯを主成分とする焼鈍
分離剤を鋼板表面に塗布してから、最終仕上げ焼鈍に供
されるが、その時Ti化合物を添加したり、CaやＢを焼鈍
分離剤中に含有させることは磁気特性をさらに向上させ
る効果があり、好ましい。Next, the steel sheet having the final thickness is subjected to decarburization annealing by a known method, and thereafter, an annealing separator containing MgO as a main component is applied to the surface of the steel sheet, and then subjected to final finish annealing. However, at this time, it is preferable to add a Ti compound or to include Ca or B in the annealing separator, since it has the effect of further improving the magnetic properties.

【００４７】最終仕上げ焼鈍において、昇温途中少なく
とも1050℃以上、好ましくは 900℃以上の温度域につい
ては、H₂を含有する雰囲気中で昇温することが必要であ
る。すなわち、H₂雰囲気は、最終仕上げ焼鈍中に形成さ
れる被膜中の酸化物や窒化物の形成に重要な作用を及ぼ
し、 900℃以上の焼鈍の中期から後期において特に還元
性を強めておくことが有効である。最終仕上げ焼鈍後
は、未反応の焼鈍分離剤を除去したのち、鋼板表面に絶
縁コーティングを塗布して製品とするが、必要に応じて
コーティング塗布前に鋼板表面を鏡面化しても良いし、
また絶縁コーティングとして張力コーティングを用いて
も良い。さらに、コーティングの塗布焼付処理を平坦化
処理と兼ねてもよい。In the final finish annealing, it is necessary to raise the temperature in an atmosphere containing H ₂ at least in the temperature range of at least 1050 ° C., preferably at least 900 ° C. during the temperature rise. In other words, the H ₂ atmosphere has an important effect on the formation of oxides and nitrides in the film formed during final finish annealing, and it is necessary to enhance the reducibility especially in the middle to late stages of annealing at 900 ° C or higher. Is valid. After the final finish annealing, after removing the unreacted annealing separating agent, an insulating coating is applied to the steel sheet surface to make a product, but if necessary, the steel sheet surface may be mirror-finished before coating,
Further, a tension coating may be used as the insulating coating. Further, the coating baking treatment of the coating may also serve as the flattening treatment.

【００４８】また、２次再結晶後の鋼板に対し、一層の
鉄損低減効果を得るために、公知の磁区細分化処理すな
わちプラズマジェットやレーザ照射を線状領域に施した
り、突起ロールによる線状のへこみ領域を設けたりする
処理を施すこともできる。In order to further improve the iron loss reduction effect on the steel sheet after the secondary recrystallization, a known magnetic domain refining treatment, that is, plasma jet or laser irradiation is applied to the linear region, or a wire by a projection roll is used. It is also possible to perform a process of providing a concave shape region.

【００４９】[0049]

【実施例】実施例１ Ｃ：0.07mass％, Si：3.30mass％, Mn：0.06mass％, C
u：0.10mass％, Se：0.02mass％, Ｎ：0.0085mass％お
よびsol.Al：0.027 mass％を含有し、残部はFeおよび不
可避的不純物の組成になる厚さ：220 mmおよび幅：1200
mmの連続鋳造スラブと、この成分組成にさらにCr：0.20
mass％およびBi：0.030 mass％を含有する同サイズの連
続鋳造スラブとを、ガス加熱炉に装入し、酸素濃度が５
vol％の雰囲気中にて1200℃、70分間加熱した。その
後、プレス機により幅圧下を施したのち、水平ロールに
より水平圧下を施し、ついで誘導加熱炉で1400℃に加熱
した。EXAMPLES Example 1 C: 0.07 mass%, Si: 3.30 mass%, Mn: 0.06 mass%, C
u: 0.10 mass%, Se: 0.02 mass%, N: 0.0085 mass% and sol.Al: 0.027 mass%, the balance being the composition of Fe and inevitable impurities Thickness: 220 mm and width: 1200
mm continuous cast slab and Cr: 0.20
A continuous casting slab of the same size containing 0.030 mass% and Bi: 0.030 mass% was charged into a gas heating furnace and the oxygen concentration was 5%.
Heated at 1200 ° C. for 70 minutes in an atmosphere of vol%. Then, after the width was reduced by a press machine, the horizontal reduction was performed by a horizontal roll and then heated to 1400 ° C. in an induction heating furnace.

