JPH11335738A - Production of high magnetic flux density-grain oriented silicon steel sheet extremely low in core loss - Google Patents

Abstract

PROBLEM TO BE SOLVED: To obtain a silicon steel sheet extremely low in core loss by containing an element of a specified composition in a steel slab of a specified composition, hot-rolling at a specified temp./time, conducting initial annealing of a subsequent cold rolling process at a specified annealing temp./temp. rise rate and warm rolling at a specified temp. in a final cold rolling. SOLUTION: To a steel slab, which contains, by weight, 0.03-0.095% C, 1.5-7.0% Si, 0.03-2.50% Mn, 0.003-0.040% independently or in sum S or Se, 0.0010-0.0070% B, 0.005-0.500% Ge and 30-120 wt.ppm N are added, further Al in the impurity is regulated to <=0.015% and V to <=0.010%. A hot rolling time is set to 50-220 sec and a hot rolling completion temp. to >=850 deg.C. The steel is subjected to rapid cooling at a cooling rate of >=30 deg.C/sec after hot rolling completion, is winded at a temp. of <=700 deg.C. In initial annealing of the cold rolling process, a temp. rise rate above 500 deg.C is set to >=5 deg.C/sec, an annealing temp. is set to 1,000-1,150 deg.C. The final cold rolling is conducted at a draft of 80-95% and at a max temp. between rolling passes of 150-350 deg.C.

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
の鉄芯等に使用される方向性けい素鋼板のなかでも、変
圧器等の小型化に適した高磁束密度方向性電磁鋼板の鉄
損特性を改善することのできる製造方法に関する。BACKGROUND OF THE INVENTION The present invention relates to a high magnetic flux density grain-oriented electrical steel sheet suitable for downsizing transformers, among the grain-oriented silicon steel sheets used for iron cores of transformers and generators. The present invention relates to a manufacturing method capable of improving iron loss characteristics.

【０００２】[0002]

【従来の技術】Siを含有し、かつ、結晶方位が（１１
０）［００１］方位や（１００）［００１］方位に配向
した方向性電磁鋼板は、優れた軟磁気特性を有すること
から商用周波数域での各種鉄芯材料として広く用いられ
ている。かかる用途において電磁鋼板に要求される特性
には、一般に50Hzの周波数で1.7 T に磁化させた場合の
損失であるW_17/50(W/kg)で表されるところの鉄損が低い
ことがある。大型変圧器の鉄芯や巻鉄芯では、このW
_17/50値の低い材料が実機での鉄損特性に優れている結
果を得ている。ここで、上述の結晶方位の配向を向上さ
せて磁束密度の高い方向性電磁鋼板は、変圧器の小型化
に有利なため、近年の省エネルギー志向により年々その
使用量が増加している。2. Description of the Related Art Si has a crystal orientation of (11).
Oriented electrical steel sheets oriented in the 0) [001] or (100) [001] orientation are widely used as various iron core materials in the commercial frequency range because of their excellent soft magnetic properties. The properties required for electrical steel sheets in such applications include low iron loss, which is _generally expressed as W _17/50 (W / kg), which is the loss when magnetized to 1.7 T at a frequency of 50 Hz. is there. For iron cores and wound iron cores of large transformers, this W
_A material with a low _17/50 value has excellent iron loss characteristics in actual equipment. Here, the grain-oriented electrical steel sheet having a high magnetic flux density by improving the orientation of the crystal orientation described above is advantageous for downsizing of a transformer.

【０００３】方向性電磁鋼板の一般的な製造工程では、
鋼中にインヒビター成分を含有させ、鋼スラブを高温で
加熱してインヒビターを固溶させた後、熱間圧延を施し
て鋼中にインヒビターを微細析出させ、しかる後に二次
再結晶と呼称される現象を利用して特定方位の結晶粒の
みを選択的に成長させて前述の結晶方位を得ている。高
磁束密度方向性電磁鋼板を得るには、そのインヒビター
としてAlN とMnS 、もしくはAlN とMnSeとを併用する方
法が有利なために多用されている。このように、AlN を
インヒビターとして使用する場合は、二次再結晶時にAl
N が雰囲気の影響を受けやすいことから磁気特性が不安
定になる場合があった。[0003] In a general manufacturing process of grain-oriented electrical steel sheets,
After containing the inhibitor component in the steel, the steel slab is heated at a high temperature to form a solid solution of the inhibitor, and then subjected to hot rolling to finely precipitate the inhibitor in the steel. The above-mentioned crystal orientation is obtained by selectively growing only crystal grains having a specific orientation using the phenomenon. In order to obtain a high magnetic flux density grain-oriented electrical steel sheet, a method in which AlN and MnS or a combination of AlN and MnSe is used as an inhibitor is often used because it is advantageous. As described above, when AlN is used as an inhibitor, AlN is used during secondary recrystallization.
Since N was easily affected by the atmosphere, the magnetic characteristics were sometimes unstable.

【０００４】そこで発明者らは他のインヒビターの探索
の努力を行い、BN系をインヒビターとする高磁束密度方
向性電磁鋼板の製造技術を開発し、先に出願を行ってい
る（特願平８−３０１４７４号）。なお、このBNをイン
ヒビターとする方向性電磁鋼板はこれまでにも存在し、
例えば、特公昭５８−４３４４５号公報には0.0006〜0.
0080wt％のＢと0.0100wt％のＮとを含有する鋼を用いる
技術が開示されている。しかしながら、この特公昭５８
−４３４４５号公報に開示されている技術で得られる材
料の磁束密度は、B₈の値で高々1.89 T程度であり、磁束
密度は十分ではなく、鉄損もさほど良好なものとはいえ
なかった。これに対して、発明者らが開発し先に特許出
願を行った材料は、インヒビターがBNとMnS もしくはBN
とMnSeであり、Si含有量とＢ添加量に応じて熱間圧延条
件を変更する製造技術を基本とするもので、極めて高磁
束密度の材料を安定して得ることが可能となっている。
とはいえ、BN系の高磁束密度方向性電磁鋼板は、その材
料の結晶粒が粗大化する傾向があり、そのため、得られ
る磁束密度の値に比較して鉄損値が必ずしも低いとはい
えない場合があり、この点でなお、改善の余地が残され
ていた。[0004] The inventors of the present invention have made efforts to search for other inhibitors, and have developed a technique for manufacturing a high magnetic flux density grain-oriented electrical steel sheet using a BN-based inhibitor. No. 301474). In addition, grain-oriented electrical steel sheets using this BN as an inhibitor have existed before,
For example, Japanese Patent Publication No. 58-43445 discloses 0.0006-0.
A technique using steel containing 0080 wt% B and 0.0100 wt% N is disclosed. However,
The magnetic flux density of the resulting material in the technique in -43445 discloses disclosed is a most about 1.89 T in the value of B _8, the magnetic flux density is not sufficient, the iron loss was not said to be less favorable . In contrast, the materials developed by the inventors and for which a patent application was filed earlier are those in which the inhibitor is BN and MnS or BN
And MnSe, which are based on a manufacturing technique of changing hot rolling conditions in accordance with the Si content and the B content, so that a material having an extremely high magnetic flux density can be stably obtained.
Nevertheless, BN-based high magnetic flux density grain-oriented electrical steel sheets tend to have coarser crystal grains in the material, and therefore have a lower iron loss value than the resulting magnetic flux density value. In some cases, there was still room for improvement.

【０００５】[0005]

【発明が解決しようとする課題】この発明は、かかるBN
系インヒビターを使用した場合に生じる製品の二次再結
晶粒の粗大化を抑制し、低鉄損と高磁束密度とを兼ね備
えた優れた方向性電磁鋼板を製造することのできる方法
を提案することを目的とする。The present invention relates to such a BN
To suppress the coarsening of the secondary recrystallized grains of the product that occurs when using a system inhibitor, and to be able to manufacture an excellent grain-oriented electrical steel sheet having both low iron loss and high magnetic flux density With the goal.

【０００６】[0006]

【課題を解決するための手段】発明者らは、インヒビタ
ーであるBNの析出のみならず、製造工程途中における窒
化けい素の析出を有効に活用し、かつ、鋼中に含有させ
るGeの集合組織制御効果と温間圧延による集合組織改善
効果とを有効に組み合わせることが、前述の問題の解決
になることを発見した。Means for Solving the Problems The present inventors have effectively utilized not only the precipitation of BN, which is an inhibitor, but also the precipitation of silicon nitride during the manufacturing process, and have a texture of Ge to be contained in steel. It has been found that effectively combining the control effect and the texture improvement effect by warm rolling can solve the above-mentioned problem.

【０００７】なお、Ge含有鋼の製造技術については、特
開昭５９−３１８２３号公報にGeをスラブ内層に富化す
る技術が、また、特開平２−１９６４０３号公報にGe及
びAlN の組み合わせ、Ge、AlN 及びMnS の組み合わせ、
並びに、Ge、AlN 及びMnSeの組み合わせによりW_17/50の
良好な特性を得る技術がそれぞれ開示されている。しか
し、上掲特開昭５９−３１８２３号公報の技術は、Geを
スラブ内層に富化させることが必須であり、このGeをス
ラブ内層に富化させるためにスラブ鋳込み時のワイヤ添
加等を行うことは工業的に困難である。また、この技術
によって二次再結晶粒の低減効果が得られるものではな
い。一方、前掲特開平２−１９６４０３号公報に開示さ
れた、Geに加えてAlとSeやＳを鋼中に含有させる技術に
ついては、インヒビターとしてAlN を使用することを必
須としているため、二次再結晶焼鈍時の雰囲気によって
磁気特性が変動する場合があり、得られる鉄損値が不安
定となるために工業的に十分な技術とはいえず、この発
明の問題の解決手段にはならない。この点、発明者ら
は、主要インヒビターとしてBNを用いることで、これら
の欠点が生じないことを見いだした。Japanese Patent Application Laid-Open No. Sho 59-31823 discloses a technology for producing Ge-containing steel, and Japanese Patent Application Laid-Open No. 2-196403 discloses a combination of Ge and AlN. A combination of Ge, AlN and MnS,
In addition, techniques for obtaining favorable characteristics of _W17 / ₅₀ by combining Ge, AlN, and MnSe are disclosed. However, the technique disclosed in Japanese Patent Application Laid-Open No. Sho 59-31823 requires that Ge be enriched in the slab inner layer. In order to enrich this Ge in the slab inner layer, wire is added during slab casting. It is industrially difficult. In addition, this technique does not provide the effect of reducing secondary recrystallized grains. On the other hand, the technique disclosed in the above-mentioned Japanese Patent Application Laid-Open No. 2-196403, in which Al, Se and S are contained in steel in addition to Ge, requires the use of AlN as an inhibitor. The magnetic properties may fluctuate depending on the atmosphere during the crystal annealing, and the obtained iron loss value becomes unstable. Therefore, it cannot be said that the technique is industrially sufficient, and cannot be a means for solving the problem of the present invention. In this regard, the inventors have found that using BN as the primary inhibitor does not create these disadvantages.

【０００８】以上の知見に加えて、更に鋼中の不純物と
してAl及びＶ含有量を一定値以下に規制することで、上
記窒化けい素の効果を有効に活用できることを見いだ
し、この発明の課題を有利に解決し、この発明を完成さ
せたものである。In addition to the above findings, it has been found that the effect of the above-mentioned silicon nitride can be effectively utilized by further restricting the contents of Al and V as impurities in steel to a certain value or less. The invention has been advantageously solved and the present invention has been completed.

