CN101432450A - 高磁通密度的方向性电磁钢板的制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明在方向性电磁钢板的制造方法中，将板坯加热温度设定为1350℃以下，或者(a)采用以下的工序进行热轧板的退火：加热至1000～1150℃的预定温度而使其再结晶，然后在低于该预定温度的850～1100℃的温度下进行退火，或者(b)在热轧板退火过程中进行脱碳，使热轧板退火前后的钢板碳量之差为0.002～0.02质量％，并且使脱碳退火的升温过程中的加热在钢板温度处在550～720℃的期间，以加热速度为40℃/秒以上、优选为75～125℃/秒的条件进行，脱碳退火升温过程的快速加热采用感应加热。

Description

高磁通密度的方向性电磁钢板的制造方法
技术领域
本发明涉及一种由低温板坯加热制造作为软磁材料用于变压器等电气设备的铁心的方向性电磁钢板的方法。
背景技术
方向性电磁钢板是由聚集在{110}<001>方位的晶粒所构成的Si含量在7％以下的钢板。这样的方向性电磁钢板在制造中的结晶方位的控制可以利用被称之为二次再结晶的突变(catastrophic)的晶粒生长现象来实现。
作为用于控制该二次再结晶的一个方法，如下的方法已经在工业上得以实施：使被称为抑制剂的微细析出物在热轧前的板坯加热时完全固溶，然后在热轧以及随后的退火工序使其微细析出。这种方法所存在的问题是：为了使析出物完全固溶，要求在1350℃乃至1400℃以上的高温进行加热，该温度比普通钢的板坯加热温度约高200℃，为此需要专用的加热炉，而且熔融氧化皮量较多等。
于是，就采用低温板坯加热的方向性电磁钢板的制造进行了研究开发。
作为采用低温板坯加热的制造方法，例如小松等人在特公昭62-45285号公报中公开了将由氮化处理形成的(Al，Si)N作为抑制剂加以使用的方法。另外，小林等人在特开平2-77525号公报中公开了作为此时的氮化处理方法，是在脱碳退火后以带状进行氮化的方法。本发明人也在“Materials Science Forum”，204～206(1996)，pp.593～598中，报道了以带状进行氮化时的氮化物的行为。
另外，本发明人在特开2001-152250号公报中，报道了一种在1220～1350℃的温度下，使抑制剂完全固溶后实施氮化处理的制造方法。
而且本发明人在特公平8-32929号公报中，公开了在这样的低温板坯加热的方向性电磁钢板的制造方法中，由于脱碳退火时不会形成抑制剂，因而脱碳退火中的一次再结晶组织的调整对于控制二次再结晶是很重要的，当一次再结晶晶粒组织的粒径分布的波动系数大于0.6从而晶粒组织不均匀时，则二次再结晶变得不稳定。
再者，本发明人就作为二次再结晶的控制因子的一次再结晶组织与抑制剂进行了研究，结果发现一次再结晶组织中的{411}方位晶粒影响{110}<001>二次再结晶晶粒的优先生长。在特开平9-256051号公报中公开了以下内容：将脱碳退火后的一次再结晶织构的{111}/{411}之比调整为3.0以下，然后进行氮化处理而强化抑制剂，由此能够在工业上稳定地制造高磁通密度的方向性电磁钢板；以及作为此时的一次再结晶后的晶粒组织的控制方法，例如有在脱碳退火工序的升温过程中将加热速度控制为12℃/秒以上的方法。
后来知道，控制上述加热速度的方法作为控制一次再结晶后的晶粒组织具有较大的效果，本发明人在特开2002-60842号公报中提出了一种使二次再结晶稳定化的方法：在脱碳退火工序的升温过程中，钢板温度从600℃以下的区域至750～900℃范围内的预定温度，以40℃/秒以上的加热速度进行加热，由此将脱碳退火后的晶粒组织中I{111]/I{411}的比率控制在3以下，并且在随后的退火中将钢板氧化层的氧含量调整为2.3g/m2以下，从而使二次再结晶稳定化。
在此，I{111]以及I{411}分别为{111}面以及{411}面平行于板面的晶粒的比例，表示在板厚1/10层中根据X射线衍射测定所测得的衍射强度值。
在上述方法中，直到750～900℃范围内的预定温度为止，必须以40℃/秒以上的加热速度进行加热。关于为此目的的加热手段，可以例示出对以前的通常利用辐射热的辐射管等的脱碳退火设备加以改造而成的设备、利用激光等的高能量热源的方法、感应加热、通电加热装置等，而在这些加热方法中，尤其是感应加热，从加热速度的自由度高、能够与钢板非接触地进行加热、以及在脱碳退火炉内的设置比较容易等方面考虑是有利的。
然而，在采用感应加热方法对电磁钢板进行加热的情况下，由于板厚较薄，因而一旦达到居里点附近的温度，则涡流的电流浸透深度加深，环绕板带宽度方向断面的表层部一周的涡流发生表面和背面的相互抵消，涡流不能流动，因而难以将电磁钢板加热至居里点以上的温度。
方向性电磁钢板的居里点为750℃左右，因此，在到此为止的温度的加热中采用感应加热，即便如此，为了进行750℃以上的加热，也必须使用代替感应加热的、例如通电加热等其它手段。
但是，并用其它加热手段在失去使用感应加热的设备的优点的同时，还存在例如采用通电加热时需要接触钢板，从而划伤钢板的问题。
因此，在快速加热区的终端为特开2002-60842号公报所示的750～900℃的情况下，所存在的问题是不能充分发挥感应加热的优点。
发明内容
于是，本发明的课题在于：采用特开2001-152250号公报所公开的1350℃以下的低温板坯加热而制造方向性电磁钢板时，为了改善脱碳退火后的一次再结晶后的晶粒组织，在脱碳退火的升温过程中，将控制加热速度的温度区域设定在只用感应加热便能够加热的范围，以克服上述的缺点。
为了解决上述课题，本发明的方向性电磁钢板的制造方法如下：
(1)一种方向性电磁钢板的制造方法，包括以下步骤：对于以质量％计含有Si：0.8～7％、C：0.085％以下、酸溶Al：0.01～0.065％、N：0.075％以下、Mn：0.02～0.20％、Seq.＝S+0.406×Se：0.003～0.05％的硅钢基材，在下式表示的温度T1、T2、以及T3(℃)之中任一项的温度以上且1350℃以下的温度下加热，然后进行热轧，将得到的热轧板进行退火，接着实施一次冷轧，或介入退火而实施多次冷轧，从而制作出最终板厚的钢板，该钢板经脱碳退火后，涂布退火分离剂而实施最终退火，并且在从脱碳退火至最终退火的二次再结晶开始为止的期间，实施使钢板的氮含量增加的处理，该制造方法的特征在于：
采用以下的工序进行所述热轧板的退火：加热至1000～1150℃的预定温度而使其再结晶，然后在低于该预定温度的850～1100℃的温度下进行退火，由此将退火后的晶粒组织中的层间间隔控制在20μm以上，并且在所述钢板的脱碳退火工序的升温过程中，于钢板温度从550℃至720℃的温度范围内，以40℃/秒以上的加热速度进行加热。
T1＝10062/(2.72—log([Al]×[N]))—273
T2＝14855/(6.82—log([Mn]×[S]))—273
T3＝10733/(4.08—log([Mn]×[Se]))—273
式中，[Al]、[N]、[Mn]、[S]、[Se]分别为酸溶Al、N、Mn、S、Se的含量(质量％)。
此外，所述所谓层状组织是指平行于轧制面的层状组织，所谓层间间隔是指该层状组织的平均间隔。
(2)一种方向性电磁钢板的制造方法，包括以下步骤：对于以质量％计含有Si：0.8～7％、C：0.085％以下、酸溶Al：0.01～0.065％、N：0.075％以下、Mn：0.02～0.20％、Seq.＝S+0.406×Se：0.003～0.05％的硅钢基材，在下式表示的温度T1、T2、以及T3(℃)之中任一项的温度以上且1350℃以下的温度下加热，然后进行热轧，将得到的热轧板进行退火，接着实施一次冷轧，或介入退火而实施多次冷轧，从而制作出最终板厚的钢板，该钢板经脱碳退火后，涂布退火分离剂而实施最终退火，并且在从脱碳退火至最终退火的二次再结晶开始为止的期间，实施使钢板的氮含量增加的处理，该制造方法的特征在于：
在所述热轧板的退火过程中，相对于脱碳前的钢板碳含量使其脱碳0.002～0.02质量％，由此将退火后的表面晶粒组织中的层间间隔控制在20μm以上，并且在所述钢板的脱碳退火工序的升温过程中，于钢板温度从550℃至720℃的温度范围内，以40℃/秒以上的加热速度进行加热。