【００５０】その後、粗圧延として、水平圧下および幅
圧下の順でそれぞれ３回づつ行い、厚さ40mmのシートバ
ーとし、引き続き仕上げ圧延により2.2 mm厚の熱延板と
した。以上の幅圧下は、種々の条件で行った。なお、エ
ッジャーロール（幅圧下ロール）には、フラットロール
を用いた。かくして得られた各熱延板コイルの耳割れの
発生状況について観察した結果を表２に示す。Thereafter, rough rolling was performed three times each in the order of horizontal reduction and width reduction to obtain a sheet bar having a thickness of 40 mm, followed by finish rolling to obtain a hot-rolled sheet having a thickness of 2.2 mm. The above width reduction was performed under various conditions. In addition, a flat roll was used for the edger roll (roll under width). Table 2 shows the results obtained by observing the state of occurrence of edge cracks in each of the thus obtained hot rolled sheet coils.

【００５１】[0051]

【表２】 [Table 2]

【００５２】表２に示したように、BiおよびCrの無添加
鋼は、幅圧下量の合計が50mm以上であれば耳割れの発生
は低減するが、BiおよびCrの添加鋼は、幅圧下量の合計
が50mm以上で、かつ端部減厚速度が1000mm／ｓ以下であ
れば、耳割れの発生が低減することがわかる。このよう
に、この発明に従う熱間圧延条件を経て得られた熱延板
では、耳割れの発生が抑制される。As shown in Table 2, when the total width reduction of the Bi and Cr-free steel is 50 mm or more, the occurrence of edge cracks is reduced. It can be seen that if the total amount is 50 mm or more and the edge thickness reduction rate is 1000 mm / s or less, the occurrence of ear cracks is reduced. As described above, in the hot rolled sheet obtained through the hot rolling conditions according to the present invention, occurrence of edge cracks is suppressed.

【００５３】次いで、これらの熱延板に1110℃、50秒間
の焼鈍を施し、35℃/sの速度で急冷後、酸洗し、１回目
の冷間圧延で1.5mm 厚に仕上げた。引き続き、1130℃で
70秒間の中間焼鈍を行い、30℃/sの速度で急冷したの
ち、240 ℃の温間圧延で0.22mm厚に仕上げた。Next, these hot-rolled sheets were annealed at 1110 ° C. for 50 seconds, rapidly cooled at a rate of 35 ° C./s, pickled, and finished in a first cold rolling to a thickness of 1.5 mm. Continue at 1130 ° C
Intermediate annealing was performed for 70 seconds, quenched at a rate of 30 ° C./s, and finished to a thickness of 0.22 mm by warm rolling at 240 ° C.

【００５４】その後、脱脂処理を施したのち、840 ℃で
２分間、露点：57℃、水素濃度：50vol％、窒素濃度：5
0 vol％の雰囲気中で脱炭焼鈍を施した。ついで、MgＯ
に Sr(OH)₂を２％、TiO₂を５mass％、 SrSO₄を２mass％
添加した焼鈍分離剤を鋼板の両面に、片面の塗布量を７
g/m²として塗布し、最終仕上げ焼鈍として、850 ℃まで
をN₂ガス中で30℃/hの速度で、また 850℃から1050℃ま
でをN₂：25 vol％、H₂：75 vol％の混合ガス中で12.0℃
/hの速度で、その後はH₂ガス中で25℃/hの速度で1200℃
まで昇温し、1200℃で８時間保持したのち、600 ℃まで
H₂ガス中で降温し、600 ℃からはArガス中で降温した。Thereafter, after degreasing, a dew point of 57 ° C., a hydrogen concentration of 50 vol%, a nitrogen concentration of 5 at 840 ° C. for 2 minutes.
Decarburization annealing was performed in an atmosphere of 0 vol%. Then, MgO
Sr (OH) ₂ 2%, TiO ₂ 5% by mass, SrSO ₄ 2% by mass
The applied annealing separator was applied to both sides of the steel sheet, and the applied amount on one side was 7
g / m ^{2, and} as final finish annealing, up to 850 ° C. in N ₂ gas at a rate of 30 ° C./h, and from 850 ° C. to 1050 ° C .: N ₂ : 25 vol%, H ₂ : 75 vol. 12.0 ℃ in a mixed gas of 10%
/ h, then 1200 ℃ at 25 ℃ / h in H ₂ gas
Up to 600 ° C after holding for 8 hours at 1200 ° C
The temperature was lowered in H ₂ gas and from 600 ° C. in Ar gas.