【０００９】すなわち、この発明は、Ｃ：0.030 〜0.09
5 wt％、Si：1.5 〜7.0 wt％、Mn：0.03〜2.50wt％、Ｓ
又はSeを単独又は合計で0.003 〜0.040 wt％、Ｂ：0.00
10〜0.0070wt％含有する鋼スラブを、1350℃以上の温度
で加熱した後、熱間圧延し、１回又は２回以上の冷間圧
延を、最終冷間圧延の圧下率が80〜95％の条件で施して
最終板厚とし、一次再結晶焼鈍を施し、次いで焼鈍分離
剤を塗布したのち、最終仕上げ焼鈍を施す一連の高磁束
密度方向性電磁鋼板の製造方法において、該鋼スラブに
Geを0.005 〜0.500 wt％及びＮを30〜120 wtppm 含有さ
せ、かつ、不純物としてのAlを0.015 wt％以下、Ｖを0.
010 wt％以下にそれぞれ規制すること、熱間圧延時間を
50〜220 秒間とし、かつ、熱間圧延終了温度を850 ℃以
上とし、更に、熱間圧延終了後は30℃/s以上の冷却速度
で急冷し700 ℃以下の温度でコイル状に巻き取ること、
冷間圧延工程の最初の焼鈍の昇温過程において、500 ℃
以上での昇温速度を5℃/s以上とし、この焼鈍の焼鈍温
度を1000〜1150℃とすること、最終冷間圧延を、圧延パ
ス間の最高温度が150 〜350 ℃である温間圧延とするこ
とを特徴とする極めて鉄損の低い高磁束密度方向性電磁
鋼板の製造方法である。That is, the present invention relates to C: 0.030 to 0.09.
5 wt%, Si: 1.5 to 7.0 wt%, Mn: 0.03 to 2.50 wt%, S
Or Se alone or in a total amount of 0.003 to 0.040 wt%, B: 0.00
A steel slab containing 10 to 0.0070 wt% is heated at a temperature of 1350 ° C. or more, then hot-rolled, and subjected to one or two or more cold rollings, and a final cold-rolling reduction of 80 to 95%. In the series of high magnetic flux density grain-oriented electrical steel sheet manufacturing method of applying a final recrystallization annealing, applying a primary recrystallization annealing, and then applying an annealing separator, and then performing a final finishing annealing, the steel slab is subjected to the following conditions.
Ge is contained in an amount of 0.005 to 0.500 wt% and N in an amount of 30 to 120 wtppm.
010 wt% or less, hot rolling time
50 to 220 seconds, and the hot rolling end temperature should be 850 ° C or higher.After hot rolling has been completed, quench at a cooling rate of 30 ° C / s or more and wind it into a coil at a temperature of 700 ° C or less. ,
500 ℃ during the first annealing process during the cold rolling process
The rate of temperature increase is 5 ° C / s or more, the annealing temperature of this annealing is 1000 to 1150 ° C, and the final cold rolling is performed by warm rolling in which the maximum temperature between rolling passes is 150 to 350 ° C. This is a method for producing a high magnetic flux density grain-oriented electrical steel sheet having extremely low iron loss.

【００１０】この発明においては、鋼スラブ中にSb、S
n、Cu、Cr及びNiから選ばれる１種又は２種以上を、Sb
は0.0010〜0.080 wt％、Sn，Cu，Cr及びNiはそれぞれ0.
0010〜1.30wt％の範囲で含有させること、脱炭焼鈍後、
二次再結晶開始までの間に鋼中にＮを150 〜250 wtppm
の範囲で含有させる窒化処理を施すこと、最終冷間圧延
後から最終仕上焼鈍前の間、又は最終仕上焼鈍後に、鋼
板表面に複数の溝を形成させること及び焼鈍分離剤とし
て被膜形成抑制型の焼鈍分離剤を使用し、最終仕上焼鈍
後に張力被膜の形成処理を行うことの１又は２以上を組
み合わせて行うことは、より好ましい。According to the present invention, Sb, S
One, two or more selected from n, Cu, Cr and Ni
Is 0.0010 to 0.080 wt%, Sn, Cu, Cr and Ni are each 0.1%.
To be contained in the range of 0010 to 1.30 wt%, after decarburizing annealing,
150-250 wtppm N in steel before secondary recrystallization starts
The nitriding treatment to be contained in the range of, between after the final cold rolling to before the final finish annealing, or after the final finish annealing, to form a plurality of grooves on the steel sheet surface and as a film separation suppressing agent as an annealing separating agent It is more preferable to use an annealing separator and perform one or two or more of the steps of forming a tension film after the final finish annealing.

【００１１】[0011]

【発明の実施の形態】まず、この発明を達成するに至っ
た経緯を実験例に基づいて以下に述べる。 （実験；Ｎ及びGe含有鋼の熱間圧延時間，熱間圧延終了
温度及び中間焼鈍速昇温速度が磁気特性に及ぼす影響）
表１の鋼塊記号Ａ（この発明の成分組成範囲内）に示さ
れる厚み240 mmの鋼スラブ２本を1420℃に加熱した後、
粗圧延により35mmの板厚とし、次に終了温度をそれぞれ
920 ℃、800 ℃とする熱間仕上圧延によって板厚2.6 mm
の熱延コイルとした。この熱間圧延に要した時間は粗圧
延開始から仕上圧延終了までの温度として150 秒間であ
った。また、従来の鋼成分として表１の鋼塊記号Ｂ，Ｃ
（従来成分）及び鋼塊記号Ｄ（低Ｎ量成分）で示される
鋼スラブ３本も同様な熱間圧延を行った。熱間圧延後の
コイル巻取条件は、ジェット水冷によって45〜50℃/sの
冷却速度で冷却した後、600 ℃の温度で巻き取った。DETAILED DESCRIPTION OF THE PREFERRED EMBODIMENTS First, the process of achieving the present invention will be described below based on experimental examples. (Experiment; Effect of hot rolling time, hot rolling end temperature, and intermediate annealing rate of N- and Ge-containing steel on magnetic properties)
After heating two 240 mm thick steel slabs indicated by ingot symbol A in Table 1 (within the composition range of the present invention) to 1420 ° C,
Rough rolling to a thickness of 35 mm, and then the end temperature
2.6 mm thick by hot finish rolling at 920 ℃ and 800 ℃
Hot rolled coil. The time required for this hot rolling was 150 seconds as the temperature from the start of rough rolling to the end of finish rolling. In addition, ingot symbols B and C in Table 1 are used as conventional steel components.
The same hot rolling was performed on three steel slabs indicated by (conventional component) and ingot symbol D (low N content component). After hot rolling, the coil was wound at a temperature of 600 ° C. after cooling at a cooling rate of 45 to 50 ° C./s by jet water cooling.

【００１２】[0012]

【表１】 [Table 1]

【００１３】その後、これらのコイルは酸洗した後、冷
間圧延によって1.50mmの中間板厚とした。その後これら
のコイルは全て２分割し、中間焼鈍として一つは500 ℃
までは20℃/sの急速加熱とし、500 〜1100℃を12℃/sの
平均昇温速度で昇温し、その温度で60秒間の熱処理後、
40秒間で室温まで冷却した（記号１）。他の一つは、50
0 ℃までは20℃/sの急速加熱とし、鋼板の圧延油消失の
ため600 ℃で保持し、3.0 ℃/sの平均昇温温度で1100℃
まで昇温し、その温度で60秒間の熱処理後、40秒間で室
温まで冷却した（記号２）。これらの中間焼鈍後は、各
コイルを酸洗し、ゼンジマー圧延機によって最高板温23
0 ℃の温間圧延によって0.22mmの厚みに圧延した。Thereafter, these coils were pickled and then cold-rolled to an intermediate plate thickness of 1.50 mm. After that, all of these coils are divided into two parts, one for 500 ° C as intermediate annealing.
Up to 20 ° C / s rapid heating up to 500 to 1100 ° C at an average heating rate of 12 ° C / s, and after heat treatment at that temperature for 60 seconds,
It was cooled to room temperature in 40 seconds (symbol 1). The other one is 50
Rapid heating up to 0 ° C at 20 ° C / s, holding at 600 ° C to eliminate the rolling oil on the steel sheet, 1100 ° C at an average heating temperature of 3.0 ° C / s
After heating at that temperature for 60 seconds, it was cooled to room temperature in 40 seconds (symbol 2). After these intermediate annealings, each coil was pickled, and the maximum sheet temperature was adjusted by a Sendzimer rolling mill.
It was rolled to a thickness of 0.22 mm by warm rolling at 0 ° C.

【００１４】その後、脱脂して850 ℃で２分間の脱炭焼
鈍を施し、5 ％のTiO₂を添加したMgO を焼鈍分離剤とし
てコイル表面に塗布し、最終仕上げ焼鈍を施した。この
最終仕上げ焼鈍では、昇温時の850 ℃までをN₂ 100％の
雰囲気、その後1050℃までは25％N₂と75％H₂の混合雰囲
気で10℃/hの昇温速度とし、その後はH₂ 100％雰囲気で
1200℃まで昇温してその温度で5 時間保持し、冷却後、
未反応の焼鈍分離剤を除去した。Thereafter, the coil was degreased and subjected to decarburizing annealing at 850 ° C. for 2 minutes, and MgO to which 5% TiO ₂ was added was applied to the coil surface as an annealing separating agent, followed by final finishing annealing. In the final annealing, and up to 850 ° C. of in heating N ₂ 100% atmosphere, then to 1050 ° C. and 25% N ₂ in a mixed atmosphere of 75% H ₂ and heating rate of 10 ° C. / h, then in the H ₂ 100% atmosphere
Raise the temperature to 1200 ° C and hold at that temperature for 5 hours.
Unreacted annealing separator was removed.

【００１５】これらのコイルから試験片を切り出してマ
クロエッチングを行い、鋼板の結晶粒径の分布を測定し
た。また、これらのコイルに40％のコロイダルシリカを
含有するリン酸マグネシウムを主成分とする絶縁コーテ
ィングを塗布し、800 ℃で焼き付けて製品とした。各製
品から圧延方向に沿ってエプスタインサイズの試験片を
切り出し、800 ℃で3 時間の歪取焼鈍を施したのち、1.
7 T の磁束密度における鉄損の値W_17/50及び磁束密度B₈
を測定した。これらの値を表２にまとめて示す。Test pieces were cut from these coils and subjected to macro-etching to measure the distribution of the crystal grain size of the steel sheet. These coils were coated with an insulating coating mainly composed of magnesium phosphate containing 40% of colloidal silica, and baked at 800 ° C. to obtain products. A specimen of Epstein size was cut out from each product along the rolling direction and subjected to strain relief annealing at 800 ° C for 3 hours.
Iron loss value W _17/50 and magnetic flux density B _{8 at} a magnetic flux density of 7 T
Was measured. These values are summarized in Table 2.

【００１６】[0016]

【表２】 [Table 2]

【００１７】表２から、鋼塊記号Ａで熱延終了温度が92
0 ℃、かつ、中間焼鈍条件の記号１の製品は、極めて良
好な鉄損値W_17/50と磁束密度B₈が得られたが、従来の成
分（鋼塊記号Ｂ及びＣ）並びに低Ｎ量の成分（鋼塊記号
Ｄ）の製品は、いずれも鉄損値は劣っていたことがわか
る。この鋼塊記号Ｂ，Ｃ，Ｄの鋼板の鉄損劣化の原因
は、マクロエッチングの結果から、これらの鋼板は二次
再結晶しているとはいえ、その結晶粒径が粗大化してい
ることにあることが明らかとなった。From Table 2, the ingot symbol A indicates that the hot rolling end temperature is 92.
The product of symbol 1 under the condition of 0 ° C. and the intermediate annealing had extremely good _iron loss value W _17/50 and magnetic flux density B ₈ , but the conventional components (ingot symbols B and C) and low N It can be seen that all of the products of the components (ingot symbol D) had inferior iron loss values. The cause of the iron loss deterioration of the steel ingot symbols B, C, and D is that, although the steel plate is secondary recrystallized from the result of the macro etching, the crystal grain size is coarse. It became clear that there was.

【００１８】鋼塊記号Ａで熱延終了温度が920 ℃、かつ
中間焼鈍条件記号１の場合において良好な結果を得た理
由について、精力的な調査を行った結果、発明者らはそ
の理由として以下の結論を得た。すなわち、第１点は、
鋼塊記号Ａにおいてインヒビター成分として機能してい
るのは鋼中のＮであり、熱間圧延後急冷することにより
鋼中に過飽和に存在したＮが冷間圧延の最初の焼鈍の初
期過程において窒化けい素として微細に析出し、続く昇
温過程で(B,Si)N から微細なBNとなって鋼中に析出し、
これが極めて強力なインヒビターとして機能したことで
ある。第２点は、Geを鋼中に含有させることにより、前
述の窒化けい素がより微細に析出するようになるととも
に、Geの含有と温間圧延との相乗効果によって脱炭焼鈍
後の一次再結晶の集合組織がより好ましい状態になって
いることである。As a result of vigorous investigations on the reason why good results were obtained in the case of the ingot symbol A, the hot rolling end temperature of 920 ° C. and the intermediate annealing condition symbol 1, the inventors found that the reason was as follows. The following conclusions were obtained. That is, the first point is
In the ingot symbol A, it is N in the steel that functions as an inhibitor component. By rapid cooling after hot rolling, N existing in the supersaturation in the steel is nitrided in the initial stage of the first annealing of the cold rolling. Precipitates finely as silicon, and in the subsequent heating process, forms fine BN from (B, Si) N and precipitates in steel,
This served as an extremely powerful inhibitor. The second point is that the inclusion of Ge in steel allows the above-mentioned silicon nitride to precipitate more finely, and the primary effect after decarburization annealing due to the synergistic effect of the inclusion of Ge and warm rolling. That is, the texture of the crystal is in a more preferable state.

