JP4608562B2 - Method for producing grain-oriented electrical steel sheet with extremely high magnetic flux density - Google Patents

Description

本発明は、著しく磁束密度の高い方向性電磁鋼板を、工業的規模にて安定的に製造する方法に関するものである。   The present invention relates to a method for stably producing a grain-oriented electrical steel sheet having a remarkably high magnetic flux density on an industrial scale.

方向性電磁鋼板は、Ｓｉを２〜５％程度含有し、製品の結晶粒の方位を｛１１０｝＜００１＞方位に高度に集積させた鋼板であり、主として、変圧器等の静止誘導器の鉄心材料として利用される。そのような方向性電磁鋼板の製造における結晶方位の制御は、二次再結晶とよばれるカタストロフィックな粒成長現象を利用して達成される。   The grain-oriented electrical steel sheet is a steel sheet containing about 2 to 5% Si and highly accumulating the crystal grain orientation of the product in the {110} <001> orientation, and is mainly used for stationary inductors such as transformers. Used as iron core material. Control of crystal orientation in the production of such grain-oriented electrical steel sheets is achieved by utilizing a catastrophic grain growth phenomenon called secondary recrystallization.

この二次再結晶を制御するための方法として、インヒビターとよばれる微細析出物を熱間圧延前の鋼片加熱時に完全固溶させた後に、熱間圧延及びその後の焼鈍工程で微細析出させる方法がある。この方法では、特許文献１で例示されるようなＭｎＳとＡｌＮをインヒビターとし、最終冷延工程で８０％を超える圧下率の圧延を行う方法や、特許文献２で例示されるようなＭｎＳとＭｎＳｅをインヒビターとし、２回の冷延工程を行う方法が工業的に実施されている。この方法では、析出物を完全固溶させるために、熱間圧延前の鋼片は、１２８０℃以上の高温で加熱される。   As a method for controlling this secondary recrystallization, a fine precipitate called an inhibitor is completely dissolved at the time of heating the steel slab before hot rolling, and then finely precipitated in hot rolling and subsequent annealing steps. There is. In this method, MnS and AlN as exemplified in Patent Document 1 are used as inhibitors, rolling at a rolling reduction exceeding 80% in the final cold rolling step, and MnS and MnSe as exemplified in Patent Document 2 are performed. A method of carrying out the cold rolling step twice using the above as an inhibitor has been practiced industrially. In this method, the steel slab before hot rolling is heated at a high temperature of 1280 ° C. or higher in order to completely dissolve the precipitate.

また、二次再結晶を制御する他の方法として、特許文献３、４に例示されるように、熱間圧延前の鋼片の加熱を１２８０℃未満の温度で実施し、冷延後の窒化処理により形成したＡｌＮをインヒビターとして用いる方法が工業的に実施されている。   Further, as another method for controlling secondary recrystallization, as exemplified in Patent Documents 3 and 4, heating of the steel slab before hot rolling is performed at a temperature lower than 1280 ° C., and nitriding after cold rolling is performed. A method of using AlN formed by treatment as an inhibitor has been industrially implemented.

以上のような方向性電磁鋼板の製造において、より優れた磁気特性を有する鋼板を得るために、多くの開発がなされてきたが、近年の省エネルギー化への要望が高まるにつれて、さらなる低鉄損化が求められている。
方向性電磁鋼板の低鉄損化を図るには種々の方法があるが、前記の特許文献１にも示されているように磁束密度を高くしてヒステリシス損を下げることが有効である。 In the production of the grain-oriented electrical steel sheet as described above, many developments have been made to obtain a steel sheet having superior magnetic properties. However, as the demand for energy saving increases in recent years, the iron loss has been further reduced. Is required.
There are various methods for reducing the iron loss of the grain-oriented electrical steel sheet, but it is effective to increase the magnetic flux density and reduce the hysteresis loss as shown in Patent Document 1 described above.

方向性電磁鋼板の磁束密度を向上させるには、製品板の結晶粒の方位を｛１１０｝＜００１＞方位により高度に集積させることが必要であり、そのためのひとつの方法として、インヒビターの作用を強化すると考えられる補助的な添加元素を利用する方法がある。
そのような添加元素として、例えば、Ｂｉを利用する方法が特許文献５に開示され、Ｔｅを利用する方法が、特許文献６や特許文献７に開示されている。 In order to improve the magnetic flux density of the grain-oriented electrical steel sheet, it is necessary to highly accumulate the crystal grain orientation of the product plate in the {110} <001> orientation. There is a method using an auxiliary additive element that is considered to be strengthened.
As such an additional element, for example, a method using Bi is disclosed in Patent Document 5, and a method using Te is disclosed in Patent Document 6 and Patent Document 7.

しかしながら、本発明者の検討によれば、ＢｉやＴｅを添加しても必ずしも磁束密度が著しく向上した方向性電磁鋼板が得られない場合があること、また、特にＢｉとＴｅの両者を同時に添加した場合には、前述のいずれの製造方法を用いて製造した場合でも、二次再結晶不良に基づく細粒が発生しやすく、コイル全長にわたって安定して磁束密度の高い鋼板を得られない場合があることが解った。   However, according to the study by the present inventor, it is not always possible to obtain a grain-oriented electrical steel sheet having a significantly improved magnetic flux density even if Bi or Te is added, and in particular, both Bi and Te are added simultaneously. In such a case, even when manufactured using any of the above-described manufacturing methods, fine grains based on secondary recrystallization failure are likely to occur, and it may not be possible to obtain a steel plate having a high magnetic flux density stably over the entire length of the coil. I understood that there was.

特公昭４０−１５６４４号公報Japanese Patent Publication No. 40-15644 特公昭５１−１３４６９号公報Japanese Patent Publication No. 51-13469 特公昭６２−４５２８５号公報Japanese Examined Patent Publication No. 62-45285 特開平２−７７５２５号公報Japanese Patent Laid-Open No. 2-77525 特開平０６−８９８０５号公報Japanese Patent Laid-Open No. 06-89805 特開平０６−１８４６４０号公報Japanese Patent Laid-Open No. 06-184640 特開平０６−２０７２２０号公報Japanese Patent Laid-Open No. 06-207220

そこで、本発明は、著しく磁束密度の高い方向性電磁鋼板を、工業的規模にて、安定的に製造する方法を提供することを課題とする。   Accordingly, an object of the present invention is to provide a method for stably producing a grain-oriented electrical steel sheet having a remarkably high magnetic flux density on an industrial scale.

上記課題を解決する本発明の要旨は、次のとおりである。   The gist of the present invention for solving the above problems is as follows.

（１）質量％で、Ｃ：０．０２〜０．１０％、Ｓｉ：２．５〜４．５％、Ｍｎ：０．０１〜０．１５％、Ｓ：０．００１〜０．０５０％、酸可溶性Ａｌ：０．０１〜０．０５％、Ｎ：０．００２〜０．０１５％、Ｔｅ：０．０００５〜０．１０００％、Ｂｉ：０．０００５〜０．１０００％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなるスラブを、１２８０℃以上に加熱し、熱間圧延を施した後、熱延板焼鈍を施し、一回の冷間圧延もしくは中間焼鈍を挟む二回以上の冷間圧延を施して冷延鋼板とした後、脱炭焼鈍を施し、鋼板表面にＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を塗布してから仕上焼鈍を施す一連の工程からなる方向性電磁鋼板の製造方法において、仕上焼鈍の昇温過程における７５０℃以上１１５０℃以下のコイル昇温平均速度を２０℃／ｈ以下とすることを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。 (1) By mass%, C: 0.02 to 0.10%, Si: 2.5 to 4.5%, Mn: 0.01 to 0.15%, S: 0.001 to 0.050% Acid-soluble Al: 0.01 to 0.05%, N: 0.002 to 0.015%, Te: 0.0005 to 0.1000%, Bi: 0.0005 to 0.1000%, The slab composed of the remaining Fe and inevitable impurities is heated to 1280 ° C. or higher, subjected to hot rolling, and then subjected to hot-rolled sheet annealing, followed by two or more colds sandwiching one cold rolling or intermediate annealing. A method for producing a grain-oriented electrical steel sheet comprising a series of steps in which rolling is performed to form a cold-rolled steel sheet, followed by decarburization annealing, applying an annealing separator mainly composed of MgO to the steel sheet surface, and then performing finish annealing. , The average temperature rise rate of the coil at 750 ° C. or higher and 1150 ° C. or lower in the temperature raising process of finish annealing Method for producing oriented electrical steel sheets towards you, characterized in that a 20 ° C. / h or less.