T1＝10062/(2.72—log([Al]×[N]))—273
T2＝14855/(6.82—log([Mn]×[S]))—273
T3＝10733/(4.08—log([Mn]×[Se]))—273
式中，[Al]、[N]、[Mn]、[S]、[Se]分别为酸溶Al、N、Mn、S、Se的含量(质量％)。
此外，所谓表面层晶粒组织的表面层是指从最表面至整个板材厚度的1/5为止的区域，所谓层间间隔是指该区域的平行于轧制面的层状组织的平均间隔。
另外，本发明在所述(1)或(2)的发明中，
(3)所述方向性电磁钢板的制造方法的特征在于：所述硅钢基材以质量％计，还含有Cu：0.01～0.30％，在下述T4(℃)以上的温度下加热后进行热轧。
T4＝43091/(25.09—log([Cu]×[Cu]×[S]))—273
式中，[Cu]表示Cu的含量。
(4)所述方向性电磁钢板的制造方法的特征在于：在对所述钢板进行脱碳退火时的升温过程中，在钢板温度处在550～720℃的期间，以50～250℃/秒的加热速度进行加热。
(5)所述方向性电磁钢板的制造方法的特征在于：在对钢板进行脱碳退火时，所述钢板温度处在550～720℃的期间的加热以感应加热来进行。
(6)所述方向性电磁钢板的制造方法的特征在于：在对所述钢板进行脱碳退火的情况下，当在其升温过程中将以所述加热速度进行加热的温度范围设定为Ts(℃)至720℃时，根据从室温至500℃的加热速度H(℃/秒)，设定以下的Ts至720℃的范围。
H≤15：Ts≤550
15<H：Ts≤600
(7)所述方向性电磁钢板的制造方法的特征在于：所述脱碳退火还以脱碳退火后的一次再结晶粒径达到7μm以上且低于18μm的温度和时间长度来进行。
(8)所述方向性电磁钢板的制造方法的特征在于：根据钢板的酸溶Al量：[Al]，使所述钢板的氮含量：[N]增加，以满足式：[N]≥14/27[Al]。
(9)所述方向性电磁钢板的制造方法的特征在于：所述硅钢基材以质量％计，还含有Cr：0.3％以下、P：0.5％以下、Sn：0.3％以下、Sb：0.3％以下、Ni：1％以下、Bi：0.01％以下之中的1种或2种以上。
本发明在采用1350℃以下的低温板坯加热的方向性电磁钢板的制造中，或者以上述的2个阶段的温度范围进行热轧板退火，或者在热轧板退火时进行上述的脱碳，以控制层间间隔，由此在脱碳退火的升温过程中快速加热，以改善脱碳退火后的一次再结晶的晶粒组织，这时，能够将适合较高地维持加热速度的温度上限设定在低于只用感应加热便能够加热的温度范围，因而能够更容易地进行加热，可以更容易地获得磁特性优良的方向性电磁钢板。
因此，采用感应加热进行上述加热，由此可以获得如下的效果：加热速度的自由度较高，能够与钢板非接触地进行加热，并且在脱碳退火炉内的设置比较容易等。
本发明进而如上述那样调整脱碳退火后的晶体粒径和钢板的含氮含量，这样即使在提高脱碳退火的加热速度的情况下，也能够更加稳定地进行二次再结晶。
另外，本发明通过在上述硅钢基材中添加上述的元素，根据添加元素的不同，能够进一步改善磁特性等。
附图说明
图1表示在2个阶段的温度范围进行热轧板退火的试料在冷轧前晶粒组织的层间间隔与磁通密度B8之间的关系。
图2表示在2个阶段的温度范围进行热轧板退火的试料在脱碳退火的升温途中于550～720℃的温度区域的加热速度与制品的磁通密度(B8)之间的关系。
图3表示热轧板退火时进行脱碳的试料在冷轧前表面层晶粒组织的层间间隔与磁通密度B8之间的关系。
图4表示热轧板退火时进行脱碳的试料在脱碳退火的升温途中于550～720℃的温度区域的加热速度与磁通密度(B8)之间的关系。
具体实施方式
本发明人认为：采用上述特开2001-152250号公报所公开的1350℃以下的低温板坯加热以制造方向性电磁钢板时，退火后的热轧板晶粒组织的层间间隔影响一次再结晶后的晶粒组织，即便使脱碳退火时中断快速加热的温度降低(在发生一次再结晶温度以前中断)，一次再结晶织构中的{411}晶粒的存在比例也能够提高。发明人对热轧板退火条件进行种种变更，就热轧板退火后的晶粒组织的层间间隔与二次再结晶后钢板的磁通密度B8之间的关系、以及脱碳退火的升温过程中各温度的加热速度对磁通密度B8的影响进行了调查。
其结果是，获得了如下的见解，从而完成了本发明。即在热轧板的退火工序中，以预定的温度进行加热而使其再结晶，然后在低于该预定温度的温度下进一步进行退火，从而将退火后的晶粒组织的层间间隔控制在20μm以上，在此情况下，脱碳退火工序的升温过程中组织变化较大的温度区域为700～720℃，通过将包括该温度区域的550℃～720℃的温度区域的加热速度设定为40℃/秒以上，优选设定为50～250℃/秒，进一步优选设定为75～125℃/秒，便能够控制一次再结晶，从而使脱碳退火后织构的I{111]/I{411}的比率在预定值以下，并且可以稳定地得到发达的二次再结晶。
在此，所谓层间间隔，是指被称为层状组织的平行于轧制面的层状组织的平均间隔。
下面就得到该见解的实验进行说明。
首先，调查了热轧板退火条件与最终退火后的试料的磁通密度B8之间的关系。
图1表示冷轧前试料的晶粒组织的层间间隔与最终退火后的试料的磁通密度B8之间的关系。
在此所使用的试料是这样得到的，对于以质量％计含有Si：3.2％、C：0.045～0.065％、酸溶Al：0.025％、N：0.005％以下、Mn：0.04％、S：0.015％、且余量为Fe以及不可避免的杂质的板坯，将其在1300℃的温度下加热后，热轧至2.3mm厚(在该成分体系的情况下，T1＝1246℃，T2＝1206℃)，然后实施加热至1120℃而使其再结晶、继而在800～1120℃的温度下进行退火这2个阶段的热轧板退火，将该热轧试料冷轧至0.3mm厚，然后以15℃/秒的加热速度加热至550℃，以40℃/秒的加热速度在550～720℃的温度区域加热，然后以15℃/秒的加热速度进行进一步的加热，在830℃的温度下进行脱碳退火，接着在含氨的气氛下退火，进行使钢板中的氮含量增加的氮化处理，接着涂布以MgO为主成分的退火分离剂，然后进行最终退火。关于层间间隔的调整，通过变更C量以及2个阶段的热轧板退火中的第2阶段的温度来进行。
由图1清楚地表明：在层间间隔控制在20μm以上的情况下，于脱碳退火的550～720℃的温度区域，以40℃/秒的加热速度进行升温，由此可以得到B8为1.92T以上的高磁通密度。
另外，对得到B8为1.92T以上的试料的脱碳退火钢板的一次再结晶织构进行解析的结果，可以确认全部试料的I{111]/I{411}的值在3以下。
其次，就冷轧前试料的晶粒组织的层间间隔设定为20μm以上的条件下的、可以得到高磁通密度(B8)的钢板的脱碳退火时的加热条件进行调查。
在此使用的试料设定C：0.055％，关于热轧板的退火温度，第1阶段的温度设定为1120℃，第2阶段的温度设定为920℃，层间间隔设定为26μm，除此以外，对于与图1的情况同样地制作的冷轧试料，在升温途中将在脱碳退火时的550～720℃的温度区域的加热速度进行各种变更，以测定最终退火后的试料的磁通密度B8。
由图2可知，在脱碳退火的升温过程中的550～720℃的温度范围内，如果该范围内的各温度的加热速度为40℃/秒以上，则可以获得具有1.92T以上的高磁通密度(B8)的电磁钢板，如果将加热速度控制在50～250℃/秒、进一步优选控制在75～125℃/秒的范围，则可以得到磁通密度(B8)更高的电磁钢板。
因此，在热轧板的退火工序中，加热至1000～1150℃的预定温度而使其再结晶，然后在低于该预定温度的850～1100℃进行退火，从而将退火后的晶粒组织的层间间隔控制为20μm以上，这样即使将脱碳退火工序的升温过程中的快速加热的温度范围设定为钢板温度在550～720℃的范围，也能提高{411}方位的晶粒的存在比率，能够将I{111]/I{411}的比率设定为3以下，从而可以稳定地制造高磁通密度的方向性电磁钢板。
如上所述，由于可以确认将热轧板退火后晶粒组织的层间间隔控制在20μm以上是有效的，因此，本发明人还就层间间隔控制在20μm以上的其它手段进行了研究。