【００１９】これらの機能を十分に発揮させるために
は、鋼中にＮを50wtppm 以上含有させることが必要であ
るとともに、鋼中の不純物としてAl，Ｖ等の窒化物形成
成分の含有量を低減し、固溶Ｎとして有効に作用させる
ことが必須となる。In order to exert these functions sufficiently, it is necessary to contain N in the steel in an amount of 50 wtppm or more, and to reduce the content of nitride forming components such as Al and V as impurities in the steel. However, it is indispensable to effectively act as solid solution N.

【００２０】また、Geはこの発明に必須の成分であり、
この成分の存在によって初めて一次再結晶集合組織の所
定の改善がなされ、二次再結晶が可能となる。近年、急
速に発展した二次再結晶理論（例えば、Hayakawa Y,and
Szpunar.A ;Acta metal,45(1997) pp1285-1295 ）によ
れば、一次再結晶集合組織として（１１０）［００１］
方位からの回転角度が20〜40度の大傾角の結晶粒が多数
なる場合には良好な二次再結晶組織が得られ、こうした
結晶粒の比率は定量的にGA (ω) の値で評価できる。
（一次再結晶組織を構成する各結晶粒の方位と（１１
０）［００１］方位からωの角度回転した方位（ω方
位）とを比較し、最小の回転角θで両方位が重なる時、
このθを該結晶粒のω方位に対する回転角と称し、測定
視野内の全結晶粒のω方位に対する回転角θを測定し、
全結晶粒を個数をＮとした時θが20〜40度の結晶粒の個
数がｎとすると、 GA(ω) は２ｎ／Ｎ−１で求められ
る。すなわち、すべてが結晶粒のθが20〜40度の場合は
GA(ω) ＝１で、ω方位の成長の優位性が最大で、20〜
40度の結晶粒の個数が０の場合は GA(ω) ＝−１とな
り、ω方位の成長の優位性は最低となる。）。この評価
法、すなわち、GA_AV（ω：0 〜0.14 radian でのGA
(ω) の平均値）によって前述の実験における中間焼鈍
条件記号１の一次再結晶集合組織を評価したところ、鋼
塊記号ＡではGA_AVが0.22であるのに対して、鋼塊記号Ｂ
では0.16、鋼塊記号Ｃでは0.15、鋼塊記号Ｄでは0.14で
あり、鋼中にGeを含有する鋼塊Ａが圧倒的に有利であっ
た。従来より一次再結晶集合組織のGAを改善する効果
は、温間圧延において知られていたことではあったが、
Geの含有によって極めて高水準に改善されることが、こ
の実験によって明らかになった。Ge is an essential component of the present invention,
Only in the presence of this component, a certain improvement in the primary recrystallization texture is achieved and a secondary recrystallization is possible. In recent years, rapidly developed secondary recrystallization theory (for example, Hayakawa Y, and
According to Szpunar.A; Acta metal, 45 (1997) pp1285-1295), the primary recrystallization texture is (110) [001].
A good secondary recrystallized structure is obtained when there are a large number of large-angle crystal grains with a rotation angle of 20 to 40 degrees from the orientation, and the ratio of these crystal grains is quantitatively evaluated by the value of GA (ω). it can.
(The orientation of each crystal grain constituting the primary recrystallization structure and (11
0) Compare the azimuth rotated by ω from the [001] azimuth (ω azimuth), and when both positions overlap at the minimum rotation angle θ,
This θ is referred to as a rotation angle with respect to the ω direction of the crystal grain, and the rotation angle θ with respect to the ω direction of all crystal grains in the measurement visual field is measured.
Assuming that the number of crystal grains having θ of 20 to 40 degrees is n when the number of all crystal grains is N, GA (ω) is obtained by 2n / N−1. That is, when the θ of all the crystal grains is 20 to 40 degrees,
GA (ω) = 1, ω direction growth advantage is maximum,
When the number of crystal grains at 40 degrees is 0, GA (ω) = − 1, and the dominance of the growth in the ω orientation is the lowest. ). This evaluation method, that is, GA _AV (ω: 0 to 0.14 radian GA
by (omega) the average value of) was evaluated primary recrystallization texture of the intermediate annealing conditions symbol 1 in the previous experiment, whereas GA _AV in steel ingot symbol A is 0.22, the steel ingot symbol B
Was 0.16, the ingot symbol D was 0.15, and the ingot symbol D was 0.14. The ingot A containing Ge in the steel was overwhelmingly advantageous. Conventionally, the effect of improving the GA of the primary recrystallization texture was known in warm rolling,
This experiment revealed that the inclusion of Ge improved to a very high level.

【００２１】鋼中の固溶Ｎを増加させるためには、熱間
圧延終了温度を高温に維持させること及び熱間圧延時間
を一定時間以内とすることが必要となる。また、熱間圧
延終了後は急冷し、できるだけ低温でコイルを巻き取る
ことが必要である。仮に徐冷又は高温で巻き取った場合
は、鋼中に粗大な窒化けい素が析出して、冷間圧延工程
において微細なBNの析出物が得られず、強力なインヒビ
ター作用が得られない。なお、急冷し低温でコイルを巻
き取った場合にも若干の窒化けい素が鋼中へ析出するの
が認められるが、この場合の窒化けい素は極めて微細な
ものであり、有害にはならない。そして、熱間圧延時間
が一定時間よりも長くなると、鋼中に粗大なBNが析出
し、冷間圧延において微細なBNを得ることが不可能にな
る。In order to increase the amount of solute N in steel, it is necessary to maintain the hot rolling end temperature at a high temperature and to keep the hot rolling time within a certain time. Further, after the hot rolling is completed, it is necessary to rapidly cool and wind the coil at a temperature as low as possible. If it is rolled slowly or at a high temperature, coarse silicon nitride precipitates in the steel, so that fine BN precipitates cannot be obtained in the cold rolling step, and a strong inhibitory effect cannot be obtained. When the coil is quenched and wound at a low temperature, some silicon nitride precipitates in the steel. However, the silicon nitride in this case is extremely fine and does not become harmful. When the hot rolling time is longer than a certain time, coarse BN precipitates in the steel, and it becomes impossible to obtain fine BN in cold rolling.

【００２２】次に、冷間圧延工程の最初の焼鈍の昇温過
程では、まず、微細な窒化けい素が析出するが、その
時、窒化けい素の析出温度である500 ℃以上の温度域に
おける焼鈍速度を5 ℃/s以上の急速加熱とすることが必
要である。この温度域を徐熱にした場合には粗大な窒化
けい素が析出して、その後に析出する(B,Si)N 及びBNの
サイズも粗大化し、インヒビターとしての所定の機能が
得られなくなる。すなわち、鋼中に低温で微細に析出し
た窒化けい素のSiが昇温とともに次第にＢに置換される
ことによって、微細なBNの析出物を得ることができる点
が、この発明の第１の技術である。この冷間圧延工程の
最初の焼鈍の焼鈍温度としては1000℃以上を必要とする
が、1150℃を超えると微細に析出したBNが次第に粗大化
していくので上限は1150℃である。Next, in the temperature rise step of the first annealing in the cold rolling step, first, fine silicon nitride precipitates. At this time, annealing in a temperature range of 500 ° C. or more, which is the precipitation temperature of silicon nitride, is performed. It is necessary to set the heating rate to 5 ° C / s or faster. When the temperature is gradually increased, coarse silicon nitride precipitates, and the size of (B, Si) N and BN which subsequently precipitates also becomes coarse, so that a predetermined function as an inhibitor cannot be obtained. That is, the first technology of the present invention is that fine BN precipitates can be obtained by gradually replacing B of silicon nitride, which is finely precipitated in steel at a low temperature, with increasing temperature. It is. The annealing temperature of the first annealing in the cold rolling step needs to be 1000 ° C. or more. However, if it exceeds 1150 ° C., the upper limit is 1150 ° C. since finely precipitated BN gradually becomes coarse.

【００２３】次に、良好な集合組織形成のためにはGeの
添加と温間圧延とが必要であるが、この温間圧延の圧下
率も重要な因子であり、80〜95％の圧下率とすることが
必要である。以上のような条件の組み合わせによる集合
組織の改善効果は、一次再結晶粒の（１１０）［００
１］方位の増加を伴うもので、二次再結晶粒の細粒化と
なって現れ、この発明にとって好ましい結果となる。Next, in order to form a good texture, Ge addition and warm rolling are necessary. The reduction of this warm rolling is also an important factor, and the reduction of 80 to 95% is required. It is necessary to The improvement effect of the texture by the combination of the above conditions is due to the (110) [00] of the primary recrystallized grains.
1) This is accompanied by an increase in the orientation, and appears as finer secondary recrystallized grains, which is a preferable result for the present invention.

【００２４】以上の実験と調査とを基に、鋭意研究の結
果、この発明は完成されたものである。以下、この発明
の方向性電磁鋼板の製造方法に関して、この発明の効果
を得るための要件とその範囲及び作用について詳述す
る。まず、鋼スラブの成分組成範囲について述べる。 （Ｃ：0.030 〜0.095 wt％（以下、単に「％」で示
す。））Ｃは、含有量が0.095 ％を超えると脱炭焼鈍工
程において脱炭不良を招き、磁気特性が劣化する。一
方、0.030 ％未満では、γ変態による組織改善効果が得
られず、二次再結晶が不完全となり磁気特性が劣化す
る。したがって、Ｃの含有量は0.030 〜0.095 ％の範囲
とする。 （Si：1.5 〜7.0 ％）Siは、電気抵抗を増加させ、鉄損
を低減するために必須の成分であり、このためには1.5
％以上を含有させることが必要であるが、7.0 ％を超え
て含有させると加工性が劣化し、製品の製造や加工が極
めて困難になる。したがって、Siの含有量は1.5 〜7.0
％の範囲とする。 （Mn：0.03〜2.50％）Mnは、Siと同様に電気抵抗を高
め、また、製造時の熱間加工性を向上させるので重要な
成分である。この目的のためにはMnを0.03％以上含有さ
せることが必要であるが、2.5 ％を超えて含有させると
γ変態を誘起して磁気特性が劣化する。したがって、Mn
の含有量は0.03〜2.5 ％の範囲とする。The present invention has been completed as a result of intensive studies based on the above experiments and investigations. Hereinafter, with respect to the method for manufacturing a grain-oriented electrical steel sheet of the present invention, the requirements for obtaining the effects of the present invention, the range thereof, and the operation will be described in detail. First, the component composition range of the steel slab will be described. (C: 0.030 to 0.095 wt% (hereinafter simply referred to as "%")) If the content of C exceeds 0.095%, poor decarburization is caused in the decarburization annealing step, and the magnetic properties are deteriorated. On the other hand, if it is less than 0.030%, the effect of improving the structure by the γ transformation cannot be obtained, and the secondary recrystallization becomes incomplete and the magnetic properties deteriorate. Therefore, the content of C is set in the range of 0.030 to 0.095%. (Si: 1.5 to 7.0%) Si is an essential component for increasing electric resistance and reducing iron loss.
% Must be contained, but if the content exceeds 7.0%, the processability deteriorates and the production and processing of the product become extremely difficult. Therefore, the content of Si is 1.5 to 7.0.
% Range. (Mn: 0.03 to 2.50%) Like Si, Mn is an important component because it increases electrical resistance and improves hot workability during manufacturing. For this purpose, it is necessary to contain Mn in an amount of 0.03% or more. However, if it is contained in an amount exceeding 2.5%, γ transformation is induced to deteriorate magnetic properties. Therefore, Mn
Is in the range of 0.03 to 2.5%.