（２）質量％で、Ｃ：０．０２〜０．１０％、Ｓｉ：２．５〜４．５％、Ｍｎ：０．０１〜０．１５％、ＳおよびＳｅを複合で：０．００１〜０．０５０％、酸可溶性Ａｌ：０．０１０〜０．０５０％、Ｎ：０．００２〜０．０１５％、Ｔｅ：０．０００５〜０．１０００％、Ｂｉ：０．０００５〜０．１０００％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなるスラブを、１２８０℃以上に加熱し、熱間圧延を施した後、熱延板焼鈍を施し、一回の冷間圧延もしくは中間焼鈍を挟む二回以上の冷間圧延を施して冷延鋼板とした後、脱炭焼鈍を施し、鋼板表面にＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を塗布してから仕上焼鈍を施す一連の工程からなる方向性電磁鋼板の製造方法において、仕上焼鈍の昇温過程における７５０℃以上１１５０℃以下のコイル昇温平均速度を２０℃／ｈ以下とすることを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。 (2) By mass%, C: 0.02 to 0.10%, Si: 2.5 to 4.5%, Mn: 0.01 to 0.15%, S and Se combined: 0.001 -0.050%, acid-soluble Al: 0.010-0.050%, N: 0.002-0.015%, Te: 0.0005-0.1000%, Bi: 0.0005-0.1000 The slab containing the remaining Fe and the inevitable impurities is heated to 1280 ° C. or higher, hot-rolled, and then subjected to hot-rolled sheet annealing to sandwich one cold rolling or intermediate annealing. A directionality consisting of a series of steps in which cold rolling is performed more than once to form a cold-rolled steel sheet, followed by decarburization annealing, applying an annealing separator mainly composed of MgO to the steel sheet surface, and then performing finish annealing. In the method of manufacturing an electrical steel sheet, 750 ° C. or higher and 1150 ° C. or lower in the temperature raising process of finish annealing. Method for producing oriented electrical steel sheets towards you, characterized in that the coil temperature increase average speed and 20 ° C. / h or less.

（３）質量％で、Ｃ：０．０２〜０．１０％、Ｓｉ：２．５〜４．５％、Ｍｎ：０．０５〜０．５０％、Ｓ単独で、あるいは、ＳおよびＳｅを合計で：０．０２％以下、酸可溶性Ａｌ：０．０１０〜０．０５０％、Ｎ：０．００１〜０．０１５％、Ｔｅ：０．０００５〜０．１０００％、Ｂｉ：０．０００５〜０．１０００％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなるスラブを、１２８０℃未満で加熱し、熱間圧延を施した後、熱延板焼鈍を施し、一回の冷間圧延もしくは中間焼鈍を挟む二回以上の冷間圧延を施して冷延鋼板とした後、脱炭焼鈍および窒化焼鈍を施し、鋼板表面にＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を塗布してから仕上焼鈍を施す一連の工程からなる方向性電磁鋼板の製造法において、仕上焼鈍の昇温過程における７５０℃以上１１５０℃以下のコイル昇温平均速度を２０℃／ｈ以下とすることを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。 (3) By mass%, C: 0.02 to 0.10%, Si: 2.5 to 4.5%, Mn: 0.05 to 0.50%, S alone or S and Se. Total: 0.02% or less, acid-soluble Al: 0.010 to 0.050%, N: 0.001 to 0.015%, Te: 0.0005 to 0.1000%, Bi: 0.0005 A slab containing 0.1000% and comprising the balance Fe and inevitable impurities is heated at less than 1280 ° C., hot-rolled, and then subjected to hot-rolled sheet annealing, one cold rolling or intermediate annealing A series of cold rolling steel sheets that are cold-rolled two or more times, followed by decarburization annealing and nitriding annealing, applying an annealing separator mainly composed of MgO to the steel sheet surface, and then finishing annealing. In the method for producing a grain-oriented electrical steel sheet comprising the steps of: 7 in the temperature raising process of finish annealing. Method for producing oriented electrical steel sheets towards you, characterized in that the 0 ℃ least 1150 ° C. or less of the coil temperature increase average speed and 20 ° C. / h or less.

（４）前記仕上焼鈍における７５０以上１０００℃以下のコイル昇温平均速度を２０℃／ｈ以下とすることを特徴とする（１）〜（３）のいずれかに記載の方向性電磁鋼板の製造方法。 (4) oriented electrical steel sheet towards according to any of characterized in that said finishing coil heating average speed of 750 or more 1000 ° C. or less in the annealing and 20 ° C. / h or less (1) to (3) Production method.

本発明によれば、著しく磁束密度の高い方向性電磁鋼板を、工業的規模にて、安定的に製造することができる。したがって、本発明は、近年の省エネルギー化への要望に沿いつつ、世界的な発電量増加に伴う高品質方向性電磁鋼板の需要増を満たすことができ、その効果は甚大である。   According to the present invention, a grain-oriented electrical steel sheet having a remarkably high magnetic flux density can be stably produced on an industrial scale. Therefore, the present invention can satisfy the increasing demand for high-quality grain-oriented electrical steel sheets accompanying an increase in the amount of power generation around the world while meeting the recent demand for energy saving, and the effect is enormous.

以下、本発明の実施の形態について、詳細に説明する。   Hereinafter, embodiments of the present invention will be described in detail.

本発明者らは、ＴｅやＢｉを添加すると二次再結晶開始温度が高くなり、そのため二次再結晶不良に基づく細粒が発生しやすくなるものとの考えに基づき、ＴｅやＢｉの添加効果を確実にして、著しく磁束密度の高い方向性電磁鋼板の安定製造技術を確立するため、以下の実験を行った。
真空溶解炉において、質量％で、Ｃ：０．０８％、Ｓｉ：３．２５％、Ｍｎ：０．０８％、Ｓ：０．０２４％、酸可溶性Ａｌ：０．０３％、Ｎ：０．００９％、Ｔｅ：０．０１３％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成のスラブ（Te入）と、これにさらにＢｉ：０．０１８％を添加した組成のスラブ（Te,Bi入）を作製し、１３００℃にて１時間の焼鈍後、熱間圧延を実施した。 Based on the idea that the addition of Te or Bi increases the secondary recrystallization start temperature, and therefore, fine grains based on secondary recrystallization failure are likely to occur, the effect of adding Te or Bi. The following experiment was conducted to establish a stable manufacturing technology for grain-oriented electrical steel sheets with extremely high magnetic flux density.
In a vacuum melting furnace, by mass%, C: 0.08%, Si: 3.25%, Mn: 0.08%, S: 0.024%, acid-soluble Al: 0.03%, N: 0.00. 009%, Te: 0.013% Containing slab with the balance Fe and inevitable impurities (with Te), and further adding Bi: 0.018% to the slab (with Te, Bi) ), And after annealing at 1300 ° C. for 1 hour, hot rolling was performed.

得られた熱延板に１１００℃にて１２０秒間の焼鈍を行い、酸洗を施した後に冷間圧延を実施し、板厚０．２３ｍｍの冷延板とした。この冷延板に、湿水素中８５０℃で１５０秒の脱炭焼鈍を施し、ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を水スラリーにて塗布した後、１１５０℃で２０時間の仕上焼鈍を施した。
仕上焼鈍の昇温では、７５０℃未満までは平均昇温速度を５０℃／ｈとし、７５０℃以上１１５０℃以下までは５〜５０℃／ｈの範囲で変更した。 The obtained hot-rolled sheet was annealed at 1100 ° C. for 120 seconds, pickled, and then cold-rolled to obtain a cold-rolled sheet having a thickness of 0.23 mm. The cold-rolled sheet was subjected to decarburization annealing at 850 ° C. in wet hydrogen for 150 seconds, and an annealing separator mainly composed of MgO was applied as a water slurry, and then subjected to finish annealing at 1150 ° C. for 20 hours. .
In the temperature increase of the finish annealing, the average temperature increase rate was set to 50 ° C./h up to less than 750 ° C., and was changed in the range of 5 to 50 ° C./h from 750 ° C. to 1150 ° C.

仕上焼鈍後の鋼板を水洗した後、単板磁気測定用サイズに剪断し、リン酸アルミニウムとコロイダルシリカを主成分とした絶縁被膜を塗布、焼付して試料を作成した。
得られた試料の磁束密度Ｂ８値（５０Ｈｚにて８００Ａ／ｍの磁場を付与したときの磁束密度の値）を測定した後、試料の被膜を除去し、粒径が２ｍｍ未満の細粒が発生している領域（二次再結晶不良部）の面積率を測定した。 The steel plate after the finish annealing was washed with water, then sheared to a single plate magnetic measurement size, and an insulating coating mainly composed of aluminum phosphate and colloidal silica was applied and baked to prepare a sample.
After measuring the magnetic flux density B8 value of the obtained sample (the magnetic flux density value when a magnetic field of 800 A / m is applied at 50 Hz), the sample coating is removed and fine particles with a particle size of less than 2 mm are generated. The area ratio of the area | region (secondary recrystallization defect part) which has performed was measured.