【００５５】上記の最終仕上げ焼鈍後、未反応の焼鈍分
離剤を除去したのち、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張力コーティングして塗布して
から、840 ℃で30秒間焼き付け、ついで磁区細分化処理
としてレーザを 7.5mm間隔で照射し製品板とした。かく
して得られた製品板の磁気特性および被膜特性について
調べた結果、磁気特性および被膜特性とも極めて良好で
あった。After the final annealing as described above, the unreacted annealing separator was removed, and magnesium phosphate containing 50% of colloidal silica was applied by tension coating, followed by baking at 840 ° C. for 30 seconds. A laser was irradiated at intervals of 7.5 mm as a magnetic domain refining process to obtain a product plate. As a result of examining the magnetic properties and coating properties of the product sheet thus obtained, both the magnetic properties and coating properties were extremely good.

【００５６】実施例２ Ｃ：0.06mass％，Si：3.2 mass％，Mn：0.08mass％，C
u：0.10mass％，Se：0.02mass％，Ｎ：0.0080mass％，s
ol.Al：0.028 mass％，Cr：0.02mass％およびBi：0.02m
ass％を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成
になる厚さ：210mm、幅：1300mmの連続鋳造スラブを、
ガス加熱炉に装入し、1150℃、70分間加熱したのち、プ
レス機による幅圧下でスラブ幅を1100mmにした。つい
で、誘導加熱炉で1400℃まで加熱した。Example 2 C: 0.06 mass%, Si: 3.2 mass%, Mn: 0.08 mass%, C
u: 0.10 mass%, Se: 0.02 mass%, N: 0.0080 mass%, s
ol. Al: 0.028 mass%, Cr: 0.02 mass% and Bi: 0.02 m
ass%, the remainder is a composition of Fe and inevitable impurities, thickness: 210 mm, width: 1300 mm continuous cast slab,
After charging into a gas heating furnace and heating at 1150 ° C. for 70 minutes, the slab width was reduced to 1100 mm under the width pressure of a press. Then, it was heated to 1400 ° C. in an induction heating furnace.

【００５７】その後、粗圧延として、第１回目の幅圧下
（ロール半径：400mm ，幅圧下速度：667mm ／ｓ，幅圧
下量：５mm）、第１回目の水平圧下、第２回目の幅圧下
（ロール半径：400mm ，幅圧下速度：1250mm／ｓ，幅圧
下量：10mm）、第２回目の水平圧下、第３回目の幅圧下
（ロール半径：400mm ，幅圧下速度：2333mm／ｓ，幅圧
下量：20mm）、第３回目の水平圧下、第４回目の幅圧下
（ロール半径：400mm，幅圧下速度：3333mm／ｓ，幅圧
下量：50mm）を行って、厚さ40mmのシートバーとしたの
ち、仕上げ圧延を行って2.2mm 厚の熱延板とした。以上
の幅圧下における端部減幅速度は1000mm／ｓ以下とし
た。なお、エッジャーロールには、カリバーロールを使
用した。上記の粗圧延の工程において、板幅端部の加熱
および第４回目の幅圧下の開始時間の変更により、第４
回目の幅圧下直前の板幅端部温度を種々に変更した。か
くして得られた熱延板コイルの耳割れの発生状況につい
て観察した結果を表３に示す。Thereafter, as the rough rolling, the first width reduction (roll radius: 400 mm, width reduction speed: 667 mm / s, width reduction amount: 5 mm), the first horizontal reduction, the second width reduction ( Roll radius: 400mm, width reduction speed: 1250mm / s, width reduction amount: 10mm), second horizontal reduction, third width reduction (roll radius: 400mm, width reduction speed: 2333mm / s, width reduction amount) : 20 mm), the third horizontal reduction, the fourth width reduction (roll radius: 400 mm, width reduction speed: 3333 mm / s, width reduction amount: 50 mm), and then a sheet bar having a thickness of 40 mm. Then, finish rolling was performed to obtain a hot-rolled sheet having a thickness of 2.2 mm. The edge width reduction rate under the above width pressure was 1000 mm / s or less. Note that a caliber roll was used as the edger roll. In the above-described rough rolling step, the fourth width reduction is started by heating the width end of the plate and changing the start time of the fourth width reduction.
The temperature at the end of the sheet width immediately before the first width reduction was variously changed. Table 3 shows the results obtained by observing the occurrence of edge cracks in the hot-rolled coil thus obtained.

