铁损极低的高磁通密度取向电工钢板的制造方法 本发明是关于用于变压器和发电机的铁芯的取向电工钢板，特别是关于磁通密度高、铁损极低的取向电工钢板的制造方法。
含有Si、而且晶体位向沿(110)〔001〕位向取向的取向电工钢板具有优良的软磁特性，因此作为商用频率区的各种铁芯材料被广泛使用。此时，作为电工钢板所要求的特性，一般重要的是，表示以50Hz的频率、在1.7T磁化时的损失的W17/50的铁损要低。作为发电机和变压器的铁芯的铁损，使用W17/50值低的材料，能够大幅度地降低，因而作为铁损，正逐年迫切要求开发W17/50低的材料。
通常，为了降低材料的铁损，已知有增加对降低涡流损失有效地Si含量、提高电阻的方法，减薄钢板厚度的方法，减小晶粒粒径的方法，还有提高结晶位向的聚集度、提高磁通密度的方法等。其中，对增加Si含量的方法，减薄钢板厚度的方法和减小晶粒粒径的方法加以研讨，增加Si含量的方法，若过度含有Si，则使轧制性和加工性劣化，是不理想的，因此受到限制，减薄钢板厚度的方法，造成制造成本极大增加，本身受到限制。
关于上述中的提高磁通密度的方法，迄今进行了许多研究。例如，在特公昭46-23820(高磁通密度电工钢板的热处理方法)中，揭示了在钢中添加铝，在热轧后通过1000～1200℃的温度范围的高温下的热轧板退火及此后的急冷处理，析出细小的AlN，进行最终冷轧压下率达到80～95％的高压下冷轧的技术，由此得到B10为1.95T和极高的磁通密度。这是想要利用细小弥散析出的AlN具有作为抑制1次再结晶晶粒长大的抑制剂的强烈作用，仅使结晶位向优良的核进行2次再结晶，得到具有位向优良的结晶组织的制品。
但是，该技术通常使晶粒粗大化，因此难以得到低的铁损，另外，在热轧板退火中，难以完全使AlN固溶，因此得到稳定的高磁通密度的制品是困难的。
其理由是，该技术必须进行最终轧制压下率达到80～95％的高压下轧制，由此仅使少数结晶位向优良的核生长，想要得到良好的高磁通密度，虽然得到高磁通密度，但是2次再结晶的产生密度变低，制品的晶粒粗大化，因此不能使磁性能稳定。
在此之后，关于以AlN作为抑制剂的材料的制造技术，如在特公昭54-23647(高级单取向电工钢板的制造方法)和特公昭54-13846(得到特性优良的高磁通密度单取向硅钢板的冷轧方法)中揭示的那样，已尝试在冷轧道次间进行时效的技术，以及利用特开平7-32006(单取向硅钢板的冷轧方法和冷轧机轧辊的冷却装置)中揭示的温轧技术，使材料的磁性能稳定化，但是，为了得到稳定的高磁通密度的制品都还是不充分的，依然未能解决由上述的本质原因而产生的制造上的不稳定性。
与此不同，在特公昭58-43445(立体取向硅钢的制造方法)中，揭示了使用含有B0.0006～0.0080％和N0.0100％以下的钢，通过在脱碳退火上想办法，得到B8是1.89T的磁通密度的技术。该方法磁通密度低，但不能说铁损也那样良好，因此还未达到工业化，但按照该方法得到的制品显示比较稳定的磁性能，因而在工业上是较好的技术。
本发明的目的在于，提供以上述的Al或/和B及N作为抑制剂成分，提高晶体位向的聚集度，能得到高磁通密度，并能消除晶粒粗大化和铁损特性劣化的取向电工钢板的制造方法。
即，在提高晶体位向的聚集度的场合，必然地使晶粒粗大化，导致铁损劣化和不稳定化，相反，如果谋求晶粒的细化，就能降低晶体位向的聚集度，导致磁通密度降低。由于这样的两种规律的相违背状态，所以过去不能稳定地制造磁通密度极高、低铁损的材料。因此本发明，在以上述的Al或/和B及N作为抑制剂的取向电工钢板的制造方法中，想要磁通密度B8极高、而且消除叫做本质上内在的制品的晶粒粗大化的不稳定性。
本发明完全解决这样的两种规律的相违背状态，着眼于是抑制剂的AlN或者BN的析出弥散状态，通过采用和以往完全不同的析出方法，使AlN或者BN极细地析出，能够得到强烈地抑制1次再结晶晶粒长大的效果，通过有效地利用这种效果完成了本发明。
即，作为本发明的要点如下。
(1)铁损极低、高磁通密度的电工钢板的制造方法(第1发明)，该方法以含有C0.025～0.095重量％、Si1.5～7.0重量％、Mn0.03～2.5重量％、S和Se中的单独或者两种合计0.003～0.0400重量％、作为氮化物系抑制剂成分的Al0.010～0.030重量％、或/和B0.0008-0.0085重量，而且含有N0.0030-0.0100重量％的硅钢扁坯作为原材料，
依次组合下述工序进行制造，即，将该扁坯加热到1300℃以上的温度，
a)热轧后，进行热轧板退火，然后采用1次冷轧法或者插入中间退火的2次冷轧法，轧成最终冷轧板厚，或者
b)热轧后，采用插入中间退火的2次冷轧法进行冷轧法，轧成最终冷轧板厚，
然后进行1次再结晶退火，此后，涂布退火分离剂后，进行最终成品退火的一系列工序，制造取向电工钢板时，
使热轧精轧的累积压下率达到85～99％的范围，
使热轧精轧终了温度(T)在950～1150℃的范围，而且从原材料的Si含量(X，重量％)、Al含量(Y，重量ppm)和B含量(Z，重量ppm)的关系满足下述式(1)的温度范围进行热轧，
热轧终了后，即热精轧终了后，以20℃/s以上的冷却速度进行急冷，然后在670℃的温度卷取成板卷，
共同以5～25℃/s范围的平均升温速度升温至800℃、在800～1125℃的温度区保持时间为150秒以下的条件，进行热轧板退火和(以冷轧板作为对象)的中间退火，
c)利用1次冷轧法，以压下率为80～95％的范围进行冷轧，轧成最终冷轧板厚，或者
d)利用2次冷轧法，以压下率为15～60％的范围进行第1次轧制后，以压下率为80～95％的范围进行中间退火后的第2次轧制，轧成最终冷轧板厚，
进而，从最终成品退火的升温途中的至少900℃以上温度在含有H2的气氛中升温，
610+35X+最大(Y，3Z)≤T≤900+40X+最大(Y，3Z)------(1)
但，T：精轧终了温度(℃)
X：Si的含量(重量％)
Y：Al的含量(重量ppm)
Z：B的含量(重量ppm)
(2)在第1发明中记载的铁损极低、高磁通密度的电工钢板的制造方法，该方法以含有作为氮化物系抑制剂成分的Al：0.010～0.030重量和N：0.003～0.010％重量％的硅钢扁坯作为原材料，
将该扁坯加热到1350℃以上，
使热精轧温度达到满足下述式(2)的温度范围，
共同在900～1125℃的温度范围进行热轧板退火和中间退火，
使用含有Ti化合物：1～20重量％和Ca：0.01～3.0重量％的退火分离剂，
610+40X+Y≤T≤750+40X+Y---------(2)
在此，所谓Ti化合物是含有TiO2、TiN、MgTiO3、FeTiO2、SrTiO3、TiS等Ti的氧化物和氮化物及硫化物等的物质。
(3)在第1发明中记载的铁损极低、高磁通密度的电工钢板的制造方法，该方法以含有作为氮化物系抑制剂成分的B：0.0008～0.085重量％和N：0.003～0.010％重量的硅钢扁坯作为原材料，
将该扁坯加热到1350℃以上，
使热精轧温度达到满足下述式(3)的温度范围，
共同在900～1125℃的温度范围进行热轧板退火和中间退火，
745+35X+3Z≤T≤900+35X+3Z---------(3)
(4)在上述(1)、(2)或(3)的发明中记载的铁损极低、高磁通密度的电工钢板的制造方法，其特征在于，在即将进行最终冷轧之前的退火的冷却中，进行为了提高钢板内固溶C量的急冷处理，
在此，所谓急冷处理，是在为了使高温退火时固溶的C量的状态达到过饱和状态的冷却过程中进行的处理，形成比自然放冷更快的冷却速度，以气体和/或液体作为冷却质介喷吹到该钢板上的处理。通过这样的处理，除了增加固溶C量的效果之外，也得到由和冷却时的低温保持处理组合而生产的细小碳化物析出的效果，达到磁性能更加提高。
(5)在上述(4)的发明中记载的铁损极低、高磁通密度的电工钢板的制造方法，其特征在于，以90～350℃的温轧或者在100～300℃进行10～60分钟的道次间时效处理进行最终冷轧。
在上述(1)、(2)、(3)、(4)和(5)的发明中记载的铁损极低、高磁通密度的电工钢板的制造方法，其特征在于，在即将进行最终冷轧之前的退火中施行0.005～0.025重量％的脱碳。
由以下的说明、实施例和附图能更加清楚本发明的详细内容。
首先，下面根据实验例叙述完成本发明的经过。
实验1
将2个含有C：0.08重量％(以下简单地以％表示)、Si：3.32％、Mn：0.07％、Al：0.024％、Se：0.020％、Sb：0.040％、N：0.008％、余量为Fe和不可避免的杂质组成的厚250mm的硅钢扁坯分别加热到1380℃。
其中一个扁坯在1220℃的温度进行形成板厚45mm的粗轧后，在1050℃温度完成板厚为2.2mm的精轧后，喷射大量的冷却水，以50℃/s的冷却速度冷却，在550℃卷取成板卷(作为板卷PA)。