【００２５】鋼中にはこれらの成分の他に、二次再結晶
を誘起させるためのインヒビターが必要で、インヒビタ
ー成分としてＢ、Ｎ並びにＳ及び／又はSeを含有させる
ことが必要である。 （Ｂ：0.0010〜0.0070％）Ｂは、含有量が0.0010％未満
では熱延板焼鈍や中間焼鈍の昇温過程で析出するBN量が
不足し、良好な二次再結晶を得ることができず、一方、
0.0070％を超える場合、熱間圧延でBNが析出し、そのサ
イズが粗大化する。したがって、Ｂの含有量は0.0010〜
0.0070％の範囲とする。 （Ｎ：30〜120 ppm ）Ｎは、その含有量が30ppm 未満の
場合は熱延板焼鈍や中間焼鈍の昇温過程で析出する窒化
けい素や(B,Si)N 及びBN量が不足し、良好な二次再結晶
を得ることができず、一方、120 ppm を超える場合は鋼
中でフクレ等の欠陥をもたらす。したがって、Ｎの含有
量は30〜120 ppm の範囲とする。In addition to these components, an inhibitor for inducing secondary recrystallization is required in the steel, and it is necessary to contain B, N, S and / or Se as the inhibitor components. (B: 0.0010 to 0.0070%) If the content of B is less than 0.0010%, the amount of BN precipitated during the heating process of hot-rolled sheet annealing or intermediate annealing is insufficient, and a good secondary recrystallization cannot be obtained. ,on the other hand,
If it exceeds 0.0070%, BN precipitates during hot rolling, and its size becomes coarse. Therefore, the content of B is 0.0010 to
The range is 0.0070%. (N: 30 to 120 ppm) If the content of N is less than 30 ppm, the amount of silicon nitride, (B, Si) N and BN that precipitates during the temperature rise process of hot-rolled sheet annealing or intermediate annealing is insufficient. However, good secondary recrystallization cannot be obtained. On the other hand, if it exceeds 120 ppm, defects such as blisters are caused in the steel. Therefore, the content of N is in the range of 30 to 120 ppm.

【００２６】更に、これらのインヒビター成分の他に、
若干量のＳ及び／又はSeを含有させることを必要とす
る。 （Ｓ又はSeのうちの１種又は２種の合計：0.003 〜0.04
0 ％）Ｓ及び／又はSeは、鋼中にMn化合物もしくはCu化
合物として析出するが、これらの化合物はインヒビター
としての作用の他に、熱延板焼鈍や中間焼鈍の昇温過程
で析出する窒化けい素の析出核としての機能を有する。
微細高密度分散の核生成のための析出量として、この機
能の発現のためには、それぞれ単独であるいは複合して
0.003 ％以上含有させれば十分である。一方、過剰に含
有する場合も過剰分が析出し、BNとは別にインヒビター
として機能する。しかし、0.040 ％を超えて含有する場
合には粒界に析出して熱間圧延時の加工性を阻害する。
したがって、それぞれ単独あるいは両者を複合させた合
計の含有量は0.003 〜0.040 ％である。Further, in addition to these inhibitor components,
It needs to contain some amount of S and / or Se. (Total of one or two of S or Se: 0.003 to 0.04
0%) S and / or Se precipitate in the steel as Mn compounds or Cu compounds. These compounds act as inhibitors and also precipitate in the process of increasing the temperature during hot-rolled sheet annealing and intermediate annealing. It has a function as a silicon precipitation nucleus.
For the expression of this function, the amount of precipitation for nucleation of fine high-density dispersion may be used alone or in combination.
It is sufficient if the content is 0.003% or more. On the other hand, when it is contained in excess, the excess precipitates out and functions as an inhibitor separately from BN. However, if the content exceeds 0.040%, it precipitates at the grain boundaries and impairs the workability during hot rolling.
Therefore, the total content of each of them alone or in combination of both is 0.003 to 0.040%.

【００２７】（Ge：0.005 〜0.500 ％）Geは、窒化けい
素の微細析出を促進させるとともに、一次再結晶集合組
織を改善する作用があり、温間圧延との相乗効果で極め
て良好な集合組織を得ることができる。この目的のため
には、0.005 ％以上を含有させることが必要であるが、
0.500 ％を超えて含有させると冷間圧延が困難となるの
で、Ge含有量を0.005 〜0.500 ％の範囲とする。(Ge: 0.005 to 0.500%) Ge has the effect of accelerating the fine precipitation of silicon nitride and improving the primary recrystallization texture, and has an extremely good texture due to a synergistic effect with warm rolling. Can be obtained. For this purpose, it is necessary to contain 0.005% or more,
If the content exceeds 0.500%, cold rolling becomes difficult, so the Ge content is set in the range of 0.005 to 0.500%.

【００２８】また、Sb，Sn，Bi，Te，Ｐ，Pb，Zn，In及
びCr等は、インヒビターとして抑制力を強化する補助的
な働きを有するので鋼中に随意に添加することが好まし
いが、なかでもSb、Sn、Crは有利に作用する。この目的
のためにはSbは0.0010〜0.080 ％の含有が好ましく、Sn
及びCrにおいては0.0010〜1.3 ％の含有が好ましい。ま
た、鋼中にCuやNiを含有させることは、インヒビターの
強化や組織改善の効果があり、この発明を効果を高める
のに有利である。この目的のためには、これらの成分を
それぞれ0.0010〜1.30％の範囲で含有させることが好ま
しい。その他の成分はそれぞれ0.0010〜1.3 ％の範囲が
有効である。Since Sb, Sn, Bi, Te, P, Pb, Zn, In and Cr have an auxiliary function as an inhibitor to reinforce the inhibitory force, it is preferable to optionally add them to steel. Among them, Sb, Sn, and Cr act advantageously. For this purpose, the content of Sb is preferably 0.0010 to 0.080%,
And Cr, the content of 0.0010 to 1.3% is preferable. Including Cu and Ni in steel has the effect of strengthening the inhibitor and improving the structure, which is advantageous for enhancing the effect of the present invention. For this purpose, it is preferable to contain each of these components in the range of 0.0010 to 1.30%. Other components are effective in the range of 0.0010 to 1.3%.

【００２９】更に、不純物としてAlを0.015 wt％以下、
Ｖを0.010 wt％以下にそれぞれ規制することが必要であ
る。すなわち、これらの成分は鋼中のＮと結合するた
め、窒化けい素を生成するのに有効な固溶Ｎの量を低減
させてしまう。そのため過剰の含有は製品の磁気特性を
劣化させ有害である。したがって、Al含有量は0.015 ％
以下に、Ｖ含有量は0.010 ％以下にそれぞれ規制する必
要がある。Further, Al as an impurity is 0.015 wt% or less,
It is necessary to regulate V to 0.010 wt% or less. That is, since these components combine with N in steel, the amount of solute N effective for producing silicon nitride is reduced. Therefore, excessive content deteriorates the magnetic properties of the product and is harmful. Therefore, the Al content is 0.015%
Below, the V content must be regulated to 0.010% or less.

【００３０】上記成分組成に調整された方向性電磁鋼板
用鋼スラブは、従来から公知のいかなる方法によっても
製造することができる。通常は連続鋳造法により200 〜
300mm厚のスラブとされるが、30〜100 mmの薄スラブと
してもこの発明の効果に差異はない。その場合には特に
熱間圧延の粗圧延工程を省略することが可能となる。鋼
スラブは、鋼中のインヒビターの固溶のために高温に加
熱する。したがって、スラブ加熱温度は、1350℃以上と
することが必要である。スラブ加熱温度が1350℃未満で
あるとインヒビターの固溶が十分でなく、BNが粗大に析
出した状態となり、二次再結晶不良をもたらす。また、
熱間圧延に際しては、スラブ加熱前後において組織均一
化のための厚み低減処理や幅圧下処理等、公知の技術を
随意に加えることが可能である。更に、スラブを誘導加
熱する場合には、1400℃以上の高温に15〜30min の極め
て短時間に昇温することも可能である。The steel slab for grain-oriented electrical steel sheets adjusted to the above-mentioned composition can be manufactured by any conventionally known method. Usually 200 ~
Although a slab having a thickness of 300 mm is used, there is no difference in the effects of the present invention even when a slab having a thickness of 30 to 100 mm is used. In this case, it is possible to omit the rough rolling step of hot rolling. The steel slab is heated to a high temperature for the solid solution of the inhibitor in the steel. Therefore, the slab heating temperature needs to be 1350 ° C. or higher. If the slab heating temperature is lower than 1350 ° C., the solid solution of the inhibitor is not sufficient, and BN is coarsely precipitated, resulting in secondary recrystallization failure. Also,
At the time of hot rolling, a known technique such as a thickness reduction treatment and a width reduction treatment for uniformizing the structure before and after slab heating can be optionally added. Further, when the slab is induction-heated, the temperature can be raised to a high temperature of 1400 ° C. or more in a very short time of 15 to 30 minutes.

【００３１】熱間圧延に際しては、以下に列記する４つ
の要件が必須となる。第１に、圧延開始から終了までの
時間を50〜220 秒間とすることである。これは、50秒間
未満の場合、MnS やMnSe、CuS やCuSe等の析出が不十分
となり、冷延工程でのBNの微細析出が得られず、一方、
220 秒間を超える場合は、熱間圧延中にBNが粗大に析出
し、いずれも強力なインヒビター効果が得られなくなる
ことによる。第２に熱間圧延終了温度を850 ℃以上とす
ることである。熱間圧延終了温度が850 ℃未満の場合に
は、鋼中に窒化けい素やBNが粗大に析出を開始し、イン
ヒビターの抑制力の劣化を招く。In hot rolling, the following four requirements are indispensable. First, the time from the start to the end of rolling is set to 50 to 220 seconds. This is because if less than 50 seconds, precipitation of MnS and MnSe, CuS and CuSe, etc. becomes insufficient, and fine precipitation of BN in the cold rolling process is not obtained, while
If the time exceeds 220 seconds, BN precipitates coarsely during hot rolling, and in any case, a strong inhibitory effect cannot be obtained. Second, the hot rolling end temperature should be 850 ° C. or higher. If the hot-rolling end temperature is lower than 850 ° C, silicon nitride or BN starts to coarsely precipitate in the steel, resulting in deterioration of the inhibitory power of the inhibitor.

【００３２】第３に熱間圧延終了後、30℃/s以上の冷却
速度で急冷することである。すなわち、急冷することに
よって過飽和状態からのBNや窒化けい素の析出を抑制
し、熱延板焼鈍や中間焼鈍における昇温過程での窒化け
い素、それに続く(B,Si)N やBNの微細析出のための駆動
力を高めることになる。第４に、コイル巻取温度を700
℃以下とすることである。これは、巻取温度が700 ℃を
超える場合は、過飽和状態からの窒化けい素やBNが粗大
に析出してしまい、インヒビターの抑制力が劣化し所望
の磁気特性が得られなくなることによる。Third, after completion of the hot rolling, rapid cooling is performed at a cooling rate of 30 ° C./s or more. In other words, quenching suppresses the precipitation of BN and silicon nitride from the supersaturated state, and increases the fineness of silicon nitride and subsequent (B, Si) N and BN during the temperature rise process in hot-rolled sheet annealing and intermediate annealing. The driving force for precipitation will be increased. Fourth, set the coil winding temperature to 700
C. or lower. This is because when the winding temperature exceeds 700 ° C., silicon nitride and BN are coarsely precipitated from the supersaturated state, and the inhibitory power of the inhibitor is deteriorated, so that desired magnetic properties cannot be obtained.

【００３３】冷間圧延工程においては、熱延板焼鈍後の
１回冷延法、熱延板焼鈍後に中間焼鈍を挟む２回冷延
法、又は熱延板焼鈍を省略又は低温化した、中間焼鈍を
挟む２回冷延法のいずれも採用でき、更に、３回冷間圧
延法を採ることも可能である。この冷間圧延工程におけ
る最初の焼鈍（熱延板焼鈍又は中間焼鈍）の昇温工程で
この発明の骨子とする窒化けい素の微細析出、更にそれ
に続く(B,Si)N 及び最終的にはBNの析出処理を行う。In the cold rolling step, a one-time cold-rolling method after hot-rolled sheet annealing, a two-time cold-rolling method with intermediate annealing after hot-rolled sheet annealing, or a hot-rolled sheet annealing is omitted or reduced in temperature. Any of the two cold rolling methods with annealing can be adopted, and further, the three cold rolling methods can be adopted. In the first annealing (hot-rolled sheet annealing or intermediate annealing) heating step in this cold rolling step, fine precipitation of silicon nitride, which is the essence of the present invention, followed by (B, Si) N and finally Performs BN precipitation treatment.