其结果是，通过与求得上述的图1和图2的实验同样的实验获得了如下的见解：在热轧板的退火过程中，相对于脱碳前的钢板碳量，进行0.002～0.02质量％的脱碳，由此在退火后的表面层晶粒组织中，可以将层间间隔控制在20μm以上；即使在这样的情况下，同样地在冷轧后的脱碳退火工序的升温过程中，将550～720℃的温度区域的加热速度设定为40℃/秒以上，由此也能够控制一次再结晶，使脱碳退火后的织构的I{111]/I{411}的比率在预定值以下，从而稳定地得到发达的二次再结晶组织。
在此，所谓表面层晶粒组织的表面层是指从最表面至整个板厚的1/5为止的区域，所谓层间间隔是指该区域的称为层状组织的平行于轧制面的层状组织的平均间隔。
图3表示在热轧板的退火过程中通过脱碳而使退火后的表面层晶粒组织的层间间隔发生变化的试料在冷轧前的层间间隔与最终退火后的磁通密度B8之间的关系。
此外，表面层的层间间隔的调整可以通过变更在1100℃下进行的热轧板退火的保护气氛的水蒸气分压，从而将脱碳前后的碳量差值调整为0.002～0.02质量％的范围来进行。
由图3清楚地表明：通过在热轧板的退火过程中进行脱碳而将表面层的层间间隔设定为20μm以上，即使在此情况下，也可以得到B8为1.92T以上的高磁通密度。
另外，图4表示对于调整热轧板退火的保护气氛的氧化度、将表层晶粒组织的层间间隔设定为28μm而同样制作的冷轧试料，在将脱碳退火时的550～720℃的温度区域的加热速度于升温途中进行各种变更的情况下，其加热速度与最终退火后的试料的磁通密度B8之间的关系。
从图4可知，在热轧板的退火过程中，即使在通过脱碳而控制层间间隔的情况下，于脱碳退火的升温过程中在550～720℃的温度范围，该范围内的各温度的加热速度若为40℃/秒以上，则可以得到高磁通密度的电磁钢板。
关于在热轧板退火后的晶粒组织中，通过控制层间间隔而改变{411}、{111]的织构的理由，尽管目前尚不清楚，但可以认为是以下的理由。
通常为人所知的是，由于再结晶的方位而存在发生再结晶晶粒的优先部位。考虑到在冷轧工序中，{411}在层状组织的内部、{111}在层状附近部位形成再结晶核，则可以说明通过控制冷轧前的晶粒组织的层间间隔，一次再结晶后的{411}结晶方位以及{111}结晶方位的存在比率将发生变化的现象。
另外，在将(Al，Si)N、以及AlN用作抑制剂的情况下，这些抑制剂从表面逐渐减弱，{110}<001>二次再结晶取向晶粒从表面层发生，因而可以认为控制表面层的晶粒组织的层间间隔也是很重要的。
下面就基于以上见解而完成的本发明依次进行说明。
首先，就本发明所使用的硅钢基材的成分的限定理由进行说明。
本发明的成分组成是：以质量％计，至少含有Si：0.8～7％、C：0.085％以下、酸溶Al：0.01～0.065％、N：0.0075％以下、Mn：0.02～0.20％、Seq.＝S+0.406×Se：0.003～0.005％，且余量为Fe以及不可避免的杂质；或者在该成分组成中进一步含有Cu：0.01～0.30质量％。本发明以上述的成分组成为基础，将根据需要还含有其它成分的方向性电磁钢板用硅钢板坯用作基材，各成分的含量范围的限定理由如下。
Si：在添加量较多时电阻升高，铁损特性得到改善。但是，当添加量超过7％时，则冷轧极其困难，轧制时出现裂纹。更适于工业生产的含量为4.8％以下。另外，在低于0.8％时，最终退火时发生γ相变，钢板的结晶方位受到损害。
C：在控制一次再结晶组织方面是有效的元素，但对磁特性产生不良影响，因此需要在最终退火前进行脱碳。当C量多于0.085％时，则脱碳退火时间延长，从而损害工业生产的生产率。
酸溶Al：在本发明中与N结合而成为(Al，Si)N，是为发挥抑制剂的作用所必须的元素。以二次再结晶稳定的0.01～0.065％作为限定范围。
N：在超过0.012％的情况下，冷轧时钢板中产生被称为气泡(blister)的空孔，因而使其不超过0.012％。另外，为了使其发挥抑制剂的功能，必须将其设定为0.0075％以下。当超过0.0075％时，则析出物的分散状态不均匀而使二次再结晶变得不稳定。
Mn：当少于0.02％时，在热轧中容易产生裂纹。另外，虽以MnS、MnSe发挥作为抑制剂的功能，但超过0.20％时，MnS、MnSe析出物的分散容易不均匀，因而使二次再结晶变得不稳定。优选为0.03～0.09％。
S以及Se：与Mn结合发挥作为抑制剂的功能。在Seq.＝S+0.406×Se的值少于0.003％时，则作为抑制剂的功能减弱。另外，在超过0.05％时，则析出物的分散容易不均匀，因而使二次再结晶变得不稳定。
在本发明中，作为抑制剂构成元素还可以添加Cu。Cu也与S和Se形成析出物而发挥作为抑制剂的功能。当Cu量少于0.01％时，作为抑制剂的功能减弱。当添加量超过0.3％时，则析出物的分散容易不均匀，从而铁损降低的效果达到饱和。
在本发明中，作为板坯基材，除了上述成分以外，还能够根据需要，在以质量％计为Cr：0.3％以下、P：0.5％以下、Sn：0.3％以下、Sb：0.3％以下、Ni：1％以下、Bi：0.01％以下的范围内，含有Cr、P、Sn、Sb、Ni、以及Bi中的至少1种。
Cr：是改善脱碳退火的氧化层、对玻璃皮膜的形成有效的元素，在0.3％以下的范围添加。
P：在提高比电阻、从而减少铁损方面是有效的元素。当添加量超过0.5％时，则轧制性出现问题。
Sn和Sb：是熟知的晶界偏析元素。本发明由于含有Al，所以根据最终退火条件的不同，在退火分离剂所释放的水分的作用下，Al往往发生氧化，从而在带卷部位的抑制剂的强度发生波动，以致磁特性在带卷位置发生波动。作为其对策之一，有添加这些晶界偏析元素以防止氧化的方法，因此可以分别在0.30％以下的范围进行添加。另一方面，当超过0.30％时，脱碳退火时难以氧化，玻璃皮膜的形成并不充分，同时明显阻碍脱碳退火性。
Ni：在提高比电阻、从而减少铁损方面是有效的元素。另外，还在控制热轧板的金属组织、从而使磁特性提高方面是有效的元素。但是，当添加量超过1％时，二次再结晶变得不稳定。
Bi：添加0.01％以上时，可稳定硫化物等析出物，具有强化作为抑制剂的功能的效果。但是，添加0.01％以上时，将对玻璃皮膜的形成带来不利影响。
再者，本发明所使用的硅钢基材也可以在不损害磁特性的范围内，含有上述以外的元素和/或不可避免的其它混入元素。
下面就本发明的制造条件进行说明。
具有上述成分组成的硅钢板坯可以采用如下的方法而获得：由转炉或电炉等炼钢，根据需要对钢液进行真空脱气处理，接着通过连铸或制成铸锭后进行初轧。然后，在热轧之前加热板坯。在本发明中，板坯加热温度设定为1350℃以下，以避免高温板坯加热的各种问题(如要求专用的加热炉，以及熔融氧化皮量较多等问题)。
另外，在本发明中，板坯加热的下限温度需要使抑制剂(AlN、MnS、以及MnSe等)完全固溶。为此，有必要将板坯的加热温度设定为下式表示的温度T1、T2、以及T3(℃)之中任一项的温度以上，同时控制抑制剂构成元素的含量。关于Al和N的含量，必须使下式T1为1350℃以下。同样地，关于Mn和S的含量、而且Mn和Se的含量、进而Cu和S的含量，必须分别使下式的T2、T3、T4为1350℃以下。
T1＝10062/(2.72—log([Al]×[N]))—273
T2＝14855/(6.82—log([Mn]×[S]))—273
T3＝10733/(4.08—log([Mn]×[Se]))—273
T4＝43091/(25.09—log([Cu]×[Cu]×[S]))—273
式中，[Al]、[N]、[Mn]、[S]、[Se]、[Cu]分别为酸溶Al、N、Mn、S、Se、Cu的含量(质量％)。
硅钢板坯通常铸造成150～350mm的范围，优选铸造成220～280mm的厚度，但也可以是30～70mm范围的所谓薄板坯。在薄板坯的情况下制造热轧板时，具有不必进行中间厚度的粗加工的优点。
在上述的温度下被加热的板坯继续进行热轧，以制造要求板厚的热轧板。
在本发明中，(a)将该热轧板加热至1000～1150℃的预定温度而使其再结晶，然后在低于该预定温度的850～1100℃下进行必要时间的退火。或者，(b)在该热轧板的退火过程中，进行脱碳而使脱碳前后的钢板碳量之差为0.002～0.02质量％。