另一个扁坯在1220℃的温度进行形成板厚45mm的粗轧后，在950℃温度完成板厚为2.2mm的精轧后，喷射大量的冷却水，以25℃/s的冷却速度冷却，在550℃卷取成板卷(作为板卷PB)。
将这些PA、PB板卷分别一分为二(作为PA-1、PA-2和PB-1、PB-2)，PA-1和PB-1热轧板卷以升温速度12℃/s升温至1110℃的温度以后，分别进行保持30秒的热轧板退火，A-2和B-2热轧板卷以升温速度12℃/s升温至1170℃的温度以后，分别进行保持30秒的热轧板退火。
这些热轧板卷在酸洗后，进行120℃温度的冷轧，轧成最终冷轧板厚为0.27mm后，进行脱脂处理，然后钢板表面涂布在含有0.15％Ca和0.08％B的MgO中添加4.5％TiO2的退火分离剂，分别卷取成板卷。
此后，作为最终成品退火条件，在N2气氛中以30℃/s的升温速度进行至800℃温度的升温，在N2：25％、H2：75％的混合气氛中以15℃/s的升温速度进行800～1050℃的温度区的升温，并在H2气氛中以20℃/s的升温速度进行1050～1200℃温度区升温并进行1200℃·5小时的均热，在降温时，采用至800℃的温度在H2气氛中进行强制冷却，在800℃以下的温度在N2气氛中进行冷却的热循环和气氛。
最终成品退火后，除去未反应的退火分离剂后，涂布由50％的胶态二氧化硅和磷酸镁组成的张力涂层，然后烘烤，分别形成制品。
从如此得到的各制品，沿垂直轧制方向，切取以轧制方向作为长边的爱泼斯坦尺寸的试验片，在800℃进行3小时的消除应力退火后，分别测定1.7T磁通密度时的铁损W17/50和磁通密度B8，进而将这些钢板进行宏观腐蚀，调查各自平均晶粒粒径。
将这些调查结果汇集于表1中。
如表1所表明的那样，热轧(精轧)终了温度高、热轧板退火温度低的记号PA-1的板卷与是以往条件的记号PB-2相比，得到极高磁通密度(B8)和极低的铁损(W17/50)。
关于得到这样好的结果的原因进行了调查。其结果在后面叙述。
实验2
将2个含有C：0.08重量％(以下简单地以％表示)、Si：3.36％、Mn：0.07％、Al：0.009％、Se：0.018％、Sb：0.025％、B：0.0020％、N：0.008％、余量为Fe和不可避免的杂质组成的厚250mm的取向电工钢板用扁坯分别加热到1390℃，其中一个扁坯在1200℃的温度进行形成板厚45mm的粗轧后，在1020℃温度完成板厚为2.2mm的精轧后，喷射大量的冷却水，以50℃/s的冷却速度冷却，在550℃卷取成板卷(作为板卷RA)。另一个扁坯在1200℃的温度进行形成板厚45mm的粗轧后，在935℃温度完成板厚为22mm的精轧后，喷射通常量的冷却水，以25℃/s的冷却速度冷却，在550℃卷取成板卷(作为板RB)。
将RA、RB这2种板卷分别一分为二(RA-1、RA-2和RB-1、RB-2)，RA-1和RB-1的热轧板卷以升温速度12℃/s升温至1100℃温度后，进行保持30秒的热轧板退火，RA-2和RB-2的热轧板卷以12℃/s的升温速度升温至1170℃温度后，进行保持30秒的热轧板退火。
这些退火板在酸洗后，在120℃的温度冷轧成最终冷轧板厚为0.27mm后，进行脱脂，然后进行850℃·2分钟的脱碳·1次再结晶退火，在钢板表面涂布以MgO作为主成分的退火分离剂，分别卷取成板卷状。
作为最终成品退火条件，在N2气氛中以30℃/h的升温速度进行至800℃温度的升温，在N2：25％、H2：75％的混合气氛中以15℃/s的升温速度进行800～1050℃的温度区的升温，并在H2气氛中而且以20℃/s的升温速度进行1050～1200℃温度区升温并进行1200℃·5小时的均热，在降温时，采用至800℃的温度在H2气氛中进行强制冷却，在800℃以下的温度在N2气氛中进行冷却的热循环和气氛。
最终成品退火后，除去未反应的退火分离剂后，涂布由50％的胶二态氧化硅和磷酸镁组成的张力涂层，然后烘烤，分别形成制品。
从如此得到的各制品，沿垂直轧制方向，切取以轧制方向作为长边的爱泼斯坦尺寸的试验片，在800℃进行3小时的消除应力退火后，分别测定1.7T磁通密度时的铁损W17/50和磁通密度B8，进而将这些钢板进行宏观腐蚀，调查各自平均晶粒粒径。
将这些调查结果汇集于表2中。
如表2所表明的那样，热轧精轧终了温度高、热轧板退火温度低的记号PA-1的制品与是以往条件的记号PB-2的制品相比，得到极高磁通密度(B8)和极低的铁损(W17/50)。
关于得到这样好的结果的原因进行了调查的结果与实验1一并在下面叙述。
关于在实验1和实验2中得到良好的结果的原因进行了调查的结果，已清楚以往不知道的在下面叙述的情况。
对抑制剂是AlN的实验1的结果进行调查的结果如下。
即，在以往的方法中，在热轧板退火时的高温均热时引起γ相变，在AlN的再固溶后，以在其冷却过程中的再析出为目的，但在以上述实验得到良好结果的记号PA-1的板卷中，在热轧板退火的升温过程中析出极细小的AlN，这带来抑制剂的强的抑制作用。
对抑制剂是BN的实验2的结果进行调查的结果如下。
即，在以往的热轧中，使作为抑制剂的BN均匀、细小地析出是极困难的，不能充分发挥作为BN抑制剂的抑制力。在以上述实验得到良好结果的板卷记号PA-1中，极力抑制热轧中的BN析出，在此后的冷轧工序中的热轧板退火的升温过程中析出极细小的BN，这带来抑制剂的强的抑制作用。
详细地调查了在这些热轧板退火的升温过程中析出细小的AlN或BN的过程，已知在热轧板中已经存在许多超细析出物，它们成为AlN或BN析出的核。而且已清楚，该超细析出物由MnS、CuS等硫化物和MnSe、CuSe等硒化物及它们的复合析出物组成，在热精轧温度合适的范围极细小地析出。即，已清楚在钢中由位错等的加工引起的缺陷高密度存在的热轧途中的状态，能够很好地抑制AlN或BN的析出。
关于热精轧的温度条件的高温侧的限制，与抑制剂的种类无关。
在此，在热精轧比合适温度更高时，钢中存在的缺陷密度降低，得不到超细析出物的十分高的析出密度，相反，在比合适温度低时，析出不充分，同时超细析出物的析出密度降低。另外，因为这些析出物是超细小的，所以0.003重量％以上的微量就足够了，但为了析出，在钢中必须含有是其成分的S和/或Se。
在这样的技术中必须注意之点是，第1，热轧板退火温度要处于不引起已析出的AlN或BN氮化物的再固溶和奥氏特瓦德长大的低温。关于在本发明中的合适退火温度，从其下限值是以该退火使退火后的结晶组织的大小处于合适为目的出发，在退火温度过低时，在轧制后的再结晶组织中成为2次再结晶的核的(110)粒的强度不足，得不到良好位向的2次再结晶组织。因此，为了得到(110)粒的足够强度，必须使退火后的结晶组织粗大化到一定大小以上，为此，升温到900℃以上的温度是必不可少的。
另一方面，热轧板退火温度的上限值，最重要的是，如上所述，在升温过程中不使已细小析出的氮化物再固溶和奥氏特瓦酶长大。为此，必须进行在1150℃以下的温度而且150秒以内的均热时间的退火。
热轧板退火升温时的氮化物的析出减少，大致至800℃的温度终了，由于升温速度的不同，析出物的大小和分布发生变化，因此控制升温速度也是重要的。即，若升温速度比5℃/s慢，则容易粗大析出，相反，若比25℃/s快，则氮化物的析出量不充分。
关于退火后的冷却条件，没有特别必要的条件，但是进行急冷处理，增加钢中的固溶C，使1次再结晶织构良好，进而组合急冷处理并保持低温使细小碳化物析出的处理，使1次再结晶织构更良好，因此这些处理适用于本发明而且是有效的。另外，在退火时进行钢板表层部的脱碳，能够得到更好的效果。
第2，作为有效地用于在热轧板退火的升温过程中使析出细小氮化物的手段的必须条件，是在热轧工序中极力不使氮化物析出。假若在热轧工序中析出氮化物，则在热轧板退火的升温过程中使已经析出的氮化物作为析出核大量析出，因而等于形成少数的粗大析出氮化物，抑制力恶化。
在热轧工序中，防止氮化物的析出要点有3点，其中1点，使热轧终了温度达到高温，使氮化物以过饱和的固溶状态存在于钢中。已知氮化物的析出温随Si含量、Al含量和B含量而变化，因此通过组合它们含量而变化热轧终了温度是重要的。在热轧终了温度低时，在热轧工序中氮化物析出完了。在上述实验1、实验2中，使热轧板退火达到高温，姑且不论再固溶、再析出的板卷记号PB-2、RB-2的制品，热轧板退火是低温的板卷记号PB-1、RB-1的制品中，成为少数的粗大氮化物析出的状态，抑制力降低，2次再结晶不良，因此磁性能低劣。
另一点，是热轧终了后的钢板的冷却进行急冷。即，通过该急冷将原样过饱和状态的Al和B动结在钢中成为可能，相反，在冷却速度慢时，在冷却过程中氮化物AlN和BN容易析出。为了防止氮化物的析出所需要的冷却速度是20℃/s以上。