図１に、それぞれのスラブにおける昇温速度に対する磁束密度の関係、及びスラブ（Te,Bi入）における細粒発生面積率を示す。
図に示されるように、ＴｅとＢｉの両方を添加したスラブを用いた場合は、Ｔｅのみを添加したスラグを用いた場合に比べて、得られた鋼板の磁束密度が大きく向上している。特に、仕上焼鈍における７５０〜１１５０℃の間の平均昇温速度が５〜２５℃／ｈの範囲では、スラブ加熱温度が比較的低い１３００℃であるにもかかわらず、Ｂ８で１．９６０Ｔ以上の良好な磁束密度が得られている。平均昇温速度が５０℃／ｈでは、磁束密度が１．９４０Ｔに達していなかった。 FIG. 1 shows the relationship of the magnetic flux density to the heating rate in each slab and the fine grain generation area ratio in the slab (with Te and Bi).
As shown in the figure, when the slab added with both Te and Bi is used, the magnetic flux density of the obtained steel sheet is greatly improved as compared with the case where the slag added with only Te is used. In particular, in the range where the average temperature increase rate between 750 and 1150 ° C. in the finish annealing is 5 to 25 ° C./h, the slab heating temperature is relatively low 1300 ° C., but B8 is 1.960 T or more. Good magnetic flux density is obtained. When the average heating rate was 50 ° C./h, the magnetic flux density did not reach 1.940T.

また、昇温速度が５〜２０℃／ｈの範囲では、細粒発生面積率がいずれも１％以下で、試料全体にわたって安定して二次再結晶が発現していたが、昇温速度が２５℃／ｈでは、細粒発生面積率が１５％であり、二次再結晶の発現が不安定であった。   Moreover, in the range of the heating rate of 5 to 20 ° C./h, the fine grain generation area ratio was 1% or less, and secondary recrystallization was stably developed over the entire sample. At 25 ° C./h, the fine grain generation area ratio was 15%, and the occurrence of secondary recrystallization was unstable.

これらのことから、ＴｅとＢｉの両方を添加し、かつ、仕上焼鈍における７５０〜１１５０℃の間の昇温速度が２０℃／ｈ以下の条件において、二次再結晶不良による細粒の発生が１％以下で、Ｂ８＞１．９６０Ｔ以上となり、良好な特性が得られることが知見された。   From these facts, when both Te and Bi are added and the rate of temperature increase between 750 and 1150 ° C. in finish annealing is 20 ° C./h or less, the occurrence of fine grains due to secondary recrystallization failure occurs. It was found that at 1% or less, B8> 1.960T or more and good characteristics can be obtained.

以上より、本発明者らは、Ｔｅ、Ｂｉを同時添加し、かつ、仕上焼鈍における７５０〜１１５０℃までの昇温速度を制御することにより、著しく高い磁束密度を、全長および全幅で実現する手法を新規に知見し、この知見をもとに本発明を完成させた。   As described above, the present inventors have realized a method in which a remarkably high magnetic flux density is realized over the entire length and the full width by simultaneously adding Te and Bi and controlling the heating rate up to 750 to 1150 ° C. in finish annealing. The present invention was completed based on this knowledge.

以下、本発明における実施形態について詳細に説明する。
方向性電磁鋼板の工業的に実施されている製造方法は、前述のように、インヒビターを冷間圧延前に形成するかどうかによって、（１）熱間圧延前のスラブを１２８０℃以上で加熱する場合と（２）１２８０℃未満で加熱する場合がある。
本発明では、Ｔｅ、Ｂｉの同時添加の効果を、二次再結晶において十分に発現することを主眼としているので、仕上焼鈍までの製造法の違いによって特に左右されることはなく、いずれの製造法を採用してもよい。
そこでまず、それぞれの製造法について説明し、次に仕上焼鈍における昇温過程における昇温速度の制御について説明する。 Hereinafter, embodiments of the present invention will be described in detail.
As described above, the manufacturing method of industrially oriented grain-oriented electrical steel sheets is as follows. (1) The slab before hot rolling is heated at 1280 ° C. or higher depending on whether the inhibitor is formed before cold rolling. In some cases, (2) heating may be performed at less than 1280 ° C.
In the present invention, the effect of simultaneous addition of Te and Bi is mainly intended to be fully expressed in the secondary recrystallization, so it is not particularly affected by the difference in the manufacturing method up to finish annealing, You may adopt the law.
Therefore, first, each manufacturing method will be described, and then control of the temperature increase rate in the temperature increase process in finish annealing will be described.

前記（１）の製造法について説明する。
この製造法では、質量％で、Ｃ：０．０２〜０．１０％、Ｓｉ：２．５〜４．５％、Ｍｎ：０．０１〜０．１５％、Ｓ単独で、あるいはＳとＳｅを複合で：０．００１〜０．０５０％、酸可溶性Ａｌ：０．０１〜０．０５％、Ｎ：０．００２〜０．０１５％、残部Ｆｅおよび不可避的不純物よりなる鋼を基本として用いる。本発明では、この鋼に、さらにＴｅ：０．０００５〜０．１０００％、Ｂｉ：０．０００５〜０．１０００％を含有させる。 The production method (1) will be described.
In this production method, by mass%, C: 0.02 to 0.10%, Si: 2.5 to 4.5%, Mn: 0.01 to 0.15%, S alone, or S and Se In combination: 0.001 to 0.050%, acid-soluble Al: 0.01 to 0.05%, N: 0.002 to 0.015%, balance Fe and steel consisting of unavoidable impurities are used as a basis. . In the present invention, this steel further contains Te: 0.0005 to 0.1000% and Bi: 0.0005 to 0.1000%.

鋼の組成が上記のように選定されるのは次の理由による。なお、以下、元素の含有量を単に％で表記する場合があるが、％は質量％を意味する。   The reason why the steel composition is selected as described above is as follows. Hereinafter, the content of the element may be simply expressed as%, but% means mass%.

Ｃには、種々の役割があるが、質量％で０．０２％未満では、スラブ加熱時の結晶粒径が大きくなり過ぎて製品の鉄損が劣化する。一方、質量％で０．１０％を超えた場合は、冷延後の脱炭焼鈍において、脱炭時間が長時間必要となり経済的でないばかりでなく、脱炭が不完全となり易く、製品での磁気時効と呼ばれる磁性不良を起こすので、好ましくない。
このため、Ｃの含有量の下限は０．０２％、上限は０．１０％とする。この範囲内でより適正な範囲は、０．０５〜０．０９％である。 C has various roles, but if it is less than 0.02% by mass, the crystal grain size at the time of slab heating becomes too large and the iron loss of the product deteriorates. On the other hand, if it exceeds 0.10% by mass, decarburization annealing after cold rolling requires not only a long time, but is not economical, and decarburization tends to be incomplete. This is not preferable because it causes a magnetic defect called magnetic aging.
For this reason, the lower limit of the C content is 0.02%, and the upper limit is 0.10%. A more appropriate range within this range is 0.05 to 0.09%.

Ｓｉは、鋼の電気抵抗を高めて、鉄損の一部を構成する渦電流損失を低減するのに極めて有効な元素であり、質量％で、２．５％以上４．５％以下の範囲に制御しなければならない。２．５％未満では、製品の渦電流損失を抑制できず、また、４．５％を超えると、加工性が劣化するので、好ましくない。   Si is an extremely effective element for increasing the electrical resistance of steel and reducing the eddy current loss that constitutes a part of the iron loss. The mass% ranges from 2.5% to 4.5%. Must be controlled. If it is less than 2.5%, eddy current loss of the product cannot be suppressed, and if it exceeds 4.5%, workability deteriorates, which is not preferable.

Ｍｎは、二次再結晶を左右するインヒビターであるＭｎＳおよび／またはＭｎＳｅを形成する重要な元素であり、質量％で、０．０１％以上０．１５％以下の範囲に制御する必要がある。０．０１％未満では、二次再結晶を生じさせるのに必要なＭｎＳ、ＭｎＳｅの絶対量が不足するので、好ましくない。また、０．１５％を超えた場合には、スラブ加熱時の固溶が困難になるばかりでなく、析出サイズが粗大化し易く、インヒビターとしての最適サイズ分布が損なわれて、好ましくない。   Mn is an important element for forming MnS and / or MnSe, which is an inhibitor that influences secondary recrystallization, and it is necessary to control Mn in a range of 0.01% to 0.15%. If it is less than 0.01%, the absolute amount of MnS and MnSe necessary for causing secondary recrystallization is insufficient, which is not preferable. On the other hand, if it exceeds 0.15%, not only the solid solution during slab heating becomes difficult, but also the precipitation size tends to become coarse, and the optimum size distribution as an inhibitor is impaired.

Ｓは、上述したＭｎとインヒビターを形成する重要な元素であり、その含有量を０．００１％以上０．０５％以下の範囲に制御する必要がある。上記範囲を逸脱すると、十分なインヒビター効果が得られない。   S is an important element that forms an inhibitor with Mn described above, and its content needs to be controlled in the range of 0.001% to 0.05%. If it deviates from the above range, a sufficient inhibitor effect cannot be obtained.