这样一来，退火后的钢板的晶粒组织或钢板表面层的晶粒组织的层间间隔可以控制为20μm以上。
如(a)那样进行退火时，关于第1阶段的退火，从促进热轧板再结晶的角度考虑，能够以5℃/s以上、优选为10℃/s以上的加热速度进行，并且在1100℃以上的高温进行时间为0s，在1000℃左右的低温进行时间为30s以上的退火。另外，第2阶段的退火时间从控制层状结构的角度考虑，进行20秒以上即可。从第2阶段退火后保持层状组织的角度考虑，能够以平均5℃/s以上，优选为15℃/s以上的冷却速度进行冷却。
此外，分2个阶段进行热轧板退火虽然在特开2005-226111号公报中也有部分记载，但其退火的目的是进行抑制剂状态的调整，而对于如本发明那样，在采用上述后者的方法制造方向性电磁钢板时，通过2个阶段的热轧板退火，以控制退火后的晶粒组织中的层间间隔，由此将脱碳退火的升温过程的快速加热范围控制在更低的温度范围，即使在这样的情况下，在一次再结晶后仍能够提高处于容易进行二次再结晶的方位的晶粒所存在的比率的技术内容，并没有给出任何教示。
另外，在如(b)那样于热轧板的退火过程中进行脱碳的情况下，作为处理方法，可以采用公知的方法，如使保护气氛含有水蒸气而调整氧化度的方法、以及将脱碳促进剂(例如，K2CO3、Na2CO3)涂布于钢板表面的方法等。
此时的脱碳量(脱碳前后的钢板碳量之差)设定为0.002～0.02质量％，优选设定为0.003～0.008质量％的范围，以控制表面层的层间间隔。在脱碳量低于0.002质量％时，对表面的层间间隔没有影响，在0.02质量％以上时，对表面部的织构有不良影响。
然后，通过一次冷轧或介入退火的2次以上的冷轧，以制作最终板厚的钢板。冷轧的次数，可以考虑希望的产品特性水平和成本而进行适当的选择。在冷轧时，将最终冷轧率设定为80％以上，对于使{411}和{111]等的一次再结晶取向发达来说是必要的。
为了去除钢中含有的碳，对冷轧后的钢板在湿润的气氛中实施脱碳退火。此时，脱碳退火后的晶粒组织中的I{111]/I{411}的比率设定为3以下，随后在表现出二次再结晶之前进行增加氮含量的处理，由此便能够稳定地制造高磁通密度的制品。
作为该脱碳退火后的一次再结晶的控制方法，可以通过调整脱碳退火工序的升温过程中的加热速度来进行控制。本发明的特征在于：在钢板温度处于550～720℃的期间，以40℃/秒以上、优选以50～250℃/秒、进一步优选以75～125℃/秒的加热速度进行快速加热。
加热速度对一次再结晶织构的I{111]/I{411}产生较大的影响。在一次再结晶中，再结晶的难易程度随结晶方位的不同而不同，因此，为了将I{111]/I{411}设定为3以下，控制为{411}方位晶粒容易再结晶的加热速度是必要的。{411}方位晶粒在100℃/秒附近的加热速度时最容易发生再结晶，所以为了将I{111]/I{411}设定为3以下，从而稳定地制造磁通密度(B8)高的制品，将加热速度设定为40℃/秒以上，优选设定为50～250℃/秒，进一步优选设定为75～125℃/秒。
必须以该加热速度加热的温度区域基本上是550～720℃的温度区域。当然，也可以从550℃以下的温度起，开始在上述加热速度范围内的快速加热。适宜将该加热速度保持在较高的加热速度的温度范围的下限温度，受低温区的加热循环的影响。因此，当将快速加热所必须的温度范围设定为从开始温度Ts(℃)至720℃时，可以根据室温至500℃的加热速度H(℃/秒)来设定从以下的Ts(℃)至720℃的范围。
H≤15：Ts≤550
15<H：Ts≤600
在低温区的加热速度为15℃/秒的标准加热速度的情况下，从550℃到720℃的范围必须以40℃/秒以上的加热速度进行快速加热。在低温区的加热速度低于15℃/秒的情况下，从550℃以下的温度到720℃的范围必须以40℃/秒以上的加热速度进行快速加热。另一方面，在低温区的加热速度高于15℃/秒的情况下，在高于550℃的温度下，从600℃以下的温度到720℃的范围只要以40℃/秒以上的加热速度进行快速加热就足够了。例如，在从室温开始以50℃/秒的速度进行加热的情况下，从600～720℃的温度范围的升温速度只要为40℃/秒以上即可。
上述脱碳退火的加热速度的控制方法并没有特别的限制，在本发明中，由于快速加热的温度范围的上限为720℃，因此可以有效利用感应加热。
另外，为了稳定地发挥出上述加热速度调整的效果，正如特开2002-60842号公报所公开的那样，加热后在770～900℃的温度区域将保护气氛的氧化度(PH2O/PH2)设定为大于0.15且小于等于1.1，并将钢板的氧量设定为2.3g/m2以下是有效的。保护气氛的氧化度低于0.15时，钢板表面所形成的玻璃皮膜的密着性发生劣化，在超过1.1时，玻璃皮膜出现缺陷。另外，通过将钢板的氧量设定为2.3g/m2以下，可抑制(Al、Si)N抑制剂的分解，从而能够稳定地制造具有高磁通密度的方向性电磁钢板的制品。
另外，关于脱碳退火的加热，正如特开2001-152250号公报所公开的那样，通过以一次再结晶粒径为7～18μm的温度和时间长度来进行，便能够更稳定地表现出二次再结晶，从而能够制造更加优良的方向性电磁钢板。
作为使氮含量增加的氮化处理，有接着脱碳退火，在含有氨等的具有氮化能力的气氛中进行退火的方法；以及在退火分离剂中添加MnN等具有氮化能力的粉末等进行最终退火的方法等。
在提高脱碳退火的加热速度的情况下，为了更稳定地进行二次再结晶，优选调整(Al、Si)N的组成比率，而且作为增加后的氮含量，使钢中的N量：[N]与Al量：[Al]之比即[N]/[Al]的质量比为14/27以上。
然后，涂布以氧化镁作为主成分的退火分离剂，而后进行最终退火，通过二次再结晶使{110}<001>方位晶粒优先生长。
正如以上所说明的那样，本发明在预定的析出物完全固溶的温度以上且在1350℃以下的温度下对硅钢进行加热，然后进行热轧、热轧板退火，接着实施一次冷轧或介入退火的多次冷轧，从而加工成最终板厚，在脱碳退火后，涂布退火分离剂而进行最终退火，并且在从脱碳退火到最终退火的二次再结晶开始为止的期间，对钢板实施氮化处理，在这样制造方向性电磁钢板时，通过(a)采用以下的工序进行热轧板的退火：加热至1000～1150℃的预定温度而使其再结晶，然后在低于该预定温度的850～1100℃的温度下进行退火，或者通过(b)在热轧板退火过程中进行脱碳，使热轧板退火前后的钢板碳量之差为0.002～0.02质量％，从而将热战板退火后的钢板的晶粒组织(或表面层晶粒组织)的层间间隔控制在20μm以上，并且在上述钢板进行脱碳退火的升温过程中，于钢板温度处于550～720℃的期间，以40℃/秒以上、优选为50～250℃/秒，进一步优选为75～125℃/秒的加热速度进行加热，接着以一次再结晶的粒径为7～18μm的范围的温度和时间进行脱碳退火，由此便能够制造出高磁通密度的方向性电磁钢板。
实施例
下面就本发明的实施例进行说明，实施例所采用的条件是用于确认本发明的实施可能性以及效果的一个条件例。本发明不受该实例的限制，只要不脱离本发明而实现本发明的目的，就可以采用各种条件。
(实施例1)
对于以质量％计含有Si：3.2％、C：0.05％、酸溶Al：0.024％、N：0.005％、Mn：0.04％、S：0.01％，余量为Fe和不可避免的杂质的板坯，在1320℃的温度(在该成分体系的情况下，T1＝1242℃、T2＝1181℃)下将其加热后，热轧至2.3mm的厚度，然后一部分试料(A)进行1130℃的一个阶段退火，另一部分试料(B)实施1130℃+920℃的二个阶段退火。将这些试料冷轧至0.3mm厚，以(1)15℃/s、(2)40℃/s、以及(3)100℃/s的加热速度加热至720℃，然后以10℃/s的加热速度加热至850℃的温度而进行脱碳退火，接着在含有氨的气氛中进行退火，使钢板中的氮含量增加到0.02％，其次涂布以MgO作为主成分的退火分离剂后，实施最终退火。
所得到的试料在最终退火后的磁特性示于表1。此外，试料的代号表示退火方法与加热速度的组合。在热轧板退火以及脱碳退火均满足本发明的条件的情况下，可以得到高的磁通密度。
表1
 