【００３４】このためには、この冷間圧延工程における
最初の焼鈍では、500 ℃以上の昇温速度を5 ℃/s以上と
し、かつ、焼鈍温度を1000〜1150℃とすることが必要で
ある。これは、500 ℃以上での焼鈍速度が5 ℃/s未満で
ある場合には窒化けい素やBNが粗大に析出し始めインヒ
ビターの抑制力の低下を招くからである。但し、500℃
未満では窒化けい素等の析出のためには温度が低すぎる
のでインヒビターの析出には大きな影響を及ばさない。
したがって、熱延板焼鈍の温度を500 ℃未満とした場合
には、この焼鈍を冷間圧延工程の最初の焼鈍とはみなさ
ない。冷間圧延工程の最初の焼鈍温度としては1000℃以
上であることが必要で、この温度によって昇温初期に析
出した微細窒化けい素が全てBNに置換される。一方、11
50℃を超える場合には、微細析出したBNのオストワルド
成長が始まり、析出物の粗大化により抑制力が劣化す
る。For this purpose, in the first annealing in the cold rolling step, it is necessary to set the heating rate at 500 ° C. or more to 5 ° C./s or more and the annealing temperature to 1000 to 1150 ° C. . This is because if the annealing rate at 500 ° C. or more is less than 5 ° C./s, silicon nitride and BN begin to precipitate coarsely, resulting in a reduction in inhibitory power. However, 500 ℃
If it is less than 1, the temperature is too low for the precipitation of silicon nitride or the like, so that the precipitation of the inhibitor is not significantly affected.
Therefore, if the temperature of the hot-rolled sheet annealing is set to less than 500 ° C., this annealing is not regarded as the first annealing in the cold rolling step. The initial annealing temperature in the cold rolling step needs to be 1000 ° C. or higher, and this temperature causes all of the fine silicon nitride precipitated in the early stage of the temperature rise to be replaced with BN. On the other hand, 11
If the temperature exceeds 50 ° C., Ostwald ripening of finely precipitated BN starts, and the suppressing power is deteriorated due to coarsening of the precipitate.

【００３５】また、かかる焼鈍の冷却過程については、
特に限定する必要はないが、焼鈍後の鋼中の固溶Ｃを増
加させる急冷処理を行ったり、鋼中に微細カーバイドを
析出させるための急冷処理と、それに続く低温保持処理
を行ったりすることは製品の磁気特性を向上させるので
有効である。ここで急冷処理とは、自然放冷よりも早い
冷却速度となるように気体及び／又は液体を冷却媒とし
て鋼板に吹きつけ鋼板を冷却させる処理で、例えばN₂ガ
スを吹きつけたり、ミスト水やジェット水を吹きつけ鋼
板を冷却させる処理のことである。Further, regarding the cooling process of the annealing,
Although there is no particular limitation, a quenching treatment for increasing the solid solution C in the steel after annealing, or a quenching treatment for precipitating fine carbide in the steel and a subsequent low-temperature holding treatment are performed. Is effective in improving the magnetic properties of the product. Here, the quenching process is a process of blowing a gas and / or a liquid onto a steel sheet as a cooling medium to cool the steel sheet so as to have a cooling rate faster than natural cooling, for example, blowing N ₂ gas, mist water or the like. This is the process of spraying jet water to cool the steel plate.

【００３６】更に、焼鈍雰囲気中の酸化性を高めて、鋼
板表層部を脱炭する公知の手段も有効に作用する。この
時の脱炭量は0.005 〜0.025 ％の範囲とすることがよ
い。かかる脱炭処理によって、鋼板表層部のＣ含有量が
低下し、焼鈍時のγ変態量が低減するため、二次再結晶
の核が生成する板厚表層部のインヒビターの抑制力が強
化され、より好ましい二次再結晶を得ることができる。
この効果を得るためには鋼板のＣ含有量を0.005 ％以上
低減することがよい。しかし、0.025 ％を超えて低減し
た場合、一次再結晶組織を劣化させるので好ましくな
い。Further, a known means for increasing the oxidizing property in the annealing atmosphere and decarburizing the surface layer of the steel sheet also works effectively. The decarburization amount at this time is preferably in the range of 0.005 to 0.025%. By such decarburization treatment, the C content of the steel sheet surface layer portion is reduced, and the amount of γ transformation during annealing is reduced, so that the inhibitory force of the sheet thickness surface layer portion where nuclei of secondary recrystallization is generated is strengthened, A more preferable secondary recrystallization can be obtained.
To obtain this effect, the C content of the steel sheet is preferably reduced by 0.005% or more. However, when the content is reduced more than 0.025%, the primary recrystallized structure is deteriorated, which is not preferable.

【００３７】冷間圧延の圧下率については、従来から公
知のように、最終冷間圧延の圧下率を80〜95％の範囲と
することが必要である。これは、圧下率が95％を超える
と二次再結晶が困難となり、80％未満では良好な二次再
結晶の方位が得られず、いずれの場合も製品での磁束密
度が劣化することによる。Regarding the rolling reduction of the cold rolling, it is necessary to make the rolling reduction of the final cold rolling in the range of 80 to 95% as conventionally known. This is because when the rolling reduction exceeds 95%, secondary recrystallization becomes difficult, and when the rolling reduction is less than 80%, good secondary recrystallization orientation cannot be obtained, and in any case, the magnetic flux density in the product deteriorates. .

【００３８】更に、最終冷間圧延においては、圧延パス
の最高温度を150 〜350 ℃とする温間圧延とすることが
必須である。この温間圧延は、鋼中に動的時効効果をも
たらし、一次再結晶集合組織を改善するため、Geの鋼中
添加効果と相乗して、極めて低鉄損の高磁束密度方向性
電磁鋼板の製造を可能とする。このためには、圧延パス
の最高温度が150 ℃以上であることが必要で、一方、こ
の温度が350 ℃を超える場合には逆に集合組織の急激な
低下を招き、二次再結晶不良となる。また、このような
圧延はゼンジマー圧延機やタンデム圧延機で可能であ
り、また、圧延パス間で100 〜300 ℃の温度範囲で10〜
60分間の範囲のパス間時効処理を行うことは、一次再結
晶集合組織を改善する効果を有するので、より好ましい
結果が得られるため、この発明に適用することは有利で
ある。なお、最終冷間圧延後に、公知の磁区細分化手段
である、鋼板表面に線状の溝を設けることも好ましい。Further, in the final cold rolling, it is essential to perform warm rolling in which the maximum temperature of the rolling pass is 150 to 350 ° C. This warm rolling brings a dynamic aging effect in the steel and improves the primary recrystallization texture, synergistically with the effect of adding Ge in the steel, and producing a high magnetic flux density grain-oriented electrical steel sheet with extremely low iron loss. Enables manufacturing. For this purpose, the maximum temperature of the rolling pass must be 150 ° C or higher, while if this temperature is higher than 350 ° C, the texture will be sharply reduced, resulting in poor secondary recrystallization. Become. Such rolling is possible with a Sendzimir rolling mill or a tandem rolling mill, and between 10 and 10 at a temperature range of 100 to 300 ° C. between rolling passes.
Performing the inter-pass aging treatment in the range of 60 minutes has an effect of improving the primary recrystallization texture, so that more preferable results can be obtained. Therefore, application to the present invention is advantageous. After the final cold rolling, it is also preferable to provide a linear groove on the surface of the steel sheet, which is a known magnetic domain refining means.

【００３９】かかる方法により最終板厚とした鋼板には
一次再結晶焼鈍を施す。一次再結晶焼鈍後は、鋼板表面
にMgO を主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、最終仕上げ
焼鈍に供するが、この焼鈍分離剤中にTi化合物を添加し
たり、CaやＢやClを含有させることは、磁気特性を更に
向上させる効果を有するので好ましい。最終仕上げ焼鈍
において、鋼板には二次再結晶が起こり、更に高温の領
域で鋼板の純化が起き、所望の磁気特性の鋼板を得るこ
とができる。The steel sheet having the final thickness obtained by the above method is subjected to primary recrystallization annealing. After the primary recrystallization annealing, an annealing separator containing MgO as a main component is applied to the surface of the steel sheet and subjected to final finish annealing.A Ti compound is added to this annealing separator, or Ca, B or Cl is contained. It is preferable to have the effect of further improving the magnetic properties. In the final finish annealing, secondary recrystallization occurs in the steel sheet, and the steel sheet is further purified in a high temperature region, so that a steel sheet having desired magnetic characteristics can be obtained.

【００４０】また、焼鈍分離剤中にAl₂O₃ や塩化物を配
合することにより、被膜形成抑制型の焼鈍分離剤とし、
通常は最終仕上げ焼鈍後に形成するフォルステライト被
膜の形成を抑制しておき、最終仕上焼鈍後に張力被膜を
新たに形成させることも可能である。この目的のための
張力被膜としては、セラミックス被膜、ガラス質被膜、
この両者の混合物、金属めっき等、公知のあらゆる被膜
が適合する。Further, by blending Al ₂ O ₃ or chloride in the annealing separator, a film formation suppressing type annealing separator is obtained,
It is also possible to suppress the formation of a forsterite film usually formed after the final finish annealing, and to newly form a tension film after the final finish annealing. Tension coatings for this purpose include ceramic coatings, vitreous coatings,
Any known coating such as a mixture of the two and metal plating is suitable.

【００４１】また、一次再結晶焼鈍後から二次再結晶開
始までの間で鋼中にＮを150 〜250ppm の範囲で含有さ
せる窒化処理を施すことも可能である。このためには、
脱炭焼鈍後、NH₃ 雰囲気中で熱処理をしたり、窒化物を
焼鈍分離剤中に含有させたり、最終仕上げ焼鈍雰囲気を
窒化雰囲気としたりする公知の技術が適用できる。It is also possible to carry out a nitriding treatment in which N is contained in the steel in the range of 150 to 250 ppm from after the primary recrystallization annealing until the start of the secondary recrystallization. To do this,
Known techniques such as heat treatment in an NH ₃ atmosphere after decarburizing annealing, inclusion of nitride in an annealing separator, and nitriding atmosphere in a final finish annealing atmosphere can be applied.

【００４２】更に、最終圧延後から最終仕上げ焼鈍前の
間、もしくは最終仕上げ焼鈍後に、鋼板表面に複数の溝
を形成させる、従来公知の磁区細分化処理を施すことも
できる。最終仕上げ焼鈍後は、必要に応じて絶縁コーテ
ィングを塗布焼き付け、更に平坦化処理を施し製品とす
る。更に、平坦化処理後の鋼板には鉄損の低減を図るた
め、公知の磁区細分化処理としてプラズマジェットやレ
ーザー照射を線状に施したり、突起ロールによる線状の
凹みを設けたりする処理を施すこともできる。Furthermore, a conventionally well-known magnetic domain refining treatment for forming a plurality of grooves on the surface of the steel sheet between after the final rolling and before the final finish annealing or after the final finish annealing can be performed. After the final annealing, an insulation coating is applied and baked as required, and a flattening process is performed to obtain a product. Furthermore, in order to reduce iron loss on the steel sheet after the flattening process, a process of applying a plasma jet or a laser beam in a linear manner as a well-known domain refining process or providing a linear dent by a projection roll is performed. It can also be applied.

【００４３】[0043]

【実施例】（実施例１）表３に示される鋼塊番号Ａ，
Ｂ，Ｅ，Ｆ，Ｇ，Ｈ，Ｉ及びＪの成分組成の溶鋼を連続
鋳造で鋳込み、厚み240 mmのスラブとなし、1220℃の温
度に3 時間保持した後、スラブの幅を40mm減少させる幅
圧下を行い、更に厚みを200 mmに減厚した後、誘導加熱
炉に装入して30分で1410℃まで昇温し10分間均熱した
後、熱間圧延を開始した。この熱間圧延では粗圧延で35
mm、仕上圧延で2.2 mmの板厚とし、熱間圧延時間は150
秒間であった。また、熱間圧延終了温度は930 〜950 ℃
であり、熱間圧延終了後は鋼板にジェット水をかけるこ
とにより40〜55℃/sの速度で急冷し、600 〜620 ℃で巻
き取った。EXAMPLES (Example 1) Ingot numbers A,
Continuously cast molten steel having the composition of B, E, F, G, H, I and J into a slab with a thickness of 240 mm. After maintaining the temperature at 1220 ° C for 3 hours, reduce the width of the slab by 40 mm. After the width was reduced and the thickness was further reduced to 200 mm, it was placed in an induction heating furnace, heated to 1410 ° C. in 30 minutes, soaked for 10 minutes, and then hot rolling was started. In this hot rolling, 35
mm, finish rolling to a thickness of 2.2 mm, hot rolling time is 150
Seconds. The hot rolling end temperature is 930 to 950 ° C.
After the completion of the hot rolling, the steel sheet was quenched at a rate of 40 to 55 ° C./s by spraying jet water on the steel sheet, and wound up at a temperature of 600 to 620 ° C.