Ｓｅは、上述したＭｎとインヒビターを形成する重要な元素であり、Ｓとともに含有されてもよい。含有する場合は、Ｓとの合計量で０．００１％以上０．０５％以下の範囲に制御する必要がある。上記範囲を逸脱すると、十分なインヒビター効果が得られない。   Se is an important element that forms an inhibitor with Mn as described above, and may be contained together with S. When it contains, it is necessary to control to 0.001% or more and 0.05% or less of the total amount with S. If it deviates from the above range, a sufficient inhibitor effect cannot be obtained.

酸可溶性Ａｌは、高磁束密度方向性電磁鋼板を製造するための主要インヒビター構成元素であり、質量％で、０．０１％以上０．０５％以下の範囲に制御する必要がある。０．０１％未満では、量的に不足して、インヒビター強度が不足するので、好ましくない。一方、０．０５％を超えると、インヒビターとして析出させるＡｌＮが粗大化し、結果として、インヒビター強度を低下させるので、好ましくない。   Acid-soluble Al is a main inhibitor constituting element for producing a high magnetic flux density grain-oriented electrical steel sheet and needs to be controlled in a range of 0.01% to 0.05% by mass. If it is less than 0.01%, the quantity is insufficient, and the inhibitor strength is insufficient. On the other hand, if it exceeds 0.05%, AlN precipitated as an inhibitor becomes coarse, and as a result, the inhibitor strength is lowered, which is not preferable.

Ｎは、上述した酸可溶性ＡｌとＡｌＮを形成する重要な元素であり、質量％で、０．００２％以上０．０１５％以下の範囲に制御する必要がある。上記範囲を逸脱すると、十分なインヒビター効果が得られない。   N is an important element that forms the above-described acid-soluble Al and AlN, and is required to be controlled in a range of 0.002% to 0.015% by mass. If it deviates from the above range, a sufficient inhibitor effect cannot be obtained.

Ｔｅは、インヒビターを強化して鋼板磁束密度を向上させるのに有効な元素である。その効果を得るためには、０．０００５〜０．１０％の範囲に添加量を制御する必要がある。０．０００５％未満では十分な効果が得られず、０．１０％を超えると、圧延性が劣化して、好ましくない。   Te is an element effective for strengthening the inhibitor and improving the magnetic flux density of the steel sheet. In order to obtain the effect, it is necessary to control the addition amount in the range of 0.0005 to 0.10%. If it is less than 0.0005%, a sufficient effect cannot be obtained, and if it exceeds 0.10%, the rollability deteriorates, which is not preferable.

Ｂｉは、単独の添加でも磁束密度向上効果を有するが、Ｔｅと複合添加することにより、その磁束密度向上効果は著しいものとなる。その効果を得るためには、添加量を０．０００５〜０．１０％の範囲に制御する必要がある。０．０００５％未満では十分な効果が得られず、０．１０％を超えると、圧延性が劣化して好ましくない。   Bi has an effect of improving the magnetic flux density even if it is added alone, but the effect of improving the magnetic flux density becomes remarkable by adding it together with Te. In order to obtain the effect, it is necessary to control the addition amount in the range of 0.0005 to 0.10%. If it is less than 0.0005%, a sufficient effect cannot be obtained, and if it exceeds 0.10%, the rollability is deteriorated, which is not preferable.

この他、二次再結晶を安定化させる元素として、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｃｕ、Ａｇ、Ａｓ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｐ、Ｎｉ、Ｂ、Ｐｂ、Ｖ、Ｇｅ、Ｔｉの一種または二種以上を、合計して、質量％で、０．０００５〜１．０％含有させることも有用である。これら元素の添加量としては、０．０００５％未満では、二次再結晶安定化の効果が十分でなく、また、１．０％を超えると効果が飽和するために、コストの観点から、上限を１．０％に限定する。   In addition, Sn, Sb, Cu, Ag, As, Mo, Cr, P, Ni, B, Pb, V, Ge, and Ti, as elements for stabilizing secondary recrystallization, And it is also useful to contain 0.0005 to 1.0% by mass%. If the amount of these elements is less than 0.0005%, the effect of stabilizing the secondary recrystallization is not sufficient, and if it exceeds 1.0%, the effect is saturated. Is limited to 1.0%.

上記のごとく成分を調整した方向性電磁鋼板製造用溶鋼は、通常の方法で鋳造する。特に鋳造方法に限定はない。次いで、スラブ加熱処理するが、加熱温度の下限値は、インヒビターを完全固溶するために１２８０℃とする。１２８０℃未満では、ＭｎＳ、ＭｎＳｅ、ＡｌＮ等のインヒビター成分を充分に溶体化させることができない。上限は、特に定めないが、設備保護の観点から１４５０℃以下が好ましい。   The molten steel for producing grain-oriented electrical steel sheets with the components adjusted as described above is cast by a normal method. There is no particular limitation on the casting method. Next, slab heat treatment is performed, and the lower limit of the heating temperature is set to 1280 ° C. in order to completely dissolve the inhibitor. If it is less than 1280 degreeC, inhibitor components, such as MnS, MnSe, and AlN, cannot fully be made into solution. The upper limit is not particularly defined, but is preferably 1450 ° C. or less from the viewpoint of equipment protection.

上述のように加熱されたスラブは、引き続く熱間圧延により熱延板となる。この熱延板の板厚は、特に規定するものではないが、後述の冷間圧延率と関連するため、通常は、１．８〜３．５ｍｍとする。この熱延板は短時間焼鈍を経て冷間圧延される。上記焼鈍は、７５０〜１２００℃の温度域で３０秒〜１０分間行い、製品の磁気特性を高めるために有効である。   The slab heated as described above becomes a hot-rolled sheet by subsequent hot rolling. The thickness of the hot-rolled sheet is not particularly specified, but is usually 1.8 to 3.5 mm because it is related to the cold rolling rate described later. This hot-rolled sheet is cold-rolled after being annealed for a short time. The annealing is performed in a temperature range of 750 to 1200 ° C. for 30 seconds to 10 minutes, and is effective for enhancing the magnetic properties of the product.

冷間圧延は、１回で行うか、または、中間焼鈍を間に挟んで２回以上に分けて行う。1回の冷間圧延とは、板温が600℃を超える焼鈍を途中に含まずに、一回もしくは複数回の圧延を施すことを意味する。その際、圧延の間に３００℃以下程度の焼鈍を施すことは、むしろ磁気特性にとって好ましい。
冷間圧延を２回以上に分ける場合は、冷間圧延の間に中間焼鈍を行う。中間焼鈍は、７５０〜１２００℃の温度域で３０秒〜１０分間とするのが好ましい。 Cold rolling is performed once or divided into two or more times with intermediate annealing in between. One cold rolling means that one or a plurality of rollings are performed without including annealing at a sheet temperature exceeding 600 ° C. At that time, it is preferable for the magnetic properties to perform annealing at about 300 ° C. or less during rolling.
When cold rolling is divided into two or more times, intermediate annealing is performed during cold rolling. The intermediate annealing is preferably performed in a temperature range of 750 to 1200 ° C. for 30 seconds to 10 minutes.

冷間圧延を１回で行うと製品の全長全幅特性が不安定になり易く、冷間圧延を２回以上に分けて行うと製品特性は安定するが到達磁束密度は低くなる傾向がある。このため、冷間圧延の回数は、望む製品の特性レベルとコストとを勘案して適宜選択される。
また、いずれの場合も、最終冷延圧下率を８０〜９５％の範囲とするのが好ましい。 When the cold rolling is performed once, the full width characteristics of the product are likely to be unstable, and when the cold rolling is performed twice or more, the product characteristics are stabilized but the ultimate magnetic flux density tends to be low. For this reason, the number of cold rolling is appropriately selected in consideration of the desired characteristic level and cost of the product.
In any case, the final cold rolling reduction is preferably in the range of 80 to 95%.

冷間圧延された鋼板は、続いて脱炭焼鈍される。脱炭焼鈍は、水素窒素含有湿潤雰囲気中にて実施され、Ｃは製品特性上必須となる２０ｐｐｍ以下に低減される。この後、ＭｇＯを主成分とするパウダーを塗布しコイル巻取りを行う。そして、巻取られたコイルにバッチ式の仕上焼鈍を実施し、その後、巻き解き、パウダー除去と、リン酸アルミニウムとコロイダルシリカを主成分としたスラリー液を塗布、焼付を行い、方向性電磁鋼板の製品を完成させる。   The cold-rolled steel sheet is subsequently decarburized and annealed. The decarburization annealing is performed in a wet atmosphere containing hydrogen nitrogen, and C is reduced to 20 ppm or less, which is essential for product characteristics. Thereafter, a powder mainly composed of MgO is applied and coiled. Then, batch-type finish annealing is performed on the wound coil, and then unwinding, removing powder, applying a slurry liquid mainly composed of aluminum phosphate and colloidal silica, baking, and directional electrical steel sheet Complete the product.