剩下一点，是使热轧终了后的板卷卷取温度达到低温，因为板卷长时间保持在卷取温度附近，所以若该温度高，则导致相当的氮化物析出的结果。为了防止氮化物析出，板卷的卷取温度达到670℃是必要的条件。
接着，进行调查热轧终了温度的合适范围的实验。
实验3
除了有意地变化Si含量、Al含量和B含量之外，使用与上述实验1、实验2基本同一成分的取向电工钢板用的250mm的各种扁坯，除了变化热轧终了温度以外，与上述实验的各个板卷记号PA-1、RA-1相同的条件分别制成制品，调查所得到的各制品的磁通密度B8/Bs(Bs饱和磁通密度)的值。
图1是表示原材料的Si和Al含量以及热轧终了温度对磁通密度B8/Bs的影响的曲线图。
从图1可知，为了得到B8/Bs是0.97以上的极高值，热轧终了温度必须是以Si(％)作为X、以Al(ppm)作为Y表示的610+40X+Y以上、而且是950℃以上的温度，并且，必须是750+40X+Y以下、而且是1150℃以下的温度。在热轧终了温度比上述范围低时，AlN在热轧工序中析出，在比上述范围高的高温区热轧，热轧板的条带组织的宽度增大，防碍良好的2次再结晶的长大。
图2是表示原材料的Si和B含量以及热轧终了温度对磁通密度B8/Bs的影响的曲线图。
从图2可知，为了得到B8/Bs是0.97以上的极高值的热轧终了温度必须是以Si(％)作为X、以B(ppm)作为Z表示的式745+35X+3Z以上的值、而且是950℃以上的温度，并且，必须是900+35X+3Z以下的值、而且是1150℃以下的温度。在热轧终了温度比上述范围低时，BN在热轧过程中大部分析出，在比上述范围高的高温区热轧时，热轧板的条带组织的宽度增大，防碍2次再结晶的长大。
图3a、b是表示原材料的Si、Al和B含量以及热轧终了温度对磁通密度B8/Bs的影响的曲线图。在表3中示出供试验材料的组成和热轧终了温度以及所得制品的磁通密度B8/Bs的值。在表3中，X是Si(％)、Y是Al(ppm)、Z是B(ppm)。
从图3a可知，为了得到B8/Bs超过0.97的高值，热轧终了温度必须是以Si(％)作为X、以Al(ppm)作为Y和以B(ppm)作为Z表示的610+35X+最大(Y，3Z)以上、而且是950℃以上的温度。
并且，从图3b可知，为了得到B8/Bs超过0.95的高值，热轧终了温度必须是以Si(％)作为X、以Al(ppm)作为Y和以B(ppm)作为Z表示的900+40X+最大(Y，3Z)以下、而且是1150℃以下的温度。
第3，是通过使热轧板退火温度低温化，使2次再结晶的晶粒细粒化。虽然其原因还不清楚，但也许是因为通过使退火温度低温化，减少γ相变量，轧制前的晶粒粒径实质上增加，在轧制的1次再结晶组织中，(110)粒的核生成频率不增加。
在1次再结晶组织中，(110)粒增加的场合，是清楚地知道的2次再结晶晶粒达到细粒化的现象，但是在此场合，在以往的方法中，是经常导致磁通密度降低。但是在本发中明推断，因为抑制剂的强抑制作用，在2次再结晶晶粒的细粒化的同时，也达到磁通密度提高的效果。
关于冷轧工序，在热轧板退火后的进行1次冷轧的1次冷轧法，在热轧板退火后进行第1次冷轧后进行中间退火之后、进行第2次冷轧的2次冷轧法，或者省略热轧板退火、进行第1次冷轧后的中间退火之后、进行第2次冷轧的2次冷轧法都可以采用。在该冷轧工序中进行的最初退火(热轧板退火或中间退火)，在其升温过程中析出氮化物的同时，要注意防止已析出的氮化物的奥氏特瓦德长大、再固溶·再析出，在进行热轧板退火和中间退火时的第2次退火(中间退火)中，重要的是也要注意防止已析出的氮化物的奥氏特瓦德长大、再固溶·再析出。
并且冷轧压下率，如迄今公知的那样，使最终轧制的压下率达到80～95％是必要的。在最终轧制的压下率不到80％时，在位向优良的2次再结晶晶粒中用于核成长的结晶组织不充分，导致磁通密度降低，相反，超过95％时，2次再结晶核的密度降低，2次再结晶也容易不良。
作为接着的实验，进行最终成品退火条件的调查。
实验4
将10个含有C：0.08重量％、Si：3.38％、Mn：0.07％、Al：0.022％、Se：0.020％、Sb：0.035％、N：0.008％、余量为Fe和不可避免的杂质组成的厚250mm的硅钢扁坯分别加热到1410℃的温度，在1250℃的温度进行形成板厚45mm的粗轧后，在1020℃温度完成板厚为2.2mm的精轧后，喷射大量的冷却水，以55℃/s的冷却速度急冷，在550℃卷取成板卷状。
将这些热轧板以6.5℃/s的升温速度升温，进行1050℃·30秒的热轧板退火，酸洗后，利用ゼンジマ-轧机进行120～160℃的温度范围的温轧，轧成最终冷轧板厚为0.30mm后，进行脱脂处理，再分别进行850℃·2分钟的脱碳·1次再结晶退火。
接着，在这些脱碳退火板上涂布表4所示的退火分离剂，然后以30℃/s的升温速度升温至1180℃、保持7小时后降温的加热曲线，分别至400℃的温度在N2气氛中，此后在表3所示的气氛中进行最终成品退火
此后，对各个钢板除去未反应的退火分离剂，然后涂布以含有60％胶态二氧化硅的磷酸镁作为主成分的绝缘涂层，在800℃烘烤，形成制品。
从如此得到的各制品，沿垂直轧制方向，切取爱泼斯坦尺寸的试验片，在800℃进行3小时的消除应力退火后，分别测定1.7T磁通密度时的铁损(W17/50)和磁通密度(B8)，同时测定各制品板的平均晶粒粒径。
将这些调查结果汇集于表5中。
从表5可知，在最终成品退火中，至高温在单独N2的气氛中进行处理的条件记号PA和PB的制品的磁性能低劣。这从钢板进行氮化，虽然位向低劣的晶粒进行2次再结晶，但磁通密度低下和平均粒径值可以知道。
另外，作为在退火分离剂中应含有的成分，也认为Ca和Ti是必须的成分。在脱碳退火时在钢板表层生成的SiO2和是退火分离剂的主成分的MgO，在最终成品退火时在钢板表面形成以镁橄榄石(Mg2SiO4)作为主成分的被膜，但是由于在退火分离剂中添加这些成分，在被膜中形成Ca和Ti的氮化物或氧化物，从而提高被膜的强化作用，增加被膜的张力的结果，使磁性能提高。
最终成品退火的气氛起到在这样的被膜中形成氧化物和氮化物的重要作用，因此认为从退火的中期直至后期，加强还原性是特别重要的。即认为，通过在气氛中含有还原性强的H2，能够促进钢中的氮化物分解，增加被膜中的Al含量，同时利用还原性气氛能够促进被膜形成，增加在被膜中含有的Ti和Ca的量
再者，对用于达到本发明效果的成分组成进行了种种探索，结果知道，尤其关于Al，为了在热轧板退火的升温过程中充分析出AlN，以Al含量为0.010～0.030％的范围，能够得到良好的结果。
实验5
将10个含有C：0.08重量％、Si：3.38％、Mn：0.07％、Al：0.008％、Se：0.020％、Sb：0.035％、B：0.0025％和N：0.008％、余量为Fe和不可避免的杂质组成的厚250mm的取向电工钢板用扁坯分别加热到1420℃的温在1270℃的温度进行形成板厚45mm的粗轧后，在1020℃温度完成板厚为2.2mm的精轧后，喷射大量的冷却水，以65℃/s的冷却速度急冷，在550℃卷取成板卷。
将这些热轧板以9.5℃/s的升温速度升温，进行1080℃·30秒的热轧板退火，酸洗后，利用ゼンジマ-轧机进行120～190℃的温度范围的温轧，轧成最终冷轧板厚为0.30mm后，进行脱脂处理，再分别进行850℃·2分钟的脱碳·1次再结晶退火。
接着，在这些脱碳退火板上涂布表5所示的退火分离剂，然后以30℃/s的升温速度升温至1180℃、保持7小时后降温的加热曲线，分别至400℃的温度在N2气氛中，此后在表6所示的气氛中进行最终成品退火。
此后，对各钢板分别除去未反应的退火分离剂后，然后涂布以含有50％胶态二氧化硅的磷酸镁作为主成分的绝缘涂层，在800℃烘烤，形成制品。
从如此得到的各制品，沿垂直轧制方向，切取以热轧方向作为长边的爱泼斯坦尺寸的试验片，在800℃进行3小时的消除应力退火后，分别测定1.7T磁通密度时的铁损(W17/50)和磁通密度(B8)，同时也测定各制品板的平均晶粒粒径。
将这些调查结果汇集于表7中。
如表7所表面的那样，在最终成品退火中，至高温以单独N2气氛处理的条件记号RA和RB的制品的磁性能劣化。另外，也能理解，作为在退火分离剂中应含有的成分，Ca、B和Ti对进一步提高磁性能是有利的成分。这被认为，在脱碳退火时在钢板表层生成的SiO2和是退火分离剂的主成分的MgO在最终成品退火时进行反应，在钢板表面形成以镁橄榄石(Mg2SiO4)作为主成分的被膜，由于在于退火分离剂中添加Ca、B和Ti等成分，在被膜中形成它们的氮化物或氧化物，而提高被膜的强化作用，被膜的张力效果增大的结果，提高了磁性能。
最终成品退火的气氛起到在这样的被膜中形成氧化物和氮化物的重要作用，因此认为从退火的中期直至后期，加强还原性是特别重要的，能够得到更良好的效果。
作为抑制剂，在含有AlN和BN两者时，关于最终成品退火的气氛，在技术上已清楚，与上述相同的条件是必要的。