【００４４】[0044]

【表３】 [Table 3]

【００４５】この後、各コイルを酸洗し、タンデム圧延
機によって1.5 mmの中間板厚とした後、中間焼鈍として
200 ℃に予熱した後、500 ℃まで20秒で昇温し更に1050
℃まで24℃/sの速度で昇温して30秒間の焼鈍を行い、ミ
スト水で25℃/sの速度で急冷した。このときの焼鈍雰囲
気は露点50℃の50％N₂と50％H₂ガス雰囲気とし、鋼板表
層から0.012 ％のＣを脱炭した。この後、各コイルを酸
洗し、ゼンジマー圧延機で各圧延パス出側温度が170 〜
250 ℃、２パス以上220 ℃以上の温間圧延により0.22mm
の最終板厚に圧延し、脱脂後、850 ℃、2 分間の脱炭焼
鈍を行った。Thereafter, each coil was pickled, and the thickness of the intermediate plate was adjusted to 1.5 mm by a tandem rolling mill.
After preheating to 200 ° C, the temperature is raised to 500 ° C in 20 seconds and
The temperature was raised to 24 ° C./s at a rate of 24 ° C./s, annealing was performed for 30 seconds, and quenched with mist water at a rate of 25 ° C./s. The annealing atmosphere at this time was a 50% N ₂ and 50% H ₂ gas atmosphere with a dew point of 50 ° C., and 0.012% of C was decarburized from the surface layer of the steel sheet. Thereafter, each coil is pickled, and the exit temperature of each rolling pass is set to 170 to
0.22mm by warm rolling at 250 ℃, 2 passes or more and 220 ℃ or more
After degreasing, decarburizing annealing was performed at 850 ° C. for 2 minutes.

【００４６】次に、5 ％のTiO₂を含有するMgO を焼鈍分
離剤としてコイル表面に塗布し、昇温時の850 ℃までは
N₂ 100％の雰囲気、その後の1150℃までの昇温過程まで
は25％N₂と75％H₂の混合雰囲気、以後はH₂ 100％雰囲気
で1200℃まで昇温後5 時間保持する最終仕上焼鈍を施
し、その後、未反応の焼鈍分離剤を除去した。これらの
コイルは更に50％のコロイダルシリカを含有するりん酸
マグネシウムを主成分とする絶縁コーティングを塗布し
800 ℃で焼き付け、更に鋼板表面にプラズマジェットを
圧延方向に5 mm間隔で線状に照射し製品とした。Next, MgO containing 5% of TiO ₂ was applied to the coil surface as an annealing separator, and the temperature was raised up to 850 ° C.
N ₂ 100% atmosphere, followed by a mixed atmosphere of up heating process of 25% N ₂ and 75% H ₂ up to 1150 ° C., thereafter finally to 5 hours after raising the temperature to 1200 ° C. in H ₂ 100% atmosphere Finish annealing was performed, after which the unreacted annealing separator was removed. These coils are further coated with an insulating coating based on magnesium phosphate containing 50% colloidal silica.
The product was baked at 800 ° C, and the surface of the steel sheet was irradiated with a plasma jet linearly at 5 mm intervals in the rolling direction.

【００４７】各製品より圧延方向に沿って幅100 mm、長
さ400 mmのサイズのＳＳＴ試験片を切り出し、1.7 T の
磁束密度における鉄損の値W_17/50及び磁束密度B₈を測定
した。これらの値をGe含有量との関係で図１にまとめて
示す。図１に示されるように、この発明の好適なGe含有
量を有する鋼塊Ａ，Ｆ，Ｇ，Ｈ，Ｉ及びＪを用いて製造
した方向性電磁鋼板は、低磁場での鉄損特性に優れてい
る。An SST test piece having a width of 100 mm and a length of 400 mm was cut out from each product along the rolling direction, and the iron loss value W _17/50 and the magnetic flux density B ₈ at a magnetic flux density of 1.7 T were measured. . These values are summarized in FIG. 1 in relation to the Ge content. As shown in FIG. 1, the grain-oriented electrical steel sheet manufactured using the steel ingots A, F, G, H, I, and J having a preferable Ge content of the present invention has a low iron loss property in a low magnetic field. Are better.

【００４８】（実施例２）表３の鋼塊記号Ｋ及びＬに示
される組成の溶鋼を電磁攪拌を行いつつ連続鋳造機で鋳
込み、厚み200 mmのスラブとなした。各鋼塊の溶製に際
しては不純物の清浄化処理の程度を変えることにより、
鋼塊記号ＫはAl含有量を0.001 〜0.028 ％の範囲で、鋼
塊記号ＬはＶ含有量を0.003 〜0.032 ％の範囲で変化さ
せた。(Example 2) A molten steel having a composition indicated by ingot symbols K and L in Table 3 was cast by a continuous casting machine while performing electromagnetic stirring to form a slab having a thickness of 200 mm. In melting each ingot, by changing the degree of impurity cleaning treatment,
The ingot symbol K changed the Al content in the range of 0.001 to 0.028%, and the ingot symbol L changed the V content in the range of 0.003 to 0.032%.

【００４９】鋳込み後のスラブを誘導加熱炉に装入し、
N₂ガス中で１時間で1380℃まで昇温し熱間圧延を行っ
た。この熱間圧延では粗圧延で45mm、仕上圧延で2.0 mm
の板厚とし、熱間圧延時間は120 〜140 秒間であった。
また、熱間圧延終了温度は920〜960 ℃であり、熱間圧
延終了後コイル巻取りまでの冷却速度は45〜70℃/sとし
た。更に、コイル巻取り温度は550 〜620 ℃とした。The slab after casting is charged into an induction heating furnace,
The temperature was raised to 1380 ° C. in N ₂ gas for 1 hour to perform hot rolling. In this hot rolling, 45 mm in rough rolling and 2.0 mm in finishing rolling
The hot rolling time was 120 to 140 seconds.
The hot rolling end temperature was 920 to 960 ° C, and the cooling rate from the end of hot rolling to coil winding was 45 to 70 ° C / s. Further, the coil winding temperature was 550 to 620 ° C.

【００５０】この後、各コイルは300 ℃での予熱の後、
500 ℃まで15秒間で昇温し更に1100℃まで15℃/sの昇温
速度で昇温した後、30秒間保持してからミスト水を噴射
し急冷した。このときの焼鈍雰囲気は空燃比0.95で露点
45℃の燃料ガスを用い、鋼板表層を脱炭してＣ含有量を
0.020 ％低減した。この後、酸洗し、ゼンジマー圧延機
によってスタンド出側の温度として最高温度が250 ℃と
なる温間圧延と150 〜230 ℃で10〜40分間のパス間時効
を行い、最終板厚0.34mmに圧延した。After this, each coil was preheated at 300 ° C.
After the temperature was raised to 500 ° C. in 15 seconds and further raised to 1100 ° C. at a rate of 15 ° C./s, the temperature was maintained for 30 seconds, and mist water was sprayed to rapidly cool. The annealing atmosphere at this time was an air-fuel ratio of 0.95 and a dew point.
Using 45 ° C fuel gas, decarburize the surface layer of steel sheet to reduce C content
0.020% reduction. After this, pickling is performed, followed by warm rolling at a stand exit temperature of 250 ° C. by a Sendzimir rolling mill and aging between passes at 150 to 230 ° C. for 10 to 40 minutes to a final sheet thickness of 0.34 mm. Rolled.

【００５１】次に脱脂後、850 ℃，2 分間の脱炭焼鈍を
施したのち、7 ％のTiO₂と2 ％の硫酸ストロンチウムを
含有するMgO を焼鈍分離剤としてコイル表面に塗布し、
最終仕上焼鈍を施した。この最終仕上焼鈍条件は、昇温
速度35℃/hとし、昇温時の900 ℃まではN₂ 100％の雰囲
気、その後の1150℃までの昇温過程までは30％N₂と70％
H₂の混合雰囲気、以後はH₂ 100％雰囲気で1180℃まで昇
温後5 時間保持するものとした。その後、未反応の焼鈍
分離剤を除去した。これらのコイルは更に60％のコロイ
ダルシリカを含有するりん酸アルミニウムを主成分とす
る絶縁コーティングを塗布し800 ℃で焼き付け製品とし
た。Next, after degreasing, decarburizing annealing was performed at 850 ° C. for 2 minutes, and then MgO containing 7% TiO ₂ and 2% strontium sulfate was applied to the coil surface as an annealing separating agent.
The final finish annealing was performed. The conditions of this final finish annealing were as follows: a heating rate of 35 ° C / h, an atmosphere of N ₂ 100% up to 900 ° C during heating, and 30% N ₂ and 70% until the heating up to 1150 ° C.
A mixed atmosphere of H _2, thereafter was assumed to be 5 hours after raising the temperature to 1180 ° C. in H ₂ 100% atmosphere. Then, the unreacted annealing separator was removed. These coils were further coated with an insulating coating based on aluminum phosphate containing 60% colloidal silica and baked at 800 ° C. to give products.

【００５２】各製品より圧延方向に沿ってエプスタイン
サイズの試験片を切り出し、800 ℃で3 時間の歪取り焼
鈍を施したのち、1.7 T の磁束密度における鉄損の値W
_17/50及び磁束密度B₈を測定した。これらの測定結果を
図２及び図３に示す。これらの図に示されるように、不
純物としてのAl含有量及びＶ含有量は、Alが0.015 ％以
下に、Ｖが0.010 ％以下に規制することが必要であるこ
とがわかる。A test piece of Epstein size was cut out from each product along the rolling direction and subjected to strain relief annealing at 800 ° C. for 3 hours, and then the iron loss value W at a magnetic flux density of 1.7 T was obtained.
_17/50 and the magnetic flux density was measured B _8. The results of these measurements are shown in FIGS. As shown in these figures, it is understood that the Al content and the V content as impurities need to be restricted to 0.015% or less for Al and 0.010% or less for V.

【００５３】（実施例３）表３の鋼塊記号Ｍ，Ｎ及びＯ
に示される成分組成を有する厚み70mmの鋼スラブを溶製
し、各6 本ずつ鋳込んだ。これらのスラブを電気加熱式
の加熱炉に装入し、1365℃に加熱後、仕上圧延機での熱
間圧延により2.4 mmの熱延コイルとした。このとき、鋼
塊記号Ｍのコイル6 本は圧延速度を変更して熱間圧延時
間をそれぞれ25秒、40秒、55秒、120 秒、210 秒及び31
0 秒間に変化させ、熱間圧延終了温度を920 〜980 ℃と
し、熱間圧延終了時から45〜50℃/sの速度で急冷し650
℃でコイル状に巻き取った。また、鋼塊記号Ｎのコイル
は熱間圧延時間を140 秒間とし、ロールクーラント水量
を変更して圧延終了温度をそれぞれ1100℃、1020℃、93
0 ℃、870 ℃、840 ℃及び810 ℃に変更し、更に38〜45
℃/sの冷却速度で水冷したのち、520 〜680 ℃で巻取熱
延コイルとした。更に、鋼塊記号Ｏのコイルは６本とも
熱間圧延時間を160 秒間とし、熱間圧延終了温度を990
〜1010℃しと、熱間圧延終了後は42〜56℃/sの冷却速度
で急冷し640 〜660 ℃でコイル状に巻き取った。(Example 3) Ingot symbols M, N and O in Table 3
A steel slab having a thickness of 70 mm having the composition shown in Table 1 was melted and cast into six pieces each. These slabs were placed in an electric heating furnace, heated to 1365 ° C., and then hot-rolled by a finishing mill to form a 2.4 mm hot-rolled coil. At this time, the rolling speed of the six coils of the ingot symbol M was changed to change the hot rolling time to 25 seconds, 40 seconds, 55 seconds, 120 seconds, 210 seconds and 31 seconds.
0 seconds, the hot-rolling end temperature is 920 to 980 ° C, and quenched at a rate of 45 to 50 ° C / s from the end of hot rolling to 650
It was wound up in a coil at ℃. For the coil with the ingot symbol N, the hot rolling time was set to 140 seconds, and the amount of roll coolant was changed to change the rolling end temperatures to 1100 ° C, 1020 ° C, and 93 ° C, respectively.
Change to 0 ° C, 870 ° C, 840 ° C and 810 ° C, and then 38-45
After water-cooling at a cooling rate of ° C / s, the rolled hot-rolled coil was formed at 520 to 680 ° C. Further, the hot rolling time of all six coils of the ingot symbol O was 160 seconds, and the hot rolling end temperature was 990.
After the hot rolling was completed, the temperature was rapidly cooled at a cooling rate of 42 to 56 ° C / s, and the resultant was coiled at 640 to 660 ° C.