前記仕上焼鈍は、｛１１０｝＜００１＞方位粒を二次再結晶させる工程であり、鋼板の磁束密度を向上させるために極めて重要である。通常は、窒素水素混合雰囲気にて１１００〜１２００℃の温度に昇温する過程で二次再結晶を発現させた後、水素雰囲気に切り替え、１１００〜１２００℃の焼鈍温度で２０時間程度の焼鈍を実施することにより、Ｎ、Ｓ、Ｓｅ等を鋼板外に拡散除去して製品板の磁気特性を良好なものとする。
本発明では、仕上焼鈍の昇温過程における昇温速度を制御するが、これについては後述する。 The finish annealing is a step of secondary recrystallization of {110} <001> oriented grains, and is extremely important for improving the magnetic flux density of the steel sheet. Usually, after secondary recrystallization is developed in the process of raising the temperature to 1100 to 1200 ° C. in a nitrogen-hydrogen mixed atmosphere, switching to a hydrogen atmosphere and annealing for about 20 hours at an annealing temperature of 1100 to 1200 ° C. By carrying out the process, N, S, Se, etc. are diffused and removed out of the steel sheet to improve the magnetic properties of the product plate.
In the present invention, the rate of temperature rise in the temperature raising process of finish annealing is controlled, which will be described later.

仕上焼鈍における焼鈍雰囲気は、前記のように窒素および水素の混合雰囲気とすることが製品特性および生産性の観点から好ましい。窒素分圧を上げると二次再結晶が安定化する傾向があり、窒素分圧を下げると高磁束密度特性が得られるものの、二次再結晶が不安定化する傾向がある。
なお、その際、ＭｇＯパウダー中に含まれる水分を減じて、製品におけるグラス被膜の鋼板への密着性を向上させる目的から、昇温途中で保定焼鈍を施すことも有効である。 The annealing atmosphere in the finish annealing is preferably a mixed atmosphere of nitrogen and hydrogen as described above from the viewpoint of product characteristics and productivity. Increasing the nitrogen partial pressure tends to stabilize secondary recrystallization, and decreasing the nitrogen partial pressure provides high magnetic flux density characteristics but tends to destabilize secondary recrystallization.
In addition, in that case, it is also effective to perform the holding annealing in the middle of temperature rising for the purpose of reducing the moisture contained in the MgO powder and improving the adhesion of the glass coating in the product to the steel plate.

ついで、（２）の製造法について説明する。
この製造法では、質量％で、Ｃ：０．０２〜０．１０％、Ｓｉ：２．５〜４．５％、Ｍｎ：０．０５〜０．５０％、ＳおよびＳｅを合計で：０．０２％以下、酸可溶性Ａｌ：０．０１０〜０．０５０％、Ｎ：０．００１〜０．０１５％、残部Ｆｅおよび不可避的不純物よりなる鋼を基本とし、この鋼に、同様に、さらにＴｅ：０．０００５〜０．１０００％、Ｂｉ：０．０００５〜０．１０００％を含有させた鋼を用いる。 Next, the production method (2) will be described.
In this production method, C: 0.02 to 0.10%, Si: 2.5 to 4.5%, Mn: 0.05 to 0.50%, S and Se in total: 0% by mass 0.02% or less, acid-soluble Al: 0.010 to 0.050%, N: 0.001 to 0.015%, and a steel composed of the balance Fe and unavoidable impurities. Steel containing Te: 0.0005 to 0.1000% and Bi: 0.0005 to 0.1000% is used.

この製造法では、インヒビターとして（Ａｌ，Ｓｉ）Ｎを用いるので、インヒビターとしてＭｎＳは特に必要としない。そのため、ＭｎやＳ及びＳｅの含有量は次の理由で選定される。その他の成分については、（１）の製造法の場合と同様である。   In this manufacturing method, since (Al, Si) N is used as an inhibitor, MnS is not particularly required as an inhibitor. Therefore, the contents of Mn, S and Se are selected for the following reasons. About other components, it is the same as that of the case of the manufacturing method of (1).

Ｍｎは、比抵抗を高めて鉄損を低減させる目的のために、また、熱間圧延における割れの発生を防止する目的のために０．０５％以上０．５％以下の範囲で含有される。添加量が０．０５％未満ではこれらの目的を達成することができず、一方、０．５％を超えると製品の磁束密度を低下させるため好ましくない。
Ｓ及びＳｅは磁気特性に悪影響を及ぼすので、Ｓ単独で含有するか、ＳとＳｅが複合して含有するかにかかわらず、合計量で０．０２％以下とする。 Mn is contained in the range of 0.05% or more and 0.5% or less for the purpose of increasing the specific resistance and reducing iron loss and for the purpose of preventing the occurrence of cracks in hot rolling. . If the addition amount is less than 0.05%, these objects cannot be achieved. On the other hand, if it exceeds 0.5%, the magnetic flux density of the product is lowered, which is not preferable.
Since S and Se adversely affect the magnetic properties, the total amount is 0.02% or less regardless of whether S is contained alone or S and Se are contained in combination.

上記のごとく成分を調整した方向性電磁鋼板製造用溶鋼から、通常の方法で鋳造されてスラブとされ、熱間圧延前に加熱処理される。その際の加熱温度は１２８０℃未満で十分である。
その後、（１）の製造法と同様にして、熱間圧延され、冷間圧延される。冷間圧延後の鋼板は、鋼中に含まれるＣを除去するために湿潤雰囲気中で脱炭焼鈍が施され、その後、仕上焼鈍される。 From the molten steel for producing grain-oriented electrical steel sheets, the components of which are adjusted as described above, the slab is cast by a normal method and heat-treated before hot rolling. In this case, the heating temperature is preferably less than 1280 ° C.
Thereafter, in the same manner as the production method (1), hot rolling and cold rolling are performed. The steel sheet after cold rolling is subjected to decarburization annealing in a humid atmosphere in order to remove C contained in the steel, and then finish annealing.

この製造法では、インヒビターとしての（Ａｌ，Ｓｉ）Ｎを形成するために、冷間圧延から仕上焼鈍の間で鋼板中の窒素を増加させる処理が行われる。窒素を増加させる処理としては、アンモニア等の窒化能のあるガスを含有する雰囲気中で焼鈍する窒化焼鈍によって行われる。
この窒化焼鈍の時期は、冷間圧延から仕上焼鈍の間であればよく、脱炭焼鈍の前あるいは後のどちらで施しても構わない。また、脱炭焼鈍と窒化焼鈍を同時に施しても、同様の効果が得られる。 In this manufacturing method, in order to form (Al, Si) N as an inhibitor, a process of increasing nitrogen in the steel sheet between cold rolling and finish annealing is performed. The treatment for increasing nitrogen is performed by nitridation annealing in an atmosphere containing a gas having nitriding ability such as ammonia.
The time of this nitridation annealing may be between cold rolling and finish annealing, and may be performed either before or after decarburization annealing. Moreover, the same effect is acquired even if it performs decarburization annealing and nitridation annealing simultaneously.

以上のようにそれぞれの製造法に従って脱炭焼鈍された鋼板は、続いて前述のように仕上焼鈍されるが、本発明は、ＴｅとＢｉの添加効果をより発現するために、仕上焼鈍の昇温過程で、昇温速度を以下のように制御する。
以下その態様について説明する。 The steel sheets that have been decarburized and annealed in accordance with the respective production methods as described above are subsequently subjected to finish annealing as described above. However, in order to further enhance the effects of addition of Te and Bi, the present invention increases the finish annealing. In the temperature process, the heating rate is controlled as follows.
This aspect will be described below.

本発明では、仕上焼鈍の昇温過程の７５０℃から１１５０℃までの温度域におけるコイル平均昇温速度を２０℃／ｈ以下にして、磁束密度の向上と二次再結晶の安定化の効果を得る。   In the present invention, the coil average heating rate in the temperature range from 750 ° C. to 1150 ° C. in the temperature raising process of the finish annealing is set to 20 ° C./h or less to improve the magnetic flux density and stabilize the secondary recrystallization. obtain.

ＴｅとＢｉを添加した鋼板は、かかる温度域で二次再結晶が発現するが、二次再結晶安定性の観点から、コイル昇温速度は、比較的遅くすることが好ましく、昇温速度の上限は２０℃／ｈとする。これより速くするとコイル内、特に、スラブ加熱が充分でなかった部位で、二次再結晶不良が生じ易くなり、製造安定性の観点から好ましくない。
磁気特性は、特に、コイル昇温平均速度が１５℃／ｈ以下で良好となる。 Steel sheets added with Te and Bi exhibit secondary recrystallization in such a temperature range, but from the viewpoint of secondary recrystallization stability, the coil heating rate is preferably relatively slow, The upper limit is 20 ° C./h. If the speed is higher than this, secondary recrystallization failure is likely to occur in the coil, particularly in a region where slab heating is not sufficient, which is not preferable from the viewpoint of manufacturing stability.
The magnetic characteristics are particularly good when the average coil heating rate is 15 ° C./h or less.