对以上这些实验和调查共同进行研究的结果，完成了本发明。
接着，详细叙述本发明的取向电工钢板的成分组成和制造方法，为了得到本发明的效果的必要条件及其范围和作用。
首先，叙述成分组成。
C：0.025～0.095％
C含量若超过0.095％，γ转变量就过剩，热轧中的Al的分布不均匀，在热轧板退火和中间退火的升温过程中析出氮化物，即阻碍AlN和BN的分布均匀性，并且也增大脱碳退火的负荷，容易发生脱碳不良。另一方面，在不到0.025％时，达不到组织改善的效果，2次再结晶不完全，磁性能劣化。因此，其含量规定在0.025～0.095％的范围。
Si：1.5～7.0％
Si是用于增加电阻、降低铁损的必须成分，因此，含有1.5％以上是必要的，但是若超过7％的含量，加工性就劣化，制品的制造和制品的加工极困难。因此，其含量规定在1.5～7.0％的范围。
Mn：0.03～2.5％
Mn和Si同样提高电阻，并且提高制造时的热加工性，因此是重要的成分。为此目的，含有0.03％以上是必要的，但是，若超过2.5％的含量，则引起γ相变，使磁性能劣化。因此，其含量规定在0.03～2.5％的范围。
在钢中除了这些成分之外，用于诱发2次再结晶的抑制剂是必要的，作为抑制剂成分，含有Al和B中的至少一种和N是必要的。
Al：0.010～0.030％
在Al含量不到0.010％时，在热轧板退火和中间退火的升温过程中析出的ALN的量不足，不能得到良好的2次再结晶，相反，在超过0.030％时，AlN的析出温度上升，在通常的热轧中不能抑制AlN的析出。因此，Al应以0.010～0.030％的范围含有。
B：0.0008～0.0085％
在B含量不到0.0008％时，在热轧板退火和中间退火的升温过程中析出的BN的量不足，不能得到良好的2次再结晶。相反，在超过0.0085％时，BN的析出温度变高，在通常的热轧中不能抑制BN的析出。因此，其含量规定在0.0008～0.0085％的范围。
N：0.0030～0.0100％
在N含量不到0.0030％时，在热轧板退火和中间退火的升温过程中析出的氮化物的量不足，不能得到良好的2次再结晶，相反，在超过0.0100％时，在钢中造成气孔等缺陷。因此，其含量规定在0.0030～0.010％的范围。
进而，除了这些成分之外，有必要含有若干量的S和/或Se。
S或者Se中的一种或两种的合计：0.003～0.040％
S和/或Se在钢中作为Mn化合物或Cu化合物析出，但它们几乎没有作为抑制剂的作用，在热轧板退火的升温过程中，起到作为使氮化物析出的核的机能。作为用于使微细高密度弥散的核生成的析出物量，以少量就足够，为了表现该机能，各自单独或者两者复合，含有0.003％以上是足够的。另一方面，在过剩地含有时，仅过剩部分粗大析出，因而也不那么有害，但是，在超过0.040％的含量时，在晶界析出，损害热轧时的加工性。因此，各自单独或者两者复合时的合计含量规定在0.003～0.040％的范围。
另外，Sb、Sn、Bi、Te、Ge、P、Pb、Zn、In和Cr等作为抑制剂，具有强化抑制力的辅助增强作用，可以在钢中随时添加。它们的合适量分别是0.0010～0.30％的范围。
关于其他的添加成分，例如，Ni、Co和Mo等具有改善钢板的表面性状的效果，因此可以适当含有。
继续说明本发明的制造方法。无论采用迄今已公知的任何方法都可以制造调整成上述成分的取向电工钢板用扁坯。
在该扁坯供给通常的扁坯加热后，利用热轧轧成热轧板卷，但是，此时的扁坯加热温度达到1300℃，最好达到1350℃以上，这是本发明的重要构成条件之一。在该扁坯加热温度不到1300℃时，抑制剂的固溶不充分，得不到在以后的退火过程中的氮化物的细小且均匀的弥散析出状。另外，在热轧时，在扁坯加热后，也可以随时增加为了组织的均匀而进行的减小厚度处理和展宽压下处理等公知技术。
在这种热轧中，以下所述的4个重要条件是必须的。
第1，精轧的累积压下率达到85～99％的范围。在累积压下率不到85％时，热轧板的条带组织的间隔变大，有害于2次再结晶，相反，在超过99％时，在热轧板上存在再结晶晶粒，使冷轧过程中的AlN和BN的弥散析出状态粗化。
第2，使精轧温度T(℃)达到从950℃至1150℃的温度范围，而且按照Si(％)：X、Al(％)：Y和B(ppm)：Z，满足下述式(1)的范围是必要的。
610+35X+最大(Y，3Z)≤T≤900+40X+最大(Y，3Z)------------(1)
在精轧温度低于上述的下限值时，在轧制中析出氮化物AlN和BN，得不到在热轧板退火和中间退火中的氮化物的细小且均匀的析出物，降低所希望的钢中的缺陷密度，抑制成为氮化物析出的核的超细硫化物和硒化物的高密度析出，阻碍氮化物的细小且均匀地弥散，使磁性能劣化。
特别，作为氮化物抑制剂，在是单独的Al时，使精轧温度T(℃)达到从950℃至1150℃的温度范围，而且最好达到满足下述式(2)的范围。
610+40X+Y≤T≤750+40X+Y---------------(2)
特别，作为氮化物抑制剂，在是单独的BN时，使精轧温度T(℃)达到从950℃至1150℃的温度范围，而且最好达到满足下述式(3)的范围。
745+35X+3Z≤T≤900+35X+3Z------------(3)
第3，在热轧终了后，以20℃/s以上的冷却速度急冷是必要的。即，通过急冷，抑制从过饱和状态析出氮化物，这就提高用于热轧板退火和中间退火的升温过程中的氮化物析出的驱动力。
第4，板卷卷取温度达到670℃以下。在卷取温度超过670℃时，从过饱和状态析出粗大的氮化物，抑制剂的抑制力劣化，得不到所希望的磁性能。
在冷轧工序中，热轧板退火后的1次冷轧法、在热轧板退火后插入中间退火的2次冷轧法或者插入省略热轧板退火的中间退火的2次冷轧法都可以采用。在冷轧工序中的最初退火(热轧板退火或中间退火)，在其升温过程中，进行作为本发明要点的氮化物的细小析出处理，在此后的退火过程和第2次退火(中间退火)中要注意防止已析出的氮化物的奥斯特瓦德长大和再固溶·再析出，这些是极重要的。
在冷轧工序中，最初进行的退火，即，对进行热轧板退火的1次冷轧法和2次冷轧法中，省略热轧板退火的2次冷轧法中，为了在中间退火的升温过程中使氮化物细小地析出，在其升温过程中，使至800℃温度的升温速度达到5～25C/s的范围是必要的。这是因为，在升温速度不到5℃/s时，析出物粗大地析出，得不到作为抑制剂的强抑制力，相反，在超过25℃/s上时，析出物的析出量不充分，同样也得不到作为抑制剂的强抑制力。
进而，该退火在800～1125℃、最好在900～1125℃的温度范围，保持时间达到150秒以下是必要的。即，在退火温度过低时，在轧制后的再结晶组织中成为2次再结晶核的(110)粒的强度不足，得不到良好位向的2次再结晶组织，因此为了得到(110)粒的足够强度，使该退火后的结晶组织粗大化到一定尺寸以上是必要的。为此，在800℃以上的温度进行退火是必部可少的。最好在900℃以上的温度进行退火。另外，关于退火温度的上限，最重要的是，在升温过程中不使细小析出的氮化物发生奥氏特面德长大或再固溶。为此，达到1125℃以下的退火温度而且保持时间达到150秒以下是必要的。
像这样，使退火温度低温化，尤其是本发明的特征，这样，在1次再结晶组织中，能够增加(110)粒的强度，其结果，能够得到高磁通密度而且细晶组织的2次再结晶。
另外，关于这样的退火冷却过程，没有需要特别规定的，但是进行增加退火后的钢上的固溶C的急冷处理，或者为了在钢中析出细小的碳化物的急冷处理，或者在此之后接着进行低温保持处理，对于提高制品的磁性能是有效的。
这里，所谓急冷处理是指以比自然放冷更快的冷却速度，以气体和/或液体作为冷却介质，向钢板进行喷吹处理，例如，喷吹气体，或者喷吹喷雾水和喷射水，使钢板冷却的处理。
进而，为了提高退火气氛的氧化性，使钢板表层部脱碳的公知手段也有效地起作用。最终冷轧前的热轧板退火和中间退火的脱碳量以达到0.005～0.025％的范围为佳。
通过这样的脱碳处理，钢板表层部的C含量降低，退火时的γ转变量减低，因此生成2次再结晶核的板厚表层部的抑制剂的抑制力被强化，能够得到更好的2次再结晶。为了得到此效果，钢板的C含量降低到0.005％以上。但是，降低到超过0.025％时，1次再结晶组织劣化，这是不希望的。
再者，关于热轧板退火后的2次冷轧法的第2次退火(中间退火)也和为了保持细小析出的氮化物的状态及为了调整结晶组织的最初退火一样，进行在900～1150℃的温度范围、保持150秒的退火。
关于冷轧压下率，像迄今公知的那样，最终冷轧压下率达到80～95％的范围是必要的。在压下率超过95％时，2次再结晶变得困难，在不到80％时，得不到2次再结晶晶粒的良好位向，同时制品的磁通密度低劣。