【００５４】これらのコイルは500 ℃で焼鈍した後酸洗
し、タンデム圧延機によって1.80mmまで冷間圧延した。
その後、中間焼鈍として500 ℃まで20℃/sの速度で昇温
し、その後1030℃まで12℃/sの速度で昇温し、更に60秒
間保持した後、ジェット水を噴射して30秒間で冷却する
熱処理を行った。その後、各コイルはゼンジマー圧延機
で各圧延パス出側温度温度が80〜270 ℃、2 パス以上22
0 ℃以上の温間圧延と100 〜200 ℃で10〜60分間の圧延
パス間の時効処理とを行い、0.26mmの最終板厚に仕上げ
たが、鋼塊記号Ｏのコイルについては圧延パス出側最高
圧延温度をそれぞれ95℃、125 ℃、165 ℃、285 ℃、35
0 ℃及び420 ℃に変更した。These coils were annealed at 500 ° C., pickled, and cold rolled to 1.80 mm by a tandem rolling mill.
After that, as intermediate annealing, the temperature was raised at a rate of 20 ° C./s to 500 ° C., and then raised to 1030 ° C. at a rate of 12 ° C./s.After holding for 60 seconds, jet water was jetted for 30 seconds. A heat treatment for cooling was performed. After that, each coil was sent to a Sendzimir mill at a temperature of 80 to 270 ° C on the exit side of each rolling pass.
A cold rolling at 0 ° C or higher and an aging treatment between rolling passes at 100 to 200 ° C for 10 to 60 minutes were performed to finish to a final thickness of 0.26 mm. The maximum side rolling temperatures are 95 ° C, 125 ° C, 165 ° C, 285 ° C, 35
The temperature was changed to 0 ° C and 420 ° C.

【００５５】これらのコイルは圧延後に脱脂して、鋼板
表面に深さ20μm 、幅80μm 、コイル幅方向に線状の溝
を圧延方向への間隔4 mmで設けてから、更に820 ℃で2
分間の脱炭焼鈍を施し、その後800 ℃で10％のNH₃ と70
％N₂と20％H₂とからなる雰囲気中で30秒間の窒化処理に
より、鋼中のＮ含有量を120 〜150 ppm 増加させた。そ
の後7 ％のTiO₂と2 ％の酸化錫を含有するMgO を焼鈍分
離剤としてコイル表面に塗布し、最終仕上焼鈍を施し
た。この最終仕上焼鈍条件は、昇温速度35℃/hとし、昇
温時の950 ℃まではN₂ 100％の雰囲気、その後の1180℃
までの昇温過程までは35％N₂と65％H₂の混合雰囲気、以
後はH₂ 100％雰囲気で5 時間保持するものであった。そ
の後、未反応の焼鈍分離剤を除去した。これらのコイル
は更に60％のコロイダルシリカを含有するりん酸マグネ
シウムを主成分とする絶縁コーティングを塗布し800 ℃
で焼き付け製品とした。These coils were degreased after rolling, and a groove having a depth of 20 μm and a width of 80 μm was formed on the surface of the steel sheet at intervals of 4 mm in the rolling direction in the coil width direction.
For 10 minutes and then at 800 ° C with 10% NH ₃ and 70%.
% By N ₂ and 20% H ₂ Metropolitan nitriding treatment in an atmosphere for 30 seconds consisting of the N content in the steel was increased 120 to 150 DEG ppm. Thereafter, MgO containing 7% TiO ₂ and 2% tin oxide was applied to the coil surface as an annealing separator, and a final finish annealing was performed. The conditions for this final annealing were as follows: a heating rate of 35 ° C / h, an atmosphere of N ₂ 100% up to 950 ° C at the time of heating, and 1180 ° C thereafter.
Until the temperature was raised, the mixed atmosphere of 35% N ₂ and 65% H ₂ was maintained for 5 hours in an atmosphere of 100% H ₂ . Then, the unreacted annealing separator was removed. These coils were further coated with an insulating coating based on magnesium phosphate containing 60% colloidal silica at 800 ° C.
The product was baked.

【００５６】各製品より圧延方向に沿ってエプスタイン
サイズの試験片を切り出し、800 ℃で3 時間の歪取り焼
鈍を施したのち、1.7 T の磁束密度における鉄損の値W
_17/50及び磁束密度B₈を測定した。これらの測定結果を
表４、表５及び表６に示す。各表より、この発明の製造
条件を満たす製品においては、高磁束密度と低鉄損とが
共に得られていることがわかる。A specimen of Epstein size was cut out from each product along the rolling direction, subjected to strain relief annealing at 800 ° C. for 3 hours, and then the value of iron loss W at a magnetic flux density of 1.7 T was obtained.
_17/50 and the magnetic flux density was measured B _8. The results of these measurements are shown in Tables 4, 5 and 6. From each table, it can be seen that in the product satisfying the manufacturing conditions of the present invention, both high magnetic flux density and low iron loss are obtained.

【００５７】[0057]

【表４】 [Table 4]

【００５８】[0058]

【表５】 [Table 5]

【００５９】[0059]

【表６】 [Table 6]

【００６０】（実施例４）表３に示される鋼塊記号Ａ〜
Ｒの組成を有するスラブ各１本を電磁攪拌を行いつつ24
0 mmの厚みのスラブに鋳込んだ。これらのスラブをガス
炉により1220℃に加熱後、更に誘導加熱炉に装入し1380
℃に加熱後、熱間粗圧延及び仕上圧延によって板厚2.0
mmの熱間圧延コイルとした。この熱間圧延の圧延時間は
180 秒、熱間圧延終了温度は980 〜1010℃であり、熱間
圧延終了後は55℃/sで冷却して650℃で巻き取った。Example 4 Ingot symbols A to A shown in Table 3
Each slab having the composition of R is subjected to electromagnetic stirring while 24
Cast into a 0 mm thick slab. After heating these slabs to 1220 ° C with a gas furnace, they were further charged into an induction heating furnace and 1380
After heating to ℃, the sheet thickness is 2.0 by hot rough rolling and finish rolling.
mm hot-rolled coil. The rolling time of this hot rolling is
The hot rolling end temperature was 980 to 1010 ° C for 180 seconds. After the hot rolling was completed, the sample was cooled at 55 ° C / s and wound at 650 ° C.

【００６１】これらのコイルは250 ℃に加熱し、20秒間
で500 ℃に昇温後、15℃/sの昇温速度で1100℃まで昇温
し、40秒間保持後、ガスを鋼板に向け噴射して冷却して
から、酸洗した。その後、４スタンドからなるタンデム
圧延機で第３スタンド及び第４スタンド出側の鋼板温度
を220 〜280 ℃とする温間圧延を施し中間板厚1.40mmと
した後、中間焼鈍を施した。この中間焼鈍では500 ℃ま
で15℃/sの速度で昇温し、その後1050℃まで20℃/sの速
度で昇温し40秒間均熱した後、ジェット水の噴射により
35℃/sの急冷とした。また、焼鈍雰囲気は露点50℃で70
％のH₂と30％のN₂雰囲気として鋼板表層から脱炭させＣ
含有量を0.015 ％低減させた。その後、ゼンジマー圧延
機でロールバイト出側板温の最高温度が220 〜260 ℃の
温間圧延を行い0.19mmの最終板厚とした。These coils are heated to 250 ° C., heated to 500 ° C. in 20 seconds, heated to 1100 ° C. at a heating rate of 15 ° C./s, held for 40 seconds, and then injected with gas toward a steel sheet. And cooled, then pickled. Thereafter, the tandem rolling mill consisting of four stands was subjected to warm rolling at a temperature of 220 to 280 ° C. on the exit side of the third stand and the fourth stand to have an intermediate sheet thickness of 1.40 mm and then an intermediate annealing. In this intermediate annealing, the temperature was raised to 500 ° C at a rate of 15 ° C / s, then to 1050 ° C at a rate of 20 ° C / s, and the temperature was soaked for 40 seconds.
It was quenched at 35 ° C / s. The annealing atmosphere is 70 ° C with a dew point of 50 ° C.
% H ₂ and 30% N ₂ atmosphere and decarbonized from steel sheet surface layer
The content has been reduced by 0.015%. Thereafter, a hot rolling was performed at a maximum temperature of 220 to 260 ° C. of the sheet temperature on the exit side of the roll bite with a Sendzimer rolling mill to obtain a final sheet thickness of 0.19 mm.

【００６２】その後、脱脂処理を行い850 ℃で2 分間の
脱炭処理を行い、6 ％のTiO₂と水酸化ストロンチウムを
含有するMgO を焼鈍分離剤としてコイル表面に塗布し最
終仕上焼鈍を施した。このときの焼鈍条件は、N₂中で35
℃/hの昇温速度で850 ℃まで昇温し、その後850 ℃で25
時間保持し、その後、1100℃までは20％N₂と80％H₂の混
合雰囲気、以後H₂ 100％雰囲気で1150℃まで昇温後5 時
間保持するものとした。焼鈍後は未反応の焼鈍分離剤を
除去してから、60％のコロイダルシリカを含有するりん
酸マグネシウムを主成分とする絶縁コーティングを塗布
し800 ℃で焼き付け、更にプラズマジェットを間隔5 mm
で線状に照射し製品とした。Thereafter, a degreasing treatment was carried out, a decarburization treatment was carried out at 850 ° C. for 2 minutes, and MgO containing 6% of TiO ₂ and strontium hydroxide was applied to the coil surface as an annealing separating agent, followed by final finish annealing. . Annealing conditions at this time, 35 in N ₂
The temperature is raised to 850 ° C at a rate of
After that, the temperature was kept at 1100 ° C., a mixed atmosphere of 20% N ₂ and 80% H ₂ , and then raised to 1150 ° C. in an H ₂ 100% atmosphere for 5 hours. After annealing, remove the unreacted annealing separating agent, apply an insulating coating mainly composed of magnesium phosphate containing 60% colloidal silica, bake it at 800 ° C, and furthermore, plasma jet at a distance of 5 mm
The product was irradiated linearly with.

【００６３】各製品から圧延方向に沿って幅100 mm、長
さ400 mmのＳＳＴ試験片を採取し、1.7 T の磁束密度に
おける鉄損の値W_17/50及び磁束密度B₈を測定した。これ
らの測定結果を表７に示す。表７より、この発明の成分
組成範囲の製品においては、低磁束密度域の鉄損におい
て極めて優れた値が得られていることがわかる。An SST test piece having a width of 100 mm and a length of 400 mm was sampled from each product along the rolling direction, and the iron loss value W _17/50 and the magnetic flux density B ₈ at a magnetic flux density of 1.7 T were measured. Table 7 shows the measurement results. From Table 7, it can be seen that, in the product having the component composition range of the present invention, an extremely excellent value was obtained in the iron loss in the low magnetic flux density region.

【００６４】[0064]

【表７】 [Table 7]

【００６５】（実施例５）表３に示される鋼塊記号Ｋの
組成を有するスラブ２本を電磁攪拌を行いつつ240 mmの
厚みのスラブに鋳込んだ。これらのスラブをガス炉によ
り1200℃に加熱後、更に誘導加熱炉に装入し1420℃に加
熱後、熱間粗圧延及び仕上圧延によって板厚2.0 mmの熱
間圧延コイルとした。この熱間圧延の圧延時間は140
秒、熱間圧延終了温度は980 ℃であり、熱間圧延終了後
は70℃/sで冷却して550 ℃で巻き取った。Example 5 Two slabs having the composition of ingot symbol K shown in Table 3 were cast into a 240 mm thick slab while performing electromagnetic stirring. These slabs were heated to 1200 ° C. in a gas furnace, further charged in an induction heating furnace, heated to 1420 ° C., and hot-rolled into a 2.0 mm-thick coil by hot rough rolling and finish rolling. The rolling time of this hot rolling is 140
Second, the hot rolling end temperature was 980 ° C. After the hot rolling was completed, the sample was cooled at 70 ° C / s and wound at 550 ° C.