试料 层间间隔(μm) 磁通密度B8(T) 备注
(A-1) 15 1.897 比较例
(A-2) 15 1.901 比较例
(A-3) 15 1.903 比较例
(B-1) 26 1.917 比较例
(B-2) 26 1.924 本发明例
(B-3) 26 1.931 本发明例
(实施例2)
对于以质量％计含有Si：3.2％、C：0.055％、酸溶Al：0.026％、N：0.005％、Mn：0.05％、Cu：0.1％、S：0.012％，余量为Fe和不可避免的杂质的板坯，在1330℃的温度(在该成分体系的情况下，T1＝1250℃、T2＝1206℃、T4＝1212℃)下将其加热后，热轧至2.3mm的厚度，然后一部分试料(A)进行1120℃的一个阶段退火，另一部分试料(B)实施1120℃+900℃的二个阶段退火。将这些试料冷轧至0.3mm厚之后，以20℃/s的加热速度加热至550℃，再以(1)15℃/s、(2)40℃/s、以及(3)100℃/s的加热速度从550℃加热至720℃，然后以15℃/s的加热速度进一步进行加热，在840℃的温度下进行脱碳退火，接着在含有氨的气氛中进行退火，使钢板中的氮含量增加到0.02％，其次涂布以MgO作为主成分的退火分离剂后，实施最终退火。
所得到的试料在最终退火后的磁特性示于表2。在热轧板退火以及脱碳退火均满足本发明的条件的情况下，可以得到高的磁通密度。
表2
 