另外，2次冷轧法的第1次冷轧的压下率规定为15～60％的范围。这是因为，在压下率不到15％时，轧制再结晶的机构不起作用，得不到结晶组织的均匀化，相反，在超过60％时，引起结晶组织的聚集化，达不到第2次轧制的效果。
进而，在最终冷轧中，如所公知的那样，进行在90～350℃的温轧，以及在100～300℃的温度范围进行10～60分钟的时间范围的道次间时效处理，具有改善1次再结晶织构的效果，从而得到更好的结果，因此有效地适用于本发明。
此外，在最终冷轧后，像公知的那样，为了磁畴细分化，可以在钢板表面设置线状的沟。
利用这样的方法制成最终板厚的钢板，在进行利用公知手段的1次再结晶退火后，在钢板表面涂布以MgO作为主成分的退火分离剂，然后供给最终成品退火，但是在退火分离剂中，添加Ti化合物或者含有Ca和B，具有使磁性能进一步提高的效果，是令人满意的。
特别，在单独的AlN的场合，涂布含有Ti化合物为1～20％和Ca为0.01～3.0％范围的退火分离剂后，最好从升温途中的至少900℃以上，在含有H2的气氛中进行最终成品退火。
在最终成品退火中，从升温途中的至少900℃以上的温度，在含有H2的气氛中升温是必要的。即，至高温在N2气氛中进行退火，并且在该最终成品退火中进行钢板的氮化，位向不良的结晶晶粒进行2次再结晶，导致磁通密度劣化。因此，最终成品退火的气氛，至少在900℃以上的温度时，通入H2是必要的。另外，作为含有H2的气氛，对形成能够期待提高被膜张力效果的被膜中的Ti、Ca和B等的氧化物和氮化物起重要作用。因此认为，从900℃以上温度的退火中期至后期，特别使还原性增强，是重要的。
在最终成品退火后，除去未反应的退火分离剂，然后在钢板表面上涂布绝缘涂层，形成制品，但是，根据必要，在涂布涂层之前也可以使钢板表面镜面化，作为绝缘涂层，也可以使用张力涂层，另外，也可以将涂层的涂布烘烤处理和平坦化处理兼用。
进而，在2次再结晶后的钢板中为了谋求降低铁损，作为公知的磁畴细分化处理，进行线状的等离子流和激光照射，或者也利用突起辊进行设置线状凹坑的处理。
实施例1
将含有C：0.08％、Si：3.35％、Mn：0.07％、Al：0.022％、Se：0.012％、Sb：0.02％、N：0.008％、余量为Fe和不可避免的杂质组成的硅钢扁坯加热到1410℃，然后在1230℃的温度粗轧成板厚45mm的薄板坯，在轧制终了温度为1020℃进行板厚达到2.2mm的精轧后，喷射冷却水，以25℃/s的冷却速度进行冷却，在600℃的温度卷取成板卷，制成热轧板。
以12.5/s的升温速度将该热轧板升温至1100℃的温度，在该温度进行保持时间为30秒的热轧板退火后，进行酸洗，然后冷轧成板厚1.5mm。
接着，将该冷轧板卷2等分，在露点为40℃的H2气氛中进行中间退火，使C含量降低至0.06％，但此时，以一个作为本发明的适合例，进行1080℃·50秒的退火，以另一个作为比较例，进行1200℃·50秒的退火。
将这些中间退火板分别利用钢板温度为220℃的温轧，轧成最终冷轧板厚为0.22mm后，进行脱脂处理，在850℃·2分钟的脱碳·1次再结晶退火后，涂布在含有0.5％Ca的MgO中添加5％TiO2的退火分离剂，然后进行最终成品退火，在N2气氛中以30℃/h的升温速度升温至800℃，在N2：25％、H2：75％的混合气氛中以12.5℃/h的升温速度，从800℃升温至1050℃，在此之后，在H2气氛中以25℃/h的升温速度升温至1200℃，在该温度保持6小时后降温，此时在H2气氛中进行至600℃的降温处理，从600℃开始在N2气氛中进行降温处理。
在最终成品退火后，除去未反应的退火分离剂，然后作为张力涂层，涂布含有60％的胶态二氧化硅的磷酸镁，随后在800℃进行烘烤，作为磁畴细分化处理，以6mm间距照射等离子体流，制成各个制品。
对这些制品调查的磁性能测定结果如下。
磁通密度B8(T) 铁损W17/15(W/Kg)
适合例 1.982 0.652
比较例 1.905 0.965
如上述结果表明的那样，与中间退火温度高的比较例相比，本发明的适合例显示极优良的磁性能。
实施例2
将表8中表示的各种成分组成构成的硅钢扁坯加热到1430℃的温度后，在1250℃粗轧成板厚50mm的薄板坯后，进行精轧，关于记号VII和X的钢是1000℃的精轧终了温度，关于其他的钢是1030℃的精轧终了温度，轧成各自的板厚为2.6mm，此后，喷射冷却水，以35℃/s的冷却速度冷却，在500℃卷取成板卷，制成热轧板。
进而，将这些热轧板酸洗，冷轧成板厚1.8mm后，以15℃/s的升温速度升温至1080℃的温度，在露点50℃的H2气氛中进行保持50秒的中间处理后，利用在230℃的钢板温度的温轧，分别轧成最终冷轧板厚0.26mm的冷轧板。
将这些冷轧板脱脂处理，进行850℃·2分钟的脱碳·1次再结晶退火后，涂布在含有0.35％Ca和0.07％B的MgO中添加5％TiO2、2％Sr(OH)2和2％SnO2的退火分离剂，卷取成板卷状后，作为最终成品退火，分别进行在N2气氛中以30℃/h的升温速度升温至850℃的温度，在850℃保持25小时后，在N2：25％、H2：75％的混合气氛中以15℃/h的升温速度升温至1200℃，在H2气氛中在该温度保持5小时后，进行降温的处理。
此后，除去未反应的退火分离剂后，涂布含有50％胶态二氧化硅的张力涂层，进行烘烤，制成各个制品。
对这些制品进行调查的磁性能的测定结果汇总于表9中。
如表9表明的那样，与Al、S+Se或者N的含量在本发明的限定范围以外的比较例相比，本发明的适合例都显示良好地磁性能。
实施例3
将含有C：0.075％、Si：3.35％、Mn：0.07％、Al：0.022％、S：0.004％、Sb：0.02％和N：0.0075％、余量为Fe和不可避免的杂质组成的硅钢扁坯(Pa)、
含有C：0.073％、Si：3.36％、Mn：0.07％、Al：0.024％、S：0.002％、Sb：0.02％和N：0.0082％、余量为Fe和不可避免的杂质组成的硅钢扁坯(Pb)、
含有C：0.080％、Si：3.52％、Mn：0.07％、Al：0.030％、S：0.008％、Sb：0.02％和N：0.0075％、余量为Fe和不可避免的杂质组成的硅钢扁坯(Pc)、
含有C：0.073％、Si：3.05％、Mn：0.07％、Al：0.018％、S：0.004％、Sb：0.02％和N：0.0075％、余量为Fe和不可避免的杂质组成的硅钢扁坯(Pd)的4种，各2个分别加热到1380℃的温度后，粗轧成板厚35mm的薄板坯，将轧制终了温度变化成985℃和1090℃的2种温度，以精轧轧或板厚2.2mm后，喷射冷却水，以45℃/s的冷却速度进行急冷，在750℃地温度卷取成板卷，制成各自的热轧板。
对这些热轧板分别以15℃/s的升温速度升温至1100℃，进行保持30秒的热轧板退火后，进行酸洗，在形成中间板厚为1.5mm的冷轧后，进行中间退火。
在该中间退火中，在1090℃的温度保持60秒后，喷射喷雾水，以40℃/s的冷却速度急冷后，在350℃进行保持30秒的碳化物的析出处理。
此后，各钢板利用ゼンジマ-轧机，一边施行120～230℃的温度范围、15～35分钟的道次间时效处理，一边轧成各自的最终冷轧板厚0.22mm。
将这些冷轧板进行脱脂处理，作为磁畴细分化处理，以4mm的间距、沿钢板纵向、与钢板横向成15度角的线状设置宽50μm、深20μm的沟，然后进行850℃·2分钟的脱碳·1次再结晶退火后，涂布在含有0.22％Ca和0.08％B的MgO中添加7.5％TiO2、3％SnO2的退火分离剂，卷取成板卷状后，作为最终成品退火，分别进行在N2气氛中以30℃/h的升温速度升温至850℃的温度，在850℃保持25小时后，在N2：25％、H2：75％的混合气氛中以15℃/h的升温速度升温至1150℃，在H2气氛中在该温度保持5小时后，进行降温的处理。
此后，除去未反应的退火分离剂后，涂布含有50％胶态二氧化硅的张力涂层，进行烘烤，制成各个制品。
对这些制品进行调查的磁性能的测定结果汇总于表10中。
如表10表明的那样，S含量超过0.003％、而且热精轧终了温度(T)满足610+40X+Y≤T≤750+40X+Y的本发明的适合例都显示极低的铁损值。
实施例4
将10个上述表8中所示记号PVII的成分组成构成的扁坯分别加热到1400℃的温度后，粗轧成板厚50mm的薄板坯，然后，进行轧制终了温度为1060℃、板厚达到2.7mm的精轧，此后喷射冷却水，以40℃/s的冷却速度急冷，在600℃的温度卷取成板卷，制成各自的热轧板。
对这些热轧板分别以17℃/s的升温速度升温至1100℃，进行保持60秒的热轧板退火后，进行酸洗，在形成最终冷轧板厚为0.30mm的冷轧后，进行脱脂处理，再进行850℃·2分钟的脱碳·1次再结晶退火。