【００６６】これらのコイルは250 ℃に加熱し、引き続
き20秒間で500 ℃に昇温後、12℃/sの昇温速度で1100℃
まで昇温し、50秒間保持後、ガスを鋼板に向け噴射して
冷却してから、酸洗した。その後、４スタンドからなる
タンデム圧延機で第３スタンド及び第４スタンド出側の
鋼板温度を220 〜280 ℃とする温間圧延を施し中間板厚
1.60mmとした後、中間焼鈍を施した。この中間焼鈍では
500 ℃まで10℃/sの速度で昇温し、その後1080℃まで15
℃/sの速度で昇温し40秒間均熱した後、ジェット水の噴
射により45℃/sの急冷とした。また、焼鈍雰囲気は露点
50℃で70％のH₂と30％のN₂雰囲気として鋼板表層から脱
炭させＣ含有量を0.015 ％低減させた。その後、ゼンジ
マー圧延機でロールバイト出側板温の最高温度が220 〜
260 ℃の温間圧延を行い0.19mmの最終板厚とした。These coils were heated to 250 ° C., and subsequently heated to 500 ° C. for 20 seconds, and then heated at a rate of 12 ° C./s to 1100 ° C.
After heating for 50 seconds, the gas was injected toward the steel sheet to cool it, and then pickled. Thereafter, the tandem rolling mill consisting of four stands is subjected to warm rolling to make the temperature of the steel sheet on the exit side of the third and fourth stands 220 to 280 ° C.
After being set to 1.60 mm, intermediate annealing was performed. In this intermediate annealing
Raise the temperature to 500 ° C at a rate of 10 ° C / s and then 15 minutes to 1080 ° C.
After heating at a rate of ° C / s and soaking for 40 seconds, it was rapidly cooled to 45 ° C / s by jetting jet water. The annealing atmosphere is the dew point
At 50 ° C., an atmosphere of 70% H ₂ and 30% N ₂ was used to remove carbon from the surface layer of the steel sheet to reduce the C content by 0.015%. After that, the maximum temperature of the roll sheet exit side sheet temperature is 220 ~
Hot rolling at 260 ° C. was performed to a final thickness of 0.19 mm.

【００６７】その後、脱脂処理を行い、電解エッチング
で深さ20μm 、幅150 μm で圧延方向から75度方向に延
びた溝を圧延方向へのピッチ５mmで繰り返し設けた。そ
の後、850 ℃で2 分間の脱炭処理を行い、ひとつは6 ％
のTiO₂と２％の水酸化ストロンチウムを含有するMgO を
焼鈍分離剤としてコイル表面に塗布し最終仕上焼鈍を施
した。残る一方のコイルはフォルステライト質絶縁被膜
を形成させないためにCaO とAl₂O₃ とMgO とからなる焼
鈍分離剤をコイル表面に塗布し最終仕上焼鈍を施した。
このときの焼鈍条件は、N₂中で35℃/hの昇温速度で850
℃まで昇温し、その後850 ℃で15時間保持し、その後、
1100℃までは30％N₂と70％H₂の混合雰囲気、以後H₂ 100
％雰囲気で1180℃まで昇温後5 時間保持するものとし
た。焼鈍後は未反応の焼鈍分離剤を除去した。すると、
前者のコイルはフォルステライト被膜が均一に被成して
いたのに対して、後者のコイルは被膜は形成されておら
ず、金属光沢面が表出していた。このフォルステライト
被膜が被成したコイルには、更に60％のコロイダルシリ
カを含有するりん酸マグネシウムを主成分とする絶縁コ
ーティングを塗布し800 ℃で焼き付け製品とした。被膜
が形成されなかったコイルは10％のNaCl水中で電解し結
晶方位強調処理を施し、更にゾルゲル法によりシリカと
アルミナを主成分とする張力被膜を被成し製品とした。Thereafter, a degreasing treatment was performed, and grooves having a depth of 20 μm and a width of 150 μm and extending in the direction of 75 ° from the rolling direction were repeatedly formed by electrolytic etching at a pitch of 5 mm in the rolling direction. Then decarburize at 850 ° C for 2 minutes, one of which is 6%
MgO containing TiO ₂ and 2% strontium hydroxide was applied to the coil surface as an annealing separating agent, and was subjected to final finish annealing. The other coil was subjected to a final finish annealing by applying an annealing separator composed of CaO, Al ₂ O ₃ and MgO to the coil surface in order to prevent the formation of a forsterite insulating coating.
Annealing conditions at this time, at a heating rate of 35 ° C. / h in N ₂ 850
Temperature, then hold at 850 ° C for 15 hours, then
Up to 1100 ° C, mixed atmosphere of 30% N ₂ and 70% H ₂ , then H ₂ 100
% Atmosphere, the temperature was raised to 1180 ° C, and the temperature was maintained for 5 hours. After annealing, the unreacted annealing separator was removed. Then
The former coil was uniformly coated with a forsterite film, whereas the latter coil was not formed with a film and had a metallic glossy surface. The coil coated with the forsterite film was further coated with an insulating coating mainly composed of magnesium phosphate containing 60% of colloidal silica, and baked at 800 ° C. to obtain a product. The coil on which the film was not formed was electrolyzed in 10% NaCl water to enhance the crystal orientation, and then a tension film mainly composed of silica and alumina was formed by a sol-gel method to obtain a product.

【００６８】各製品から圧延方向に沿って幅100 mm、長
さ400 mmのＳＳＴ試験片を採取し、1.7 T の磁束密度に
おける鉄損の値W_17/50及び磁束密度B₈を測定した。これ
らの測定結果を表８に示す。An SST specimen having a width of 100 mm and a length of 400 mm was taken from each product along the rolling direction, and the iron loss value W _17/50 and the magnetic flux density B ₈ at a magnetic flux density of 1.7 T were measured. Table 8 shows the measurement results.

【００６９】[0069]

【表８】 [Table 8]

【００７０】[0070]

【発明の効果】以上詳述したように、この発明の方法に
従えば、高磁束密度でかつ低鉄損の優れた方向性電磁鋼
板を製造することができる。As described above in detail, according to the method of the present invention, it is possible to produce an excellent grain-oriented electrical steel sheet having a high magnetic flux density and a low iron loss.

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

【図１】Ge含有量と磁気特性との関係を示した図であ
る。FIG. 1 is a diagram showing the relationship between Ge content and magnetic properties.

【図２】鋼中不純物としてのAl含有量が磁気特性に及ぼ
す影響を示した図である。FIG. 2 is a diagram showing the effect of Al content as an impurity in steel on magnetic properties.

【図３】鋼中不純物としてのＶ含有量が磁気特性に及ぼ
す影響を示した図である。FIG. 3 is a diagram showing the effect of the V content as an impurity in steel on magnetic properties.

Claims (5)

【特許請求の範囲】[Claims] 【請求項１】 Ｃ：0.030 〜0.095 wt％、Si：1.5 〜7.
0 wt％、Mn：0.03〜2.50wt％、Ｓ又はSeを単独又は合計
で0.003 〜0.040 wt％、Ｂ：0.0010〜0.0070wt％含有す
る鋼スラブを、1350℃以上の温度で加熱した後、熱間圧
延し、１回又は２回以上の冷間圧延を、最終冷間圧延の
圧下率が80〜95％の条件で施して最終板厚とし、一次再
結晶焼鈍を施し、次いで焼鈍分離剤を塗布したのち、最
終仕上げ焼鈍を施す一連の高磁束密度方向性電磁鋼板の
製造方法において、 該鋼スラブにGeを0.005 〜0.500 wt％及びＮを30〜120
wtppm 含有させ、かつ、不純物としてのAlを0.015 wt％
以下、Ｖを0.010 wt％以下にそれぞれ規制すること、 熱間圧延時間を50〜220 秒間とし、かつ、熱間圧延終了
温度を850 ℃以上とし、更に、熱間圧延終了後は30℃/s
以上の冷却速度で急冷し700 ℃以下の温度でコイル状に
巻き取ること、 冷間圧延工程の最初の焼鈍の昇温過程において、500 ℃
以上での昇温速度を5℃/s以上とし、この焼鈍の焼鈍温
度を1000〜1150℃とすること、 最終冷間圧延を、圧延パス間の最高温度が150 〜350 ℃
である温間圧延とすることを特徴とする極めて鉄損の低
い高磁束密度方向性電磁鋼板の製造方法。C: 0.030 to 0.095 wt%, Si: 1.5 to 7.
A steel slab containing 0 wt%, Mn: 0.03 to 2.50 wt%, S or Se alone or in a total of 0.003 to 0.040 wt%, and B: 0.0010 to 0.0070 wt% is heated at a temperature of 1350 ° C. or more, and then heated. Cold rolling at least once or twice, under the condition that the rolling reduction of the final cold rolling is 80 to 95% to a final thickness, subjected to primary recrystallization annealing, and then the annealing separator In a method for producing a series of high magnetic flux density grain-oriented electrical steel sheets, which are subjected to final finishing annealing after being applied, the steel slab may contain 0.005 to 0.500 wt% of Ge and 30 to 120% of N.
wtppm and 0.015 wt% Al as an impurity
Hereinafter, V is regulated to 0.010 wt% or less, the hot rolling time is 50 to 220 seconds, the hot rolling end temperature is 850 ° C or more, and after the hot rolling is completed, 30 ° C / s.
Rapid cooling at the above cooling rate and winding into a coil at a temperature of 700 ° C or less, 500 ° C during the first annealing temperature rise process of the cold rolling process
The rate of temperature increase is 5 ° C / s or more, and the annealing temperature of this annealing is 1000 to 1150 ° C. The final cold rolling is performed, and the maximum temperature between rolling passes is 150 to 350 ° C.
A method for producing a high magnetic flux density grain-oriented electrical steel sheet having extremely low iron loss, characterized by warm rolling. 【請求項２】 鋼スラブ中にSb、Sn、Cu、Cr及びNiから
選ばれる１種又は２種以上を、Sbは0.0010〜0.080 wt
％、Sn，Cu，Cr及びNiはそれぞれ0.0010〜1.30wt％の範
囲で含有させることを特徴とする請求項１記載の極めて
鉄損の低い高磁束密度方向性電磁鋼板の製造方法。2. The steel slab contains one or more kinds selected from Sb, Sn, Cu, Cr and Ni, and Sb is 0.0010 to 0.080 wt.
%, Sn, Cu, Cr and Ni are contained in the range of 0.0010 to 1.30 wt%, respectively. The method for producing a high magnetic flux density grain-oriented electrical steel sheet having extremely low iron loss according to claim 1. 【請求項３】 脱炭焼鈍後、二次再結晶開始までの間に
鋼中にＮを150 〜250 wtppm の範囲で含有させる窒化処
理を施すことを特徴とする請求項１又は２記載の極めて
鉄損の低い高磁束密度方向性電磁鋼板の製造方法。3. The method according to claim 1, wherein after the decarburizing annealing, the steel is subjected to a nitriding treatment for containing N in a range of 150 to 250 wt ppm in the steel before the start of the secondary recrystallization. Manufacturing method of high magnetic flux density grain-oriented electrical steel sheet with low iron loss. 【請求項４】 最終冷間圧延後から最終仕上焼鈍前の
間、又は最終仕上焼鈍後に、鋼板表面に複数の溝を形成
させることを特徴とする請求項１，２又は３記載の極め
て鉄損の低い高磁束密度方向性電磁鋼板の製造方法。4. The extremely iron loss according to claim 1, wherein a plurality of grooves are formed on the surface of the steel sheet between after final cold rolling and before final finish annealing or after final finish annealing. Method for producing high magnetic flux density grain-oriented electrical steel sheet with low density. 【請求項５】 焼鈍分離剤として被膜形成抑制型の焼鈍
分離剤を使用し、最終仕上焼鈍後に張力被膜の形成処理
を行うことを特徴とする請求項１，２，３又は４記載の
極めて鉄損の低い高磁束密度方向性電磁鋼板の製造方
法。5. An extremely ferrous iron according to claim 1, wherein an annealing separating agent of a film formation suppressing type is used as the annealing separating agent, and a tension coating is formed after the final finish annealing. Manufacturing method of high magnetic flux density grain-oriented electrical steel sheet with low loss.