试料 层间间隔(μm) 磁通密度B8(T) 备注
(A-1) 18 1.883 比较例
(A-2) 18 1.902 比较例
(A-3) 18 1.909 比较例
(B-1) 24 1.919 比较例
(B-2) 24 1.933 本发明例
(B-3) 24 1.952 本发明例
(实施例3)
对实施例2制作的热轧后的试料，实施1120℃+900℃的二个阶段退火，层间间隔设定为24μm。将该试料冷轧至0.3mm厚，然后以20℃/s的加热速度加热至550℃，再以40℃/s的加热速度从550℃加热至720℃，然后以15℃/s的加热速度进一步进行加热，在840℃的温度下进行脱碳退火，接着在含有氨的气氛中进行退火，使钢板中的氮含量增加到0.08～0.02％，其次涂布以MgO作为主成分的退火分离剂后，实施最终退火。
所得到的氮含量不同的试料在最终退火后的的磁特性示于表3。
表3
 
试料 氮含量(％) [N]/[Al] 磁通密度B8(T) 备注
(A) 0.008 0.31 1.623 比较例
(B) 0.011 0.42 1.790 比较例
(C) 0.017 0.65 1.929 本发明例
(D) 0.020 0.77 1.933 本发明例
(实施例4)
作为试料，将实施例3制作的冷轧板以40℃/s的加热速度加热至720℃，然后以15℃/s的加热速度进一步进行加热，在800～900℃的温度下进行脱碳退火，接着在含有氨的气氛中进行退火，使钢板中的氮含量增加到0.02％，其次涂布以MgO作为主成分的退火分离剂后，实施最终退火。所得到的脱碳退火后的一次再结晶粒径不同的试料在最终退火后的磁特性示于表4。
表4
 