【００５８】次いで、これらの熱延板に1140℃、80秒間
の焼鈍を施し、30℃/sの速度で急冷後、酸洗し、冷間圧
延と 250℃の温間圧延を組み合わせて0.22mm厚に仕上げ
た。その後、脱脂処理を施したのち、 840℃, ３分間の
脱炭焼鈍を施した。その後、MgＯに SrSO₄を２mass％、
TiO₂を５mass％添加した焼鈍分離剤を鋼板の両面に、片
面の塗布量を８g/m²として塗布し、最終仕上げ焼鈍とし
て、850 ℃までをN₂ガス中で30℃/hの速度で、また 850
℃から1050℃までをN₂：25 vol％、H₂：75 vol％の混合
ガス中で12.5℃/hの速度で、その後はH₂ガス中で25℃/h
の速度で1200℃まで昇温し、1200℃で８時間保持した
後、600 ℃までH₂ガス中で降温し、600 ℃からはArガス
中で降温した。Next, these hot-rolled sheets were annealed at 1140 ° C. for 80 seconds, quenched at a rate of 30 ° C./s, pickled, and combined with cold rolling and 250 ° C. warm rolling to obtain 0.22 mm. Finished thick. Then, after degreasing, decarburizing annealing was performed at 840 ° C. for 3 minutes. After that, SrSO ₄ was added to MgO at 2 mass%,
An annealing separator containing 5 mass% of TiO ₂ was applied on both sides of the steel sheet at an application amount of 8 g / m ^{2 on} one side, and the final finishing annealing was performed at a rate of 30 ° C./h in N ₂ gas up to 850 ° C. And 850
° C. from up to _{1050 ℃ N 2: 25 vol%} , H 2: 75 at a rate of vol% of a mixed gas 12.5 ° C. / h, then 25 ° C. with H ₂ gas / h
The temperature was raised to 1200 ° C. at a rate of, and the temperature was maintained at 1200 ° C. for 8 hours. Then, the temperature was lowered to 600 ° C. in H ₂ gas, and from 600 ° C. in Ar gas.

【００５９】上記の最終仕上げ焼鈍後、未反応の焼鈍分
離剤を除去したのち、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張力コーティングして塗布して
から、840 ℃で30秒間焼き付けて製品板とした。かくし
て得られた製品板の磁気特性について調べた結果を、表
３に示すように、製品板の磁気特性は良好であった。な
お、磁気特性は、800 Ａ／ｍで磁化したときの磁束密度
Ｂ₈ （Ｔ）および周波数50Hz、磁束密度1.7 Ｔにおける
鉄損Ｗ_{17 /50} （Ｗ／kg）にて評価した。After the final annealing, the unreacted annealing separating agent is removed, magnesium phosphate containing 50% colloidal silica is applied by tension coating, and the product is baked at 840 ° C. for 30 seconds. Board. As shown in Table 3, the results obtained by examining the magnetic properties of the product plate thus obtained were good. The magnetic characteristics were evaluated at 800 flux density when magnetized in A / m B ₈ (T) and frequency 50 Hz, the iron loss W _17/50 in the magnetic flux density 1.7 T (W / kg).

【００６０】[0060]

【表３】 [Table 3]

【００６１】実施例３ 表４に示す成分組成になる溶鋼を、連続鋳造により厚
さ：230 mm、幅：1300mmのスラブとした。このスラブ
を、ガス加熱炉で酸素濃度が５ vol％の雰囲気中で1120
℃、90分間加熱し、その後プレス機による幅圧下でスラ
ブ幅を1100mmをし、ついで水平圧下により210 mm厚とし
たのち、誘導加熱炉で酸素濃度が0.5vol％の雰囲気中で
1390℃まで加熱した。Example 3 Molten steel having the composition shown in Table 4 was formed into a slab having a thickness of 230 mm and a width of 1300 mm by continuous casting. This slab was placed in an atmosphere with an oxygen concentration of 5 vol% in a gas heating furnace at 1120%.
After heating at 90 ° C for 90 minutes, the slab width was reduced to 1100 mm under the width pressure of a press machine, and then 210 mm thick by horizontal pressure reduction. Then, in an atmosphere with an oxygen concentration of 0.5 vol% in an induction heating furnace.
Heated to 1390 ° C.