然后，在分别涂布上述表3中所示的退火分离剂后，最终成品退火分别在N2气氛中升温至400℃、此后除了使最终的保持温度达到1200℃以外、在表3所示的气氛中进行。此时的加热曲线以25℃/s的升温速度升温至1200℃、在该温度保持8小时后进行降温。
最终成品退火后，除去未反应的退火分离剂后，涂布含有60％胶态二氧化硅的磷酸铝，在800℃的温度烘烤后，作为磁畴细分化处理，以7mm的间隔线状地照射等离子流，制成各自的制品。
对这些制品进行调查的磁性能的测定结果汇总于表11中。
如表11所表明的那样，本发明的适合例都显示极低的铁损。
实施例5
将含有C：0.08％、Si：3.32％、Mn：0.07％、Al：0.008％、S：0.003％、Sb：0.02％、Se：0.015％、B：0.0035％和N：0.008％、余量为Fe和不可避免的杂质组成的硅钢扁坯加热到1420℃，在轧制终了温度1230℃粗轧成板厚45mm的薄板坯后，在轧制终了温度1020℃进行形成板厚2.2mm的精轧后，喷射冷却水以25℃/s的冷却速度冷却，在600℃卷曲成板卷状，制成热轧板。
以15.5℃/s的升温速度将该热轧板升温至1100℃，进行保持30秒的热轧板退火后，进行酸洗，冷轧成板厚1.5mm。
接着，将该冷轧板2等分，在露点为40℃的H2气氛中进行中间退火，使C含量降低至0.06％，但此时，一个板卷作为本发明的适合例，规定1080℃·50秒的退火条件，以另一个板卷作为比较例，规定1200℃·50秒的退火条件。将这些中间退火板分别利用在钢板温度为220℃的温轧精轧成最终冷轧板厚0.22mm。
此后，将这些冷轧板进行脱脂处理，进行850℃·2分钟的脱碳·1次再结晶退火后，涂布在含有0.5％Ca和0.09％B的MgO中添加5％TiO2的退火分离剂，然后进行最终成品退火，在N2气氛中以30℃/h的升温速度升温至800℃，在N2：25％、H2：75％的混合气氛中以12.5/h的升温速度，从800℃升温至1050℃，接着在H2气氛中以25℃/h的升温速度升温至1200℃，在该温度保持6小时后降温。此时分别在H2气氛中进行至600℃的降温处理，从600℃开始在N2气氛中进行降温处理。
在最终成品退火后，除去未反应的退火分离剂，然后作为张力涂层，涂布含有50％的胶态二氧化硅的磷酸镁，随后在800℃进行烘烤后，作为磁畴细分化处理，以6mm间距照射等离子体流，制成各个制品。
对这些制品调查的磁性能测定结果如下。
磁通密度B8(T) 铁损W17/50(W/Kg)
适合例 1.964 0.678
比较例 1.902 0.938
如上述结果表明的那样，与中间退火温度在本发明的限定范围以外、中间退火温度高的比较例相比，本发明的适合例显示极优良的磁性能。
实施例6
将表12所示的各种成分组成的各扁坯分别加热到1430℃后，在1250℃粗轧成板厚50mm的薄板坯后，记号RI～RVII和RX的钢以1000℃作为精轧终了温度，记号RVIII、RXI、RXII和RXIV的钢以1020℃作为精轧终了温度，其他的钢以1100℃作为精轧终了温度，分别精轧成板厚2.6mm，喷射冷却水，以35～55℃/s的冷却速度冷却，在550℃卷取成板卷状，制成热轧板。
酸洗这些热轧板，冷轧成板厚1.8mm后，以15℃/s的升温速度升温至1080℃，在露点50℃的H2气氛中进行保持50秒的中间退火后，利用在230℃的钢板温度的温轧，精轧成最终冷轧板厚0.26mm。
将这些冷轧板进行脱脂处理，进行850℃·2分钟的脱碳·1次再结晶退火后，涂布在MgO中添加8％TiO2和2％Sr(OH)2的退火分离剂，卷取成板卷状后，作为最终成品退火，在N2气氛中以30℃/h的升温速度升温至850℃，在该温度保持25小时后，在N2：25％、H2：75％的混合气氛中以15/h的升温速度，从850℃升温至1200℃，在该温度在H2气氛中保持5小时后进行降温处理。
此后，除去未反应的退火分离剂后，涂布含有60％的胶态二氧化硅的张力涂层，随后进行烘烤，制成制品。
对这些制品进行调查的磁性能的测定结果汇总于表13中。
如表13所示，与成分组成在本发明的限制范围以外的比较例相比，本发明的适合例都显示良好的磁性能。
实施例7
将含有C：0.075％、Si：3.05％、Mn：0.07％、Al：0.012％、S：0.015％、Sb：0.02％、B：0.0010％和N：0.0075％、余量为Fe和不可避免的杂质组成的硅钢扁坯(Ra)、
含有C：0.078％、Si：3.37％、Mn：0.07％、Al：0.010％、S：0.016％、Sb：0.02％、B：0.0038％和N：0.0077％、余量为Fe和不可避免的杂质组成的硅钢扁坯(Rb)、
含有C：0.068％、Si：3.49％、Mn：0.07％、Al：0.011％、S：0.0016％、Sb：0.02％、B：0.0043％和N：0.0075％、余量为Fe和不可避免的杂质组成的硅钢扁坯(Rc)、
含有C：0.074％、Si：3.23％、Mn：0.07％、Al：0.009％、S：0.004％、Sb：0.02％、B：0.0022％和N：0.0075％、余量为Fe和不可避免的杂质组成的硅钢扁坯(Rd)的各2个分别加热到1390℃的温度，粗轧成板厚35mm的薄板坯，以965℃和1055℃的2种温度作为精轧终了温度，轧制成板厚2.2mm后，喷射冷却水，以50℃/s的冷却速度进行急冷，在570℃的温度卷取成板卷状，制成各自的热轧板。
以15℃/s的升温速度将这些热轧板升温至1100℃，进行保持30秒的热轧板退火后，进行酸洗，冷轧成中间板厚1.5mm，进行中间退火。
该中间退火板在1080℃的温度保持60秒后，喷射喷雾水，以40℃/s的冷却速度急冷，在350℃的温度进行保持30秒的碳化物析出处理。
此后，各钢板利用ゼンジマ-轧机，一边施行150～230℃的温度范围、10～30分钟的道次间时效处理，一边轧成各自的最终冷轧板厚0.22mm。
将这些冷轧板进行脱脂处理后，作为磁畴细分化处理，以4mm的间距、与钢板横向成15度角的线状设置宽50μm、深20μm的沟，然后进行850℃·2分钟的脱碳·1次再结晶退火后，涂布在含有0.22％Ca和0.08％B的MgO中添加7.5％TiO2、3％SnO2的退火分离剂，卷取成板卷状后，作为最终成品退火，分别进行在N2气氛中以30℃/h的升温速度升温至850℃的温度，在该温度保持25小时后，在N2：25％、H2：75％的混合气氛中以15℃/h的升温速度升温至1150℃，在H2气氛中在该温度保持5小时后，进行降温的处理。
此后，除去未反应的退火分离剂后，涂布含有50％的胶态二氧化硅的张力涂层，随后进行烘烤，制成制品。
对这些制品进行调查的磁性能的测定结果汇总于表14中。
如表14所表明的那样，热精轧温度(T)满足745+35X+3Y≤T≤900+35X+3Y的本发明的适合例都显示极低的铁损。
实施例8
将5个上述表12中的记号RVII的成分组成构成的扁坯分别加热到1400℃，粗轧成板厚50mm的薄板坯后，在精轧终了温度为1030℃，进行形成板厚2.7mm的轧制后，喷射冷却水，以40℃/s的冷却速度急冷，在600℃卷取成板卷状，制成各自的热轧板。
以17℃/s的升温速度将这些热轧板升温至1100℃，进行保持60秒的热轧板退火后，进行酸洗，冷轧成最终冷轧板厚0.30mm的冷轧后，分别进行850℃·2分钟的脱碳·1次再结晶退火。
此后，分别进行上述表6所示的RA～RE的退火分离剂涂布并按照退火气氛条件进行最终成品退火。作为最终成品退火的其他条件，至400℃的温度在N2气氛中升温，以25℃/s的升温速度升温至1200℃，在1200℃的温度保持8小时后，进行降温。
在最终成品退火后，除去未反应的退火分离剂，涂布含有50％的胶态二氧化硅的磷酸铝，在800℃的温度进行烘烤后，作为磁畴细分化处理，以7mm间隔、线状地照射等离子流，制成各自的制品。
对这些制品进行调查的磁性能的测定结果汇总于表15中。
如表15所表明的那样，本发明的适合例都显示极低的铁损。
实施例9
将含有C：0.07％、Si：3.35％、Mn：0.07％、Al：0.012％、Sb：0.02％、N：0.008％、B：0.0015％(以上都是重量％)、余量为Fe和不可避免的杂质组成的硅钢扁坯加热到1330℃的温度后，供给热轧，在1200℃轧成板厚45mm的薄板坯，接着，在1025℃的热精轧终了温度制成2.2mm的板厚，喷射冷却水，以55℃/s的冷却速度冷却，在580℃卷取成板卷状，制成热轧板。将该钢板分割成3部分，一部分以10.5℃/s的升温速度升温至1050℃，进行30秒均热的热轧板退火(适合例1)。另一部分以20.3℃/s的升温速度升温至1050℃，进行30秒均热的热轧板退火(适合例2)。剩下一部分以33℃/s的升温速度升温至1050℃，进行30秒均热的热轧板退火(比较例)。这些钢板酸洗后，冷轧成0.34mm厚。