试料 脱碳退火温度(℃) 脱碳退火后的粒径(μm) 磁通密度B8(T) 备注
(A) 800 6.3 1.872 比较例
(B) 840 9.8 1.941 本发明例
(C) 870 13.4 1.937 本发明例
(D) 900 19.9 1.903 比较例
(实施例5)
对于以质量％计含有Si：3.2％、C：0.055％、酸溶Al：0.026％、N：0.006％、Mn：0.05％、S：0.05％、Se：0.015％、Sn：0.1％，余量为Fe和不可避免的杂质的板坯，在1330℃的温度(在该成分体系的情况下，T1＝1269℃、T2＝1152℃、T3＝1217℃)下将其加热后，热轧至2.3mm的厚度，然后一部分试料(A)进行1130℃的一个阶段退火，另一部分试料(B)实施1130℃+920℃的二个阶段退火。将这些试料冷轧至0.3mm厚，然后以20℃/s的加热速度加热至550℃，再以(1)15℃/s、(2)100℃/s的加热速度从550℃加热至720℃，然后以15℃/s的加热速度进一步进行加热，在840℃的温度下进行脱碳退火，接着在含有氨的气氛中进行退火，使钢板中的氮含量增加到0.018％，其次涂布以MgO作为主成分的退火分离剂后，实施最终退火。
所得到的试料在最终退火后的磁特性示于表5。在热轧板退火以及脱碳退火均满足本发明的条件的情况下，可以得到高的磁通密度。
表5
 
试料 层间间隔(μm) 磁通密度B8(T) 备注
(A-1) 17 1.883 比较例
(A-2) 17 1.899 比较例
(B-1) 25 1.917 比较例
(B-2) 25 1.943 本发明例
(实施例6)
对于以质量％计含有Si：3.2％、C：0.05％、酸溶Al：0.024％、N：0.005％、Mn：0.04％、S：0.01％，余量为Fe和不可避免的杂质的板坯，在1320℃的温度(在该成分体系的情况下，T1＝1242℃、T2＝1181℃)下将其加热后，热轧至2.3mm的厚度，然后在1100℃的温度下进行退火。此时，向保护气体(氮和氢的混合气体)中喷吹水蒸气，使其从表面脱碳而变更表面层的层间间隔。将这些试料冷轧至0.3mm厚，然后以100℃/s的加热速度加热至720℃，而后以10℃/s的加热速度加热至850℃的温度，以进行脱碳退火，接着在含有氨的气氛中进行退火，使钢板中的氮含量增加到0.018％，其次涂布以MgO作为主成分的退火分离剂后，实施最终退火。
所得到的表层层间间隔不同的试料在最终退火后的磁特性示于表6。
表6
 
试料 层间间隔(μm) 磁通密度B8(T) 备注
(A) 13 1.883 比较例
(B) 23 1.927 本发明例
(C) 31 1.941 本发明例
(D) 39 1.943 本发明例
(实施例7)
将实施例6制作的热轧后的试料在1100℃的温度下进行退火。此时，向保护气体(氮和氢的混合气体)中喷吹水蒸气，使其从表面脱碳而将表面的层间间隔调整为(A)、(B)2类。将这些试料冷轧至0.3mm厚，然后分别以(1)15℃/s、(2)40℃/s的加热速度加热至720℃，而后以10℃/s的加热速度加热至850℃的温度，以进行脱碳退火，接着在含有氨的气氛中进行退火，使钢板中的氮含量增加到0.02％，其次涂布以MgO作为主成分的退火分离剂后，实施最终退火。
所得到的试料在最终退火后的磁特性示于表7。此外，试料的代号表示表层层间间隔与加热速度的组合。在热轧板退火以及脱碳退火均满足本发明的条件的情况下，可以得到高的磁通密度。
表7
 
试料 层间间隔(μm) 磁通密度B8(T) 备注
(A-1) 13 1.893 比较例
(A-2) 13 1.891 比较例
(B-1) 31 1.913 比较例
(B-2) 31 1.929 本发明例
(实施例8)
对于以质量％计含有Si：3.2％、C：0.055％、酸溶Al：0.026％、N：0.005％、Mn：0.05％、Cu：0.1％、S：0.012％，余量为Fe和不可避免的杂质的板坯，在1330℃的温度(在该成分体系的情况下，T1＝1250℃、T2＝1206℃、T4＝1212℃)下将其加热后，热轧至2.3mm的厚度。然后在1100℃的温度下进行退火。此时，向保护气体(氮和氢的混合气体)中喷吹水蒸气，使其从表面脱碳而将表面层的层间间隔调整为(A)、(B)2类。将这些试料冷轧至0.3mm厚，然后以20℃/s的加热速度加热至550℃，再分别以(1)15℃/s、(2)40℃/s、以及(3)100℃/s的加热速度从550℃加热至720℃，而后以15℃/s的加热速度进一步进行加热，在840℃的温度下进行脱碳退火，接着在含有氨的气氛中进行退火，使钢板中的氮含量增加到0.02％，其次涂布以MgO作为主成分的退火分离剂后，实施最终退火。
所得到的试料在最终退火后的磁特性示于表8。在热轧板退火以及脱碳退火均满足本发明的条件的情况下，可以得到高的磁通密度。
表8
 