【００６２】その後、粗圧延として、第１回目の幅圧下
（ロール半径：425mm ，幅圧下速度：667mm ／ｓ，幅圧
下量：５mm）、第１回目の水平圧下、第２回目の幅圧下
（ロール半径：400mm ，幅圧下速度：1333mm／ｓ，幅圧
下量：10mm）、第２回目の水平圧下、第３回目の幅圧下
（ロール半径：390mm ，幅圧下速度：2333mm／ｓ，幅圧
下量：30mm）、第３回目の水平圧下、第４回目の幅圧下
（ロール半径：380mm，幅圧下速度：3333mm／ｓ，幅圧
下量：30mm）を行って、厚さ35mmのシートバーとしたの
ち、仕上げ圧延を行って2.4 mm厚の熱延板とした。以上
の幅圧下における端部減幅速度は1000mm／ｓ以下とし
た。なお、エッジャーロールには、フラットロールを使
用した。Thereafter, as the rough rolling, the first width reduction (roll radius: 425 mm, width reduction speed: 667 mm / s, width reduction amount: 5 mm), the first horizontal reduction, the second width reduction ( Roll radius: 400 mm, width reduction speed: 1333 mm / s, width reduction amount: 10 mm), second horizontal reduction, third width reduction (roll radius: 390 mm, width reduction speed: 2333 mm / s, width reduction amount) 30mm), the third horizontal reduction, the fourth width reduction (roll radius: 380mm, width reduction speed: 3333mm / s, width reduction amount: 30mm), and then a 35mm thick sheet bar Then, finish rolling was performed to obtain a hot-rolled sheet having a thickness of 2.4 mm. The edge width reduction rate under the above width pressure was 1000 mm / s or less. In addition, a flat roll was used for the edger roll.

【００６３】次いで、熱延板に1100℃、50秒間の焼鈍を
施し、40℃/sの速度で急冷後、酸洗し、１回目の冷間圧
延で1.7 mm厚に仕上げた。ついで、1120℃で70秒の中間
焼鈍を行い、30℃/sの速度で急冷した。その後、 250℃
の温間圧延で0.22mm厚に仕上げた。その後、脱脂処理を
施したのち、820 ℃で３分間、露点：60℃、水素濃度：
60 vol％、窒素濃度：40 vol％の雰囲気中で脱炭焼鈍を
施した。Next, the hot rolled sheet was annealed at 1100 ° C. for 50 seconds, rapidly cooled at a rate of 40 ° C./s, pickled, and finished in a first cold rolling to a thickness of 1.7 mm. Next, intermediate annealing was performed at 1120 ° C. for 70 seconds, and quenched at a rate of 30 ° C./s. Then 250 ℃
Was finished to a thickness of 0.22 mm by warm rolling. Then, after performing degreasing treatment, at 820 ° C for 3 minutes, dew point: 60 ° C, hydrogen concentration:
Decarburization annealing was performed in an atmosphere of 60 vol% and nitrogen concentration: 40 vol%.

【００６４】次に、MgＯに Sr(OH)₂を２mass％、TiO₂を
５mass％、 SrSO₄を２mass％添加した焼鈍分離剤を鋼板
の両面に、片面の塗布量を６g/m²として塗布し、最終仕
上げ焼鈍として、850 ℃までをN₂ガス中で30℃/hの速度
で、また 850℃から1050℃までをN₂：25 vol％、H₂：75
vol％の混合ガス中で12.0℃/hの速度で、その後はH₂ガ
ス中で25℃/hの速度で1200℃まで昇温し、1200℃で８時
間保持したのち、600℃までH₂ガス中で降温し、600 ℃
からはArガス中で降温した。Next, an annealing separating agent in which ₂ mass% of Sr (OH) ₂ , 5 mass% of TiO ₂ and ₂ mass% of SrSO ₄ were added to MgO was applied to both surfaces of the steel sheet at an application amount of 6 g / m ^{2 on} one surface. Then, as final finish annealing, up to 850 ° C. in N ₂ gas at a rate of 30 ° C./h, and from 850 ° C. to 1050 ° C., N ₂ : 25 vol%, H ₂ : 75
at a rate of vol% mixed gas at 12.0 ° C. / h, then thereafter the temperature was raised to 1200 ° C. at a rate of 25 ° C. / h with H ₂ gas was held 8 hours at 1200 ° C., H ₂ up to 600 ° C. Cool down in gas, 600 ℃
The temperature was lowered in Ar gas.