昇温速度は、より遅いほうが磁束密度の向上効果及び二次再結晶不良部の発生が抑制されてより製造安定性が増すので好ましく、１℃／ｈ以下としても所定の効果が得られるが、設備面や生産性の点からは３℃／ｈ以上が望ましい。昇温速度を５℃／ｈ未満としても、磁気特性向上効果は飽和して変化しないことから、より適正なコイル昇温平均速度範囲は、５℃／ｈ以上１５℃／ｈ以下である。   The lower the rate of temperature rise, the lower the rate of improvement in magnetic flux density and the occurrence of secondary recrystallization failure, and the more stable the production, and the preferable effect is obtained even at 1 ° C./h or less. From the viewpoint of equipment and productivity, 3 ° C./h or more is desirable. Even if the rate of temperature increase is less than 5 ° C./h, the effect of improving the magnetic properties is saturated and does not change. Therefore, a more appropriate coil temperature increase average rate range is 5 ° C./h or more and 15 ° C./h or less.

また、前半部分の７５０℃から１０００℃までの温度域におけるコイル昇温平均速度を２０℃／ｈ以下とするとさらに磁気特性は向上する。
かかる温度域は、インヒビターであるＡｌＮやＭｎＳ、ＭｎＳｅ等が乖離、固溶、また、拡散を開始する領域である。二次再結晶を制御して製品の磁束密度を向上せしめるために重要な温度域であり、比較的遅くコイル昇温することが好ましい。 Further, when the average coil heating rate in the temperature range from 750 ° C. to 1000 ° C. in the first half is 20 ° C./h or less, the magnetic characteristics are further improved.
This temperature range is a region where the inhibitors AlN, MnS, MnSe, etc. start to dissociate, dissolve, and diffuse. This is an important temperature range for controlling the secondary recrystallization to improve the magnetic flux density of the product, and it is preferable to raise the coil temperature relatively slowly.

なお、７５０℃までの加熱速度は特に限定されず、例えば、１５〜１００℃／ｈの範囲が例示できるが、生産性の点からは速いほうが望ましい。   The heating rate up to 750 ° C. is not particularly limited. For example, a range of 15 to 100 ° C./h can be exemplified, but it is preferable that the heating rate is high from the viewpoint of productivity.

以下、実施例を用いて、本発明の実施可能性及び効果についてさらに説明する。
なお、実施例に用いた条件はその確認のための一条件例であり、本発明は、この条件例に限定されるものではない。 Hereinafter, the feasibility and effects of the present invention will be further described using examples.
The conditions used in the examples are a condition example for the confirmation, and the present invention is not limited to this condition example.

（実施例１）
表１に示す成分を含み、残部は不可避的不純物とＦｅよりなる鋼スラブを、実験室の真空溶解炉において作製した。このスラブを１３００℃及び１３５０℃にて１時間の焼鈍後、熱間圧延を実施した。得られた熱延板につき１１００℃にて１２０秒間の焼鈍を行い、酸洗を施した後に冷間圧延を実施し板厚０．２３ｍｍの冷延板とした。その後、この冷延板を湿水素中８５０℃で１５０秒の脱炭焼鈍を施し、ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を水スラリーにて塗布し、水素雰囲気中、１１５０℃で２０時間の仕上焼鈍を施した。 Example 1
A steel slab containing the components shown in Table 1 and the balance being inevitable impurities and Fe was produced in a laboratory vacuum melting furnace. This slab was subjected to hot rolling after annealing at 1300 ° C. and 1350 ° C. for 1 hour. The obtained hot-rolled sheet was annealed at 1100 ° C. for 120 seconds, pickled, and then cold-rolled to obtain a cold-rolled sheet having a thickness of 0.23 mm. Then, this cold-rolled sheet is subjected to decarburization annealing at 850 ° C. in wet hydrogen for 150 seconds, and an annealing separator mainly composed of MgO is applied as a water slurry, and finished in a hydrogen atmosphere at 1150 ° C. for 20 hours. Annealed.

仕上焼鈍の昇温は、窒素：７５％、水素：２５％含有雰囲気で、７５０℃までは５０℃／ｈの平均昇温速度とし、７５０℃から１１５０℃までは表２に示す５〜５０℃／ｈの範囲の平均昇温速度とした。   The temperature increase in the finish annealing is an atmosphere containing nitrogen: 75% and hydrogen: 25%, an average temperature increase rate of 50 ° C / h up to 750 ° C, and 5-50 ° C shown in Table 2 from 750 ° C to 1150 ° C. The average rate of temperature rise was in the range of / h.

ついで、仕上げ焼鈍後の鋼板を水洗した後、単板磁気測定用サイズに剪断し、リン酸アルミニウムとコロイダルシリカを主成分とした絶縁被膜を塗布、焼付し、磁束密度Ｂ８値を測定した。その後、被膜を除去し、二次再結晶不良部の面積率を測定した。
ここで、Ｂ８は５０Ｈｚにて８００Ａ／ｍの磁場を付与したときの磁束密度の値である。また、二次再結晶不良部は、粒径が２ｍｍに満たない細かい粒の領域と定義した。以下の実施例でも同様である。 Subsequently, the steel sheet after the final annealing was washed with water, then sheared to a single-plate magnetic measurement size, and an insulating coating mainly composed of aluminum phosphate and colloidal silica was applied and baked, and the magnetic flux density B8 value was measured. Thereafter, the coating was removed, and the area ratio of the secondary recrystallization failure portion was measured.
Here, B8 is a magnetic flux density value when a magnetic field of 800 A / m is applied at 50 Hz. Moreover, the secondary recrystallization defect part was defined as the area | region of a fine grain whose particle size is less than 2 mm. The same applies to the following embodiments.

評価は１０試験片について行い、いずれのスラブ加熱温度においても、最高Ｂ８：Ｂ８ｍａｘ≧１．９６０Ｔで、かつ二次再結晶不良部の面積率：Ａ＜１％、平均Ｂ８：Ｂ８ａｖｅ≧１．９５０Ｔのものを良好と判定した。   Evaluation was performed on 10 test pieces, and at any slab heating temperature, the maximum B8: B8max ≧ 1.960T, the area ratio of the secondary recrystallization failure portion: A <1%, and the average B8: B8ave ≧ 1.950T. Were judged as good.

ここで、両方のスラブ加熱温度としたのは、加熱後のスラブは必ず場所によって温度の低い部分が存在するので、低めのスラブ加熱温度で必要な磁気特性を得ることができない場合には、製品コイル全長全幅にわたり安定して良好な磁気特性を得ることができないためである。   Here, both slab heating temperatures are used because the slab after heating always has a low temperature part depending on the location, so if the required magnetic properties cannot be obtained at a lower slab heating temperature, This is because good magnetic properties cannot be obtained stably over the entire length of the coil.

結果を表２、３に示す。スラブ加熱温度が１３００℃及び１３５０℃のいずれにおいても良好の判定を満たすものは、Ｔｅ及びＢｉを含有するスラブＤを用い、かつ仕上焼鈍における７５０℃以上１１５０℃以下の平均昇温速度が２０℃／ｈ以下の範囲のものであった。特に昇温速度が１５℃／ｈ以下では、Ｂ８ａｖｅ≧１．９５５Ｔ以上となりさらに良好であった。   The results are shown in Tables 2 and 3. The slab heating temperature satisfying the good judgment at both 1300 ° C. and 1350 ° C. uses the slab D containing Te and Bi, and the average heating rate of 750 ° C. to 1150 ° C. in the finish annealing is 20 ° C. / H or less. In particular, when the temperature rising rate was 15 ° C./h or less, B8ave ≧ 1.955T or more, which was even better.

（実施例２）
表４に示す成分を含み、残部は不可避的不純物とＦｅよりなる鋼スラブを、実験室の真空溶解炉において作製した。このスラブを１３５０℃及び１４００℃にて１時間の焼鈍後、熱間圧延を実施した。得られた熱延板につき１０００℃にて１００秒間の焼鈍を行い、酸洗を施した後に冷間圧延を実施して板厚１．７ｍｍの鋼板を得た。この鋼板に１０５０℃にて１００秒間の中間焼鈍を施した後に冷間圧延を実施し、板厚０．２３ｍｍの冷延板を得た。さらにこの冷延板を湿水素中８５０℃で１５０秒の脱炭焼鈍を施し、ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を水スラリーにて塗布し、最高到達温度１１５０℃で２０時間の仕上焼鈍を施した。 (Example 2)
A steel slab containing the components shown in Table 4 and the balance being inevitable impurities and Fe was produced in a laboratory vacuum melting furnace. This slab was subjected to hot rolling after annealing at 1350 ° C. and 1400 ° C. for 1 hour. The obtained hot-rolled sheet was annealed at 1000 ° C. for 100 seconds, pickled, and then cold-rolled to obtain a steel sheet having a thickness of 1.7 mm. The steel sheet was subjected to intermediate annealing at 1050 ° C. for 100 seconds and then cold rolled to obtain a cold rolled sheet having a thickness of 0.23 mm. Furthermore, this cold-rolled sheet is subjected to decarburization annealing at 850 ° C. in wet hydrogen for 150 seconds, and an annealing separator mainly composed of MgO is applied as a water slurry, and finish annealing is performed for 20 hours at a maximum reached temperature of 1150 ° C. gave.