然后进行脱脂，在820℃进行2分钟脱碳退火(1次再结晶退火)。进而，在钢板表面涂布由50％Al2O3、30％CaO、15％MgO和5％SrSO4组成的退火分离剂，作为最终成品退火，在N2气氛中以30％/h的升温速度升温至800℃，从800至1050℃在25％N2和75％H2的混合气氛中以12.5℃/h的升温速度升温，然后在H2中以25℃/h的升温速度升温至1200℃，在1200℃保持6小时后，进行降温。此时至600℃在H2中降温，从600℃成为N2气氛。最终成品退火后，在这些钢板表面不存在氧化物，除去退火分离剂后，裸露出钢板表面。此后，将钢板表面轻微酸洗，涂布以磷酸镁作为主成分的绝缘涂层并进行烘烤，以7mm的间隔照射等离子流，制成制品。这些制品的磁性能如下所述。
B8(T) W17/50(W/Kg)
发明例1 1.963 1.114
发明例2 1.960 1.119
比较例 1.925 1.233
发明的效果
按照本发明，能够制造铁损极低、高磁通密度的取向硅钢板，能够有利地适应近年来的铁芯材料的低铁损化要求。
图1是表示原材料的Si和Al含量及热轧终了温度对磁通密度B8/Bs影响的曲线图。
图2是表示原材料的Si和B含量及热轧终了温度对磁通密度B8/Bs影响的曲线图。
图3a是表示原材料的Si、Al和B含量、热轧终了温度对磁通密度B8/Bs影响以及热轧终了温度的下限的曲线图。
图3b是表示原材料的Si、Al和B含量、热轧终了温度对磁通密度B8/Bs影响以及热轧终了温度的上限的曲线图。
表4条件记号 退火分离剂 最终成品退火气氛(含有H2％，其余N2) 备注 对该发明 的适合性MgO中B含量(％)MgO中Ca含量(％) TiO2添加量 (％) 400～ 700℃ 700～ 900℃ 900～ 1050℃ 1050～ 1180℃ 1180℃ 保持 降温 时PA 0.08 0.54 7.3 0 0 0 0 100 至 600 ℃H2 此 后 的 N2 不适合PB 0 0 0 75 不适合PC 0 0 75 100 适合PD 0 25 50 75 适合PE 25 50 75 100 适合PF 0.02 0.12 6.5 0 50 75 100 100 适合PG 0.05 0.23 7.5 适合PH 0.07 0.005 8.0 25 90 100 100 不适合PI 0.10 0.06 0.5 不适合PJ 0.08 0.08 8.5 适合
表6条件记号 退火分离剂 最终成品退火气氛(含有H2％，其余N2) 备注 对该发明 的适合性MgO中B含量(％)MgO中Ca含量(％) TiO2添加量 (％)400～700℃700～900℃900～1050℃1050～1180℃1180℃ 均热降温时PA 0.07 0.35 8.5 0 0 0 0 100 至 600 ℃H2 此 后 的 N2 不适合PB 0 0 0 75 不适合PC 0 0 75 100 适合PD 0 25 50 75 适合PE 25 50 75 100 适合PF 0.02 0.10 7.5 0 50 75 100 100 适合PG 0.05 0 25 7.5 适合PH 0.07 0.005 9.0 25 85 100 100 适合PI 0.12 0.08 0.5 适合PJ 0.08 0.08 8.5 适合
表2 板卷 记号 热轧终了 温度(℃) 热轧板退火 温度(℃) 平均粒径 (mm) B8(T) W17/50 (W/kg) 备注 RA-1 1020 1100 6.8 1.936 0.815 良好 RA-2 1170 25.7 1.562 1.938不合适 RB-1 935 1100 22.3 1 895 0.935不合适 RB-2 1170 38.6 1.905 0.906不合适
表1 板卷 记号 轧终了 温度 (℃) 热轧板 退火温度 (℃) 平均 粒径 (mm) 磁通 密度B8 (T) 铁损 W17/50 (W/kg) 备注 PA-1 1050 1100 6.8 1.986 0.765 良好 PA-2 1170 25.7 1.543 1.954 不合适 PB-1 950 1100 22.3 1 925 0.825 不合适 PB-2 1170 38.6 1.935 0.843以往方法
表5 条件记号平均晶粒粒径 (mm) 磁通密度B8 (T) 铁损W17/50 (W/kg) 备注 PA 25.3 1.872 1.735 不合适 PB 15.6 1 918 1.364 不合适 PC 7.3 1.975 0.953 合适 PD 6.5 1.982 0.948 合适 PE 7.3 1.978 0.950 合适 PF 8.7 1.976 0.952 合适 PG 6.4 1.975 0.967 合适 PH 8.3 1.965 1.089 不合适 PI 9.5 1.954 1.122 不合适 PJ 5.8 1.984 0.974 合适
表7 条件记号平均晶粒粒径 (mm) 磁通密度B8 (T)铁损W17/50 (W/kg)备注 RA 28.7 1.865 1.836不合适 RB 17.5 1.903 1.384不合适 RC 7.3 1.955 0.953合适 RD 6.5 1.957 0.948合适 RE 7.3 1.949 0.952合适 RF 8.7 1.948 0.989合适 RG 6.4 1.955 0.962合适 RH 8.3 1.945 0.985合适 RI 9.5 1.954 0.982合适 PRJ 5.8 1.954 0.964合适
表9 钢 种 记 号 磁性能 备注 磁通密度 (T) 铁损W17/50 (W/kg) PI 1.853 1.453 比较例 PII 1.968 0.849 适合例 PIII 1.976 0.832 适合例 PIV 1.982 0.805 适合例 PV 1.827 1.325 比较例 PVI 1.965 0.851 适合例 PVII 1.980 0.822 适合例 PVIII 1.978 0.818 适合例 PXI 1.883 0.975 比较例 PX 1.978 0.838 适合例 PXI 1.975 0.835 适合例 PXII 1.980 0.843 适合例 PXIII 1.978 0.824 适合例 PXIV 1.982 0.807 适合例 PXV 1.976 0.802 适合例
表10 扁坯 记号 热轧精轧终了 温度(℃) 磁通密度B8 (T) 铁损W17/50 (W/kg) 备注 Pa 985 1.946 0.698 适合例 1090 1.850 0.704 适合例 P 985 1.853 0.897 比较例 1090 1.862 0.964 比较例 Pc 985 1.852 0.948 比较例 1090 1.963 0.693 适合例 Pd 985 1.958 0.682 适合例 1090 1.868 0.894 比较例
表11 条件记号磁通密度B8 (T) 铁损W17/50 (W/kg) 备注 PA 1.875 1.124比较例 PB 1.887 1.068比较例 PC 1.975 0.852适合例 PD 1.982 0.843适合例 PE 1.978 0.867适合例 PF 1.956 0.993比较例 PG 1.980 0.848适合例 PH 1.953 0.987比较例 PI 1.962 0.995比较例 PJ 1.977 0.864适合例
表13钢种 磁性能 备注 磁通密度 B8(T) 铁损(W17/50) (W/kg)RI 1.862 1.449比较例RII 1.843 1.523比较例RIII 1.820 1.605比较例RIV 1.963 0.867适合例RV 1.818 1.489比较例RVI 1.953 0.846适合例RVII 1.949 0.848适合例RVIII 1.965 0.868适合例RIX 1.954 0.840适合例RX 1.966 0.865适合例RXI 1.953 0.832适合例RXII 1.975 0.873适合例RXIII 1.958 0.839适合例RXIV 1.967 0.859适合例RXV 1.961 0.825适合例
表15 条件 记号 磁通密度B8 (T) 铁损W17/50 (W/kg) 备注 RA 1.845 1.137 比较例 RB 1.856 1.116 比较例 RC 1.954 0.863 适合例 RD 1.962 0.860 适合例 RE 1.959 0.867 适合例
表14 扁坯 记号热轧精轧终了 温度(℃) 磁通密度B8 (T) 铁损W17/50 (W/kg) 备注 Ra 965 1.925 0.732适合例 1055 1.883 0.864比较例 Rb 965 1.864 0.885比较例 1055 1.924 0.685适合例 Rc 965 1.845 0.922比较例 1055 1.928 0 674适合例 Rd 965 1.930 0.712适合例 1055 1.924 0.707适合例