【００６５】上記の最終仕上げ焼鈍後、未反応の焼鈍分
離剤を除去したのち、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張力コーティングして塗布して
から、840 ℃で30秒間焼き付け、ついで磁区細分化処理
としてレーザを 7.5mm間隔で照射し製品板とした。かく
して得られた製品板の磁気特性および被膜特性について
調べた結果を、表５に示す。なお、被膜特性の評価は、
50％のコロイダルシリカを含有するリン酸マグネシウム
をコート剤として塗布してから、850 ℃で焼き付けた
後、鋼板を丸棒に巻き付ける屈曲試験により被膜の剥離
限界直径を測定して行った。After the final annealing, the unreacted annealing separating agent was removed, and magnesium phosphate containing 50% of colloidal silica was applied by tension coating, followed by baking at 840 ° C. for 30 seconds. A laser was irradiated at intervals of 7.5 mm as a magnetic domain refining process to obtain a product plate. Table 5 shows the results obtained by examining the magnetic properties and coating properties of the product sheet thus obtained. In addition, the evaluation of the film properties is as follows.
Magnesium phosphate containing 50% colloidal silica was applied as a coating agent, and after baking at 850 ° C., the peeling limit diameter of the coating was measured by a bending test in which a steel plate was wound around a round bar.

【００６６】[0066]

【表４】 [Table 4]

【００６７】[0067]

【表５】 [Table 5]

【００６８】表５に示したように、この発明に従い得ら
れた製品板の磁気特性および被膜特性はいずれも、極め
て良好であった。As shown in Table 5, the magnetic properties and the coating properties of the product plate obtained according to the present invention were both very good.

【００６９】[0069]

【発明の効果】かくして、この発明によれば、極めて優
れた磁気特性を有し、また熱間圧延における耳割れの発
生が軽微で、かつ被膜特性が良好な高磁束密度電磁鋼板
を安定して得ることができる。As described above, according to the present invention, it is possible to stably produce a high magnetic flux density electromagnetic steel sheet having extremely excellent magnetic properties, little occurrence of edge cracks in hot rolling, and good coating properties. Obtainable.

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

【図１】 最大端部減幅速度が熱間圧延における耳割れ
に及ぼす影響を示した図である。FIG. 1 is a view showing the effect of the maximum edge width reduction rate on edge cracks in hot rolling.

【図２】 端部減幅速度の定義を説明するための図であ
る。FIG. 2 is a diagram for explaining the definition of an edge width reduction speed.

フロントページの続き (51)Int.Cl.⁷ 識別記号 ＦＩ Ｃ２２Ｃ 38/60 Ｃ２２Ｃ 38/60 (72)発明者 黒沢 光正 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 (56)参考文献 特開 平６−269901（ＪＰ，Ａ) 特開2000−355717（ＪＰ，Ａ) 特開 平９−202924（ＪＰ，Ａ) 特開 平３−133501（ＪＰ，Ａ) 特開 平７−76735（ＪＰ，Ａ) 特開 平９−70602（ＪＰ，Ａ) 特開 平11−57809（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.⁷，ＤＢ名) B21B 3/02 H01F 1/16 C21D 8/12 C22C 38/00 C22C 38/34 C22C 38/60 Continued on the front page (51) Int.Cl. ⁷ Identification code FI C22C 38/60 C22C 38/60 (72) Inventor Mitsumasa Kurosawa 1-chome, Kawasaki-dori, Mizushima, Kurashiki-shi, Okayama Pref. In-house (56) References JP-A-6-269901 (JP, A) JP-A-2000-355717 (JP, A) JP-A-9-202924 (JP, A) JP-A-3-133501 (JP, A) JP-A-7-76735 (JP, A) JP-A-9-70602 (JP, A) JP-A-11-57809 (JP, A) (58) Fields investigated (Int. Cl. ⁷ , DB name) B21B 3 / 02 H01F 1/16 C21D 8/12 C22C 38/00 C22C 38/34 C22C 38/60