仕上焼鈍の昇温は、窒素：５０％、水素：５０％含有雰囲気で、７５０℃までは平均昇温速度５０℃／ｈとし、７５０℃から１１５０℃までは表５に示すパターンで実施した。所定温度における等温焼鈍を含む昇温パターンの場合は、平均昇温速度を併せて示した。
ついで、この鋼板を水洗後、単板磁気測定用サイズに剪断し、リン酸アルミニウムとコロイダルシリカを主成分とした絶縁被膜を塗布、焼付し、磁束密度Ｂ８値を測定した。その後、被膜を除去し、二次再結晶不良部の面積率を測定した。
測定結果を１０試験片について実施例１と同様に評価した。 The temperature increase in the finish annealing was carried out in an atmosphere containing nitrogen: 50% and hydrogen: 50%, an average temperature increase rate of 50 ° C./h up to 750 ° C., and a pattern shown in Table 5 from 750 ° C. to 1150 ° C. In the case of a temperature increase pattern including isothermal annealing at a predetermined temperature, the average temperature increase rate is also shown.
Next, the steel sheet was washed with water, sheared to a single-plate magnetic measurement size, coated with an insulating film mainly composed of aluminum phosphate and colloidal silica, and baked, and the magnetic flux density B8 value was measured. Thereafter, the coating was removed, and the area ratio of the secondary recrystallization failure portion was measured.
The measurement results were evaluated in the same manner as in Example 1 for 10 test pieces.

結果を表５に示す。スラブ加熱温度が１３５０℃及び１４００℃のいずれにおいても良好の判定を満たすものは、Ｔｅ及びＢｉを含有するスラブＦかつ仕上焼鈍における７５０℃以上１１５０℃以下の平均昇温速度が２０℃／ｈ以下の範囲であった。特に１５℃／ｈ以下では、Ｂ８ave≧１．９５５Ｔ以上となりさらに良好であった。   The results are shown in Table 5. The slab heating temperature satisfying the good judgment at both 1350 ° C. and 1400 ° C. has a slab F containing Te and Bi and an average heating rate of 750 ° C. to 1150 ° C. in finish annealing is 20 ° C./h or less. Range. Particularly at 15 ° C./h or less, B8ave ≧ 1.955 T or more, which was even better.

（実施例３）
表６に示す成分を含み、残部は不可避的不純物とＦｅよりなる鋼スラブを、実験室の真空溶解炉において作製した。このスラブを１１５０℃にて１時間の焼鈍後、熱間圧延を実施した。得られた熱延板につき１１００℃にて１００秒間の焼鈍を行い、酸洗を施した後に冷間圧延を実施して板厚０．２３ｍｍの冷延板を得た。さらに、この冷延板を湿水素中８００℃及び８５０℃で１５０秒の脱炭焼鈍を施した。窒化焼鈍は脱炭焼鈍後もしくは脱炭焼鈍と同時に施した。その後、ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を水スラリーにて塗布し、最高到達温度１１５０℃で２０時間の仕上焼鈍を施した。 (Example 3)
A steel slab containing the components shown in Table 6 and the balance being inevitable impurities and Fe was produced in a laboratory vacuum melting furnace. This slab was annealed at 1150 ° C. for 1 hour and then hot-rolled. The obtained hot-rolled sheet was annealed at 1100 ° C. for 100 seconds, pickled, and then cold-rolled to obtain a cold-rolled sheet having a thickness of 0.23 mm. Further, this cold-rolled sheet was subjected to decarburization annealing at 800 ° C. and 850 ° C. in wet hydrogen for 150 seconds. Nitriding annealing was performed after decarburization annealing or simultaneously with decarburization annealing. Then, the annealing separator which has MgO as a main component was apply | coated with the water slurry, and the final annealing for 20 hours was performed at the highest achieved temperature of 1150 degreeC.

仕上焼鈍の昇温は、窒素：７５％、水素：２５％含有雰囲気で、平均昇温速度は７５０℃まで５０℃／ｈ、７５０℃から１１５０℃まで表７に示す３〜５０℃／ｈの範囲で変更した。
ついで、仕上焼鈍後の鋼板を水洗した後、単板磁気測定用サイズに剪断し、リン酸アルミニウムとコロイダルシリカを主成分とした絶縁被膜を塗布、焼付し、磁束密度Ｂ８値を測定した。その後、被膜を除去し、二次再結晶不良部の面積率を画像解析により測定した。
測定結果を１０試験片について実施例１と同様に評価した。 The temperature rise of the finish annealing is nitrogen: 75%, hydrogen: 25% containing atmosphere, the average rate of temperature increase is 50 ° C./h from 750 ° C., and 3-50 ° C./h shown in Table 7 from 750 ° C. to 1150 ° C. Changed in range.
Next, the steel sheet after the finish annealing was washed with water, then sheared to a single-plate magnetic measurement size, and an insulating coating mainly composed of aluminum phosphate and colloidal silica was applied and baked, and the magnetic flux density B8 value was measured. Thereafter, the coating was removed, and the area ratio of the secondary recrystallization failure portion was measured by image analysis.
The measurement results were evaluated in the same manner as in Example 1 for 10 test pieces.

結果を表７に示す。脱炭焼鈍温度が８００℃及び８５０℃のいずれにおいても良好の判定を満たすものは、Ｔｅ及びＢｉを含有するスラブＨかつ仕上焼鈍における７５０℃以上１１５０℃以下の平均昇温速度が２０℃／ｈ以下の範囲であった。特に１５℃／ｈ以下では、Ｂ８ａｖｅ≧１．９５５Ｔ以上となりさらに良好であった。   The results are shown in Table 7. What satisfy | fills the favorable determination in any of decarburization annealing temperature 800 degreeC and 850 degreeC is the slab H containing Te and Bi, and the average temperature increase rate of 750 degreeC or more and 1150 degrees C or less in finish annealing is 20 degrees C / h The range was as follows. Particularly at 15 ° C./h or lower, B8ave ≧ 1.955 T or higher, which was even better.

（実施例4）
質量％でＣ：０．０８％、Ｓｉ：３．２１％、Ｍｎ：０．０９％、Ｓ：０．０２５％、酸可溶性Ａｌ：０．０３％、Ｎ：０．００９％、Ｔｅ：０．００１％、Ｂｉ：０．００５％、残部は不可避的不純物とＦｅよりなる鋼スラブＩを、実験室の真空溶解炉において作製した。このスラブを１３００℃及び１３５０℃にて１時間の焼鈍後、熱間圧延を実施した。得られた熱延板につき１１００℃にて１２０秒間の焼鈍を行い、酸洗を施した後に冷間圧延を実施し板厚０．２３ｍｍとした。さらに本冷延板を湿水素中８５０℃で１５０秒の脱炭焼鈍を施し、ＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を水スラリーにて塗布し、種々の加熱条件で最高到達温度１１５０℃で２０時間の仕上焼鈍を施した。 (Example 4)
C: 0.08%, Si: 3.21%, Mn: 0.09%, S: 0.025%, acid-soluble Al: 0.03%, N: 0.009%, Te: 0% by mass A steel slab I composed of 0.001%, Bi: 0.005%, the balance being inevitable impurities and Fe was produced in a vacuum melting furnace in a laboratory. This slab was subjected to hot rolling after annealing at 1300 ° C. and 1350 ° C. for 1 hour. The obtained hot-rolled sheet was annealed at 1100 ° C. for 120 seconds, pickled, and then cold-rolled to a sheet thickness of 0.23 mm. Further, this cold-rolled sheet was decarburized and annealed at 850 ° C. for 150 seconds in wet hydrogen, and an annealing separator mainly composed of MgO was applied as a water slurry, and the maximum temperature reached 1150 ° C. under various heating conditions was 20 Finished annealing for hours.