表8钢种记号 成分 对成分 的说明 (重量％) (重量ppm) C Si Mn P Al S Sb Sn Cr Bi Cu Se Te Mo B NPI 0.072 3.35 0.06 0.004 *0.008 0.005 痕量 0.01 0.01 痕量 0.01 痕量 痕量 痕量 0.5 83发明范围外PII 0.075 3.29 0.07 0.011 0.018 0.005 痕量 0.01 0.02 痕量 0.01 痕量 痕量 痕量 2.0 85发明范围内PIII 0.076 3.34 0.07 0.003 0.021 0.016 0.02 0.01 0.01 痕量 0.02 痕量 痕量 痕量 3.2 76发明范围内PIV 0.082 3.36 0.06 0.008 0.018 0.003 0.02 0.01 0.02 痕量 0.13 0.021 痕量 0.010 4.3 69发明范围内PV 0.072 3.38 0.07 0.009 0.019 0.004 痕量 0.01 0.01 痕量 0.01 痕量 痕量 痕量 2.2 *25发明范围外PVI 0.076 3.25 0.07 0.005 0.027 0.007 痕量 0.01 0.25 痕量 0.01 痕量 痕量 痕量 3.4 81发明范围内PVII 0.062 3.42 0.07 0.010 0.023 0.006 0.01 0.01 0.02 0.008 0.01 痕量 痕量 痕量 4.2 75发明范围内PVIII 0.078 3.34 0.06 0.008 0.022 0.003 0.026 0.02 0.01 痕量 0.15 痕量 0.012 0.010 3.3 89发明范围内PIX 0.074 3.37 0.06 0.012 0.016 *0.002 痕量 0.02 0.02 痕量 0.01 痕量 痕量 痕量 2.3 75发明范围外PX 0.068 3.05 0.07 0.004 0.023 0.004 痕量 0.01 0.08 痕量 0.01 痕量 痕量 0.012 1.4 72发明范围内PXI 0.074 3.26 0.07 0.0.005 0.025 0.006 痕量 0.13 0.02 痕量 0.01 0.015 痕量 痕量 2.2 77发明范围内PXII 0 063 3.19 0.06 0.007 0.026 0.002 痕量 0.01 0.02 痕量 0.11 0.005 0.015 痕量 1.5 84发明范围内PXIII 0.083 3.25 0.07 0.009 0.024 0.009 痕量 0.02 0.01 0.005 0.02 0.019 痕量 痕量 1.7 89发明范围内PXIV 0.077 3.28 0.06 0.008 0.019 0.005 0.037 0.02 0.01 痕量 0.10 0.020 痕量 痕量 2.4 82发明范围内PXV 0.079 3.34 0.07 0.007 0.025 0.018 痕量 0.01 0.02 痕量 0.02 痕量 痕量 痕量 1.5 84发明范围内
注：*超出本发明的限定范围
表3
FDTvsB8试料 号 X(％) Y (PPM) Z (PPM) 最大(Y，3Z) 610+最大(Y，3Z)+35X 900+最大(Y，3Z)+40X 热轧终了 温度(℃) B8/Bs 备注 1 2.72 52 26 78 783.2 1086.8 872 0.924 ＜950℃ 2 2.55 30 22 66 765.25 1068 983 0.958 合适 3 2.62 42 18 56 757.7 1060.8 1082 0.931 高温 4 2.42 43 17 51 745.7 1047.8 958 0.984 合适 5 2.35 55 32 96 788.25 1090 800 0.938 ＜950℃ 6 2.53 63 29 87 785.55 1088.2 975 0.968 合适 7 2.54 52 30 90 788.9 1091.6 1125 0.924 高温 8 2.75 48 23 69 775.25 1079 1020 0.988 合适 9 2.52 70 32 96 794.2 1096.8 760 0.925 ＜950℃ 10 3.02 54 27 81 796.7 1101.8 895 0.942 ＜950℃ 11 3.07 70 33 99 816.45 1121.8 983 0.975 合适 12 3.25 25 18 54 777.75 1084 1100 0.924 高温 13 3.45 50 24 72 802.75 1110 1052 0.963 合适 14 3.15 75 35 105 825.25 1131 1123 0.953 合适 15 2.95 80 40 120 833.25 1138 1100 0.962 合适 16 3.35 90 45 135 862.25 1169 1160 0.942 ＞1150℃ 17 2.85 90 42 126 835.75 1140 1132 0 957 合适 18 2.57 155 12 155 854.75 1157.8 1025 0.983 合适 19 3.25 175 8 175 898.75 1205 1178 0.928 ＞1150℃ 20 3.45 190 12 190 920.75 1228 995 0.975 合适 21 2.57 225 20 225 924.95 1227.8 1182 0.923 ＞1150℃ 22 3.32 232 5 232 958.2 1264.8 1135 0.967 合适 23 3.45 253 11 253 983.75 1291 973 0.94 低温[表12] 成分 对成 分的 说明 钢种 (重量％) (重量％) 记号 C Si Mn P Al S Sb Sn Cr Bi Cu Sc Tc Mo B N RI RII RIII RIV RV RVI RVII RVIII RIX RX RXI RXII RXIII RXIV RXV 0.072 0.076 0.074 0.069 0.083 0.074 0.066 0.076 0.082 0.076 0.070 0.079 0.075 0.067 0.0803.423.253.313.283.383.343.393.273.333.183.413.093.373.173.410.060.070.070.060.070.070.070.070.060.070.060.070.060.070.06 0.004 0.013 0.003 0.008 0.009 0.005 0.010 0.005 0.014 0.003 0.012 0.008 0.010 0.004 0.0050.0080.0080.0120.0140.0110.0070.0040.0120.0080.0040.0180.0140.0060.0170.004*0.002 0.005 0.012 0.002 0.004 0.007 0.016 0 013 0.002 0.004 0.006 0.014 0.009 0.005 0.018痕量痕量0.020.02痕量痕量0.0110.026痕量痕量痕量痕量痕量0.037痕量0.010.010.010.010.010.010.010.020.020.010 130.010.020.020.01 0.01 0.01 0.01 0.02 0.01 0.25 0.02 0.01 0.02 0.08 0.02 0.02 0.01 0.01 0.02 痕量 痕量 痕量 痕量 痕量 痕量 0.007 痕量 痕量 痕量 痕量 痕量 0.006 痕量 痕量 0.01 0.01 0.02 0.13 0.01 0.01 0.01 0.12 0.01 0.02 0.02 0.01 0.01 0.15 0.01*痕量痕量痕量0.019痕量痕量痕量痕量0.006痕量0.015痕量0.0170.022痕量痕量痕量痕量痕量痕量痕量痕量0.01痕量痕量痕量痕量痕量痕量痕量痕量痕量痕量0.012痕量痕量痕量0.011痕量0.008痕量痕量痕量痕量痕量*0.5*5.6*5.2 8.3 10.2 15.4 9.2 33 63 10.2 27 32 48 25 46 86 82 84 79 *25 85 68 82 77 70 88 74 69 80 76 发明范围外 发明范围外 发明范围外 发明范围内 发明范围外 发明范围内 发明范围内 发明范围内 发明范围内 发明范围内 发明范围内 发明范围内 发明范围内 发明范围内 发明范围内
注：*号超出本发明的限定范围。