Claims (2)

(57)【特許請求の範囲】(57) [Claims] 【請求項１】 Ｃ：0.03〜0.10mass％、Si：2.5〜4.5 m
ass％、Mn ： 0.05 〜 1.5 mass ％、Bi：0.005 〜0.100 mas
s％およびCr：0.010〜0.500 mass％を含有し、またイン
ヒビター形成元素として、 （１）Ｓおよび Se のいずれか１種または２種： 0.010 〜
0.040mass ％、 （２） sol.Al ： 0.015 〜 0.050mass ％およびＢ： 0.001 〜
0.01mass ％のいずれか１種または２種ならびにＮ： 0.00
5 〜 0.015mass ％とするとき、前記（１）および／または
（２）から選ばれる元素を 含有する組成になる鋼スラブ
を、熱間圧延、冷間圧延および熱処理を組み合わせた一
連の工程によって処理することからなる方向性電磁鋼板
の製造方法において、 熱間圧延における粗圧延開始前に、鋼スラブを1350℃以
上に加熱後、仕上げ圧延における最初の水平圧下に先立
ち、鋼板幅方向端部の温度が950 ℃以上、かつ下記式を
満足する条件にて、合計圧下量が50mm以上のロールによ
る幅圧下を行うことを特徴とする、耳割れが少なくかつ
被膜特性が良好な磁気特性に優れる方向性電磁鋼板の製
造方法。 記 ｖ／｛（４Ｒ／Δｈ）−１｝^1/2 ≦1000（mm／ｓ） ここで、ｖ：幅圧下速度（mm／ｓ） Ｒ：エッジャーロール半径（mm） Δｈ：幅圧下量（mm）1. C: 0.03 to 0.10 mass%, Si: 2.5 to 4.5 m
ass%,Mn : 0.05 ~ 1.5 mass %,Bi: 0.005 to 0.100 mas
s% and Cr: 0.010 to 0.500 mass%Containing
As an inhibitor-forming element, (1) S and Se Any one or two of: 0.010 ~
0.040mass %, (2) sol.Al : 0.015 ~ 0.050mass % And B: 0.001 ~
0.01mass % Of any one or two and N: 0.00
Five ~ 0.015mass %, The above (1) and / or
Element selected from (2) Steel slab with composition to contain
A combination of hot rolling, cold rolling and heat treatment
Grain-oriented electrical steel sheet consisting of a series of processes
In the manufacturing method of Before starting rough rolling in hot rolling, the steel slab is
After heating up, prior to the first horizontal reduction in finish rolling
In other words, the temperature at the end of the steel sheet in the width direction is 950 ° C or more, and
Under satisfactory conditions, use a roll with a total reduction of 50 mm or more.
Characterized by low width reduction, with few ear cracks
Manufacture of grain-oriented electrical steel sheets with good coating properties and excellent magnetic properties
Construction method. Record v / {(4R / Δh) -1}^1/2 ≤1000 (mm / s) Here, v: width reduction speed (mm / s) R: Edger roll radius (mm) Δh: Width reduction (mm) 【請求項２】 請求項１において、鋼スラブが、さらに
インヒビター補強元素として、Ni：0.05〜0.5mass％、C
u：0.05〜0.5mass％、Sn：0.05〜0.5mass％、Sb：0.005
〜0.10mass％、As：0.005〜0.10mass％、Mo：0.005〜0.
10mass％、Te：0.005〜0.10mass％およびＰ：0.005〜0.
10mass％のうちから選んだ１種または２種以上を含有す
る組成になることを特徴とする、耳割れが少なくかつ被
膜特性が良好な磁気特性に優れる方向性電磁鋼板の製造
方法。2. The steel slab according to claim 1, further comprising Ni: 0.05 to 0.5 mass%, C as an inhibitor reinforcing element.
u: 0.05-0.5 mass%, Sn: 0.05-0.5 mass%, Sb: 0.005
~ 0.10mass%, As: 0.005 ~ 0.10mass%, Mo: 0.005 ~ 0.
10 mass%, Te: 0.005 to 0.10 mass% and P: 0.005 to 0.
Characterized in that it comprises a composition containing one or more kinds selected from among the 10 mass%, less edge cracking and method for producing grain-oriented electrical steel sheet coating characteristics excellent good magnetic properties.