仕上焼鈍の昇温は、窒素：５０％、水素：５０％含有雰囲気で、昇温速度は７５０℃未満まで５０℃／ｈ、７５０℃以上１０００℃未満まで表８に示す５〜５０℃／ｈの範囲で変更し、１０００℃以上１１５０℃以下まで１０℃／ｈとした。なお、いずれの場合も７５０℃以上１１５０℃以下の平均昇温速度は２０℃／ｈ以下の範囲である。
評価は１０試験片について行い、スラブ加熱温度１３００℃及び１３５０℃の両方において、最高Ｂ８：Ｂ８ｍａｘ≧１．９６０Ｔかつ二次再結晶不良部の面積率：Ａ＜１％、平均Ｂ８：Ｂ８ａｖｅ≧１．９５０Ｔのものを良好と判定し、最高Ｂ８：Ｂ８ｍａｘ≧１．９６６Ｔかつ二次再結晶不良部の面積率：Ａ＜１％、平均Ｂ８：Ｂ８ａｖｅ≧１．９５５Ｔのものをさらに良好と判定した。 The temperature rise in the finish annealing is nitrogen: 50%, hydrogen: 50% atmosphere, and the rate of temperature rise is less than 750 ° C. to 50 ° C./h, and from 750 ° C. to less than 1000 ° C. In the range of 10 ° C./h from 1000 ° C. to 1150 ° C. In either case, the average rate of temperature increase from 750 ° C. to 1150 ° C. is in the range of 20 ° C./h or less.
Evaluation was performed on 10 test pieces. At both slab heating temperatures of 1300 ° C. and 1350 ° C., the maximum B8: B8max ≧ 1.960T and the area ratio of secondary recrystallization failure portion: A <1%, average B8: B8ave ≧ 1 .950T was judged as good, and the maximum B8: B8max ≧ 1.966T and the area ratio of secondary recrystallization failure portion: A <1%, average B8: B8ave ≧ 1.955T were judged as even better. .

結果を表８に示す。スラブ加熱温度が１３００℃及び１３５０℃のいずれにおいてもさらに良好の判定を満たすものは、仕上焼鈍における７５０℃以上１０００℃以下の昇温速度が２０℃／ｈ以下の範囲であった。   The results are shown in Table 8. In the case where the slab heating temperature was 1300 ° C. or 1350 ° C., the one satisfying the better judgment was the temperature increase rate of 750 ° C. or more and 1000 ° C. or less in the finish annealing in the range of 20 ° C./h or less.

製品板の磁束密度と細粒発生面積率に対する仕上焼鈍の昇温速度の影響を説明するための図である。It is a figure for demonstrating the influence of the temperature increase rate of finish annealing with respect to the magnetic flux density and fine grain generation | occurrence | production area ratio of a product board.

Claims (4)

質量％で、Ｃ：０．０２〜０．１０％、Ｓｉ：２．５〜４．５％、Ｍｎ：０．０１〜０．１５％、Ｓ：０．００１〜０．０５０％、酸可溶性Ａｌ：０．０１〜０．０５％、Ｎ：０．００２〜０．０１５％、Ｔｅ：０．０００５〜０．１０００％、Ｂｉ：０．０００５〜０．１０００％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなるスラブを、１２８０℃以上に加熱し、熱間圧延を施した後、熱延板焼鈍を施し、一回の冷間圧延もしくは中間焼鈍を挟む二回以上の冷間圧延を施して冷延鋼板とした後、脱炭焼鈍を施し、鋼板表面にＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を塗布してから仕上焼鈍を施す一連の工程からなる方向性電磁鋼板の製造方法において、仕上焼鈍の昇温過程における７５０℃以上１１５０℃以下のコイル昇温平均速度を２０℃／ｈ以下とすることを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。 In mass%, C: 0.02 to 0.10%, Si: 2.5 to 4.5%, Mn: 0.01 to 0.15%, S: 0.001 to 0.050%, acid-soluble Al: 0.01 to 0.05%, N: 0.002 to 0.015%, Te: 0.0005 to 0.1000%, Bi: 0.0005 to 0.1000%, the balance Fe and A slab composed of inevitable impurities is heated to 1280 ° C or higher, hot-rolled, then subjected to hot-rolled sheet annealing, and subjected to one cold rolling or two or more cold rolling sandwiching intermediate annealing. In the manufacturing method of grain-oriented electrical steel sheet, which consists of a series of steps in which a cold-rolled steel sheet is subjected to decarburization annealing, and an annealing separator containing MgO as a main component is applied to the steel sheet surface and then finish annealing is performed. The average coil heating rate of 750 ° C. or higher and 1150 ° C. or lower in the annealing temperature increase process is 20 / Method for producing oriented electrical steel sheets towards you, characterized in that the h or less. 質量％で、Ｃ：０．０２〜０．１０％、Ｓｉ：２．５〜４．５％、Ｍｎ：０．０１〜０．１５％、ＳおよびＳｅを複合で：０．００１〜０．０５０％、酸可溶性Ａｌ：０．０１０〜０．０５０％、Ｎ：０．００２〜０．０１５％、Ｔｅ：０．０００５〜０．１０００％、Ｂｉ：０．０００５〜０．１０００％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなるスラブを、１２８０℃以上に加熱し、熱間圧延を施した後、熱延板焼鈍を施し、一回の冷間圧延もしくは中間焼鈍を挟む二回以上の冷間圧延を施して冷延鋼板とした後、脱炭焼鈍を施し、鋼板表面にＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を塗布してから仕上焼鈍を施す一連の工程からなる方向性電磁鋼板の製造方法において、仕上焼鈍の昇温過程における７５０℃以上１１５０℃以下のコイル昇温平均速度を２０℃／ｈ以下とすることを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。 In mass%, C: 0.02 to 0.10%, Si: 2.5 to 4.5%, Mn: 0.01 to 0.15%, S and Se in combination: 0.001 to 0.00. 050%, acid-soluble Al: 0.010 to 0.050%, N: 0.002 to 0.015%, Te: 0.0005 to 0.1000%, Bi: 0.0005 to 0.1000% Then, the slab composed of the remaining Fe and inevitable impurities is heated to 1280 ° C. or more, subjected to hot rolling, then subjected to hot-rolled sheet annealing, and two or more times sandwiching one cold rolling or intermediate annealing. A cold rolled steel sheet is subjected to cold rolling, decarburized annealing, an annealing separator containing MgO as a main component is applied to the steel sheet surface, and then finish annealing is performed. In the manufacturing method, a temperature of 750 ° C. or higher and 1150 ° C. or lower in the temperature raising process of finish annealing is used. Method for producing oriented electrical steel sheets towards you, characterized in that the Le heating average speed and 20 ° C. / h or less. 質量％で、Ｃ：０．０２〜０．１０％、Ｓｉ：２．５〜４．５％、Ｍｎ：０．０５〜０．５０％、Ｓ単独で、あるいは、ＳおよびＳｅを合計で：０．０２％以下、酸可溶性Ａｌ：０．０１０〜０．０５０％、Ｎ：０．００１〜０．０１５％、Ｔｅ：０．０００５〜０．１０００％、Ｂｉ：０．０００５〜０．１０００％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなるスラブを、１２８０℃未満で加熱し、熱間圧延を施した後、熱延板焼鈍を施し、一回の冷間圧延もしくは中間焼鈍を挟む二回以上の冷間圧延を施して冷延鋼板とした後、脱炭焼鈍および窒化焼鈍を施し、鋼板表面にＭｇＯを主成分とする焼鈍分離剤を塗布してから仕上焼鈍を施す一連の工程からなる方向性電磁鋼板の製造法において、仕上焼鈍の昇温過程における７５０℃以上１１５０℃以下のコイル昇温平均速度を２０℃／ｈ以下とすることを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。 In mass%, C: 0.02 to 0.10%, Si: 2.5 to 4.5%, Mn: 0.05 to 0.50%, S alone or S and Se in total: 0.02% or less, acid-soluble Al: 0.010 to 0.050%, N: 0.001 to 0.015%, Te: 0.0005 to 0.1000%, Bi: 0.0005 to 0.1000 The slab containing the remaining Fe and the inevitable impurities is heated at less than 1280 ° C., hot-rolled, and then subjected to hot-rolled sheet annealing to sandwich one cold rolling or intermediate annealing. From a series of steps in which cold rolling is performed more than once to form a cold rolled steel sheet, decarburization annealing and nitriding annealing are performed, and an annealing separator containing MgO as a main component is applied to the steel sheet surface, followed by finish annealing. 750 ° C. in the temperature raising process of finish annealing Method for producing oriented electrical steel sheets towards you, characterized in that the upper 1150 ° C. or less of the coil temperature increase average speed and 20 ° C. / h or less. 前記仕上焼鈍における７５０℃以上１０００℃以下のコイル昇温平均速度を２０℃／ｈ以下とすることを特徴とする請求項１〜３のいずれかに記載の方向性電磁鋼板の製造方法。 Method for producing oriented electrical steel sheets towards according to any one of claims 1 to 3, characterized in that the coil temperature increase average speed temperatures higher than 750 ℃ 1000 ° C. or less in the final annealing and 20 ° C. / h or less.

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