试料 层间间隔(μm) 磁通密度B8(T) 备注
(A-1) 12 1.822 比较例
(A-2) 12 1.840 比较例
(A-3) 12 1.869 比较例
(B-1) 26 1.914 比较例
(B-2) 26 1.931 本发明例
(B-3) 26 1.939 本发明例
(实施例9)
将实施例8制作的热轧后的试料在1100℃的温度下进行退火。此时，向保护气体(氮和氢的混合气体)中喷吹水蒸气，使其从表面脱碳而将表面层的层间间隔调整为27μm。将该试料冷轧至0.3mm厚，然后以20℃/s的加热速度加热至550℃，进而以40℃/s的加热速度从550℃加热至720℃，然后以15℃/s的加热速度进一步进行加热，在840℃的温度下进行脱碳退火，接着在含有氨的气氛中进行退火，使钢板中的氮含量增加到0.08～0.02％，其次涂布以MgO作为主成分的退火分离剂后，实施最终退火。
所得到的氮含量不同的试料在最终退火后的磁特性示于表9。
表9
 
试料 氮含量(％) [N]/[Al] 磁通密度B8(T) 备注
(A) 0.008 0.31 1.609 比较例
(B) 0.011 0.42 1.710 比较例
(C) 0.017 0.65 1.923 本发明例
(D) 0.020 0.77 1.929 本发明例
(实施例10)
作为试料，将实施例9制作的冷轧板以40℃/秒的加热速度加热至720℃，然后以15℃/秒的加热速度进一步进行加热，于800～900℃的温度下进行脱碳退火，接着在含有氨的气氛中进行退火，使钢板中的氮含量增加到0.02％，其次涂布以MgO作为主成分的退火分离剂后，实施最终退火。
所得到的脱碳退火后的一次再结晶的粒径不同的试料在最终退火后的磁特性示于表10。
表10
 
试料 脱碳退火温度(℃) 脱碳退火后的粒径(μm) 磁通密度B8(T) 备注
(A) 800 6.3 1.832 比较例
(B) 840 9.8 1.931 本发明例
(C) 870 13.4 1.929 本发明例
(D) 900 19.9 1.815 比较例
(实施例11)
对于以质量％计含有Si：3.2％、C：0.055％、酸溶Al：0.026％、N：0.006％、Mn：0.05％、S：0.05％、Se：0.015％、Sn：0.1％，余量为Fe和不可避免的杂质的板坯，在1330℃的温度(在该成分体系的情况下，T1＝1269℃、T2＝1152℃、T3＝1217℃)加热后，热轧至2.3mm厚。然后一部分试料(A)直接在1080℃的温度下进行退火，另一部分试料(B)在其表面涂布K2CO3，然后在氮和氢的干燥保护气氛中于1080℃的温度下进行退火。将这些试料冷轧至0.3mm厚，然后以20℃/s的加热速度加热至550℃，进而以100℃/s的加热速度从550℃加热至720℃，然后以15℃/s的加热速度进一步进行加热，在840℃的温度下进行脱碳退火，接着在含有氨的气氛中进行退火，使钢板中的氮含量增加到0.018％，其次涂布以MgO作为主成分的退火分离剂后，实施最终退火。
所得到的表层层间间隔不同的试料在最终退火后的磁特性示于表11。
表11
 
试料 表层层间间隔(μm) 磁通密度B8(T) 备注
(A) 16 1.821 比较例
(B) 27 1.939 本发明例
(实施例12)
作为试料使用实施例3制作的冷轧板，将该冷轧板分别以加热速度(A)15℃/s、(B)50℃/s的加热速度，加热到(1)500℃、(2)550℃、以及(3)600℃的温度，然后以100℃/s的加热速度加热到720℃，进而以10℃/s的加热速度加热到830℃的温度，以实施脱碳退火。接着在含有氨的气氛中进行退火，使钢板中的氮含量增加到0.018％，其次涂布以MgO作为主成分的退火分离剂后，实施最终退火。
最终退火后的磁特性示于表12。可知通过提高低温区的加热速度，以100℃/s进行加热的开始温度即使提高到600℃，仍可得到良好的磁特性。
表12
 
试料 低温区加热速度(℃/s) 100℃/s的加热开始温度(℃) 磁通密度B8(T) 备注
(A-1) 15 500 1.952 本发明例
(A-2) 15 550 1.950 本发明例
(A-3) 15 600 1.913 比较例
(B-1) 50 500 1.953 本发明例
(B-2) 50 550 1.952 本发明例
(B-3) 50 600 1.953 本发明例
本发明在低温板坯加热的方向性电磁钢板的制造中，通过将热轧板的退火以2个阶段的温度范围进行等，可以将用于改善脱碳退火后的一次再结晶后的晶粒组织而进行的脱碳退火的升温过程中的加热速度的控制范围的上限，控制在只借助感应加热便可以加热的更低的温度范围，因此采用感应加热的方法能够使该加热更容易地进行，能够更容易且稳定地制造高磁通密度且磁特性优良的方向性电磁钢板。因此，具有很大的产业上的利用可能性。

Claims (9)

1.一种方向性电磁钢板的制造方法，包括以下步骤：对于以质量％计含有Si：0.8～7％、C：0.085％以下、酸溶Al：0.01～0.065％、N：0.075％以下、Mn：0.02～0.20％、Seq.＝S+0.406×Se：0.003～0.05％的硅钢基材，在下式表示的温度T1、T2、以及T3(℃)之中任一项的温度以上且1350℃以下的温度下加热，然后进行热轧，将得到的热轧板进行退火，接着实施一次冷轧，或介入退火而实施多次冷轧，从而制作出最终板厚的钢板，该钢板经脱碳退火后，涂布退火分离剂而实施最终退火，并且在从脱碳退火至最终退火的二次再结晶开始为止的期间，实施使钢板的氮含量增加的处理，该制造方法的特征在于：
采用以下的工序进行所述热轧板的退火：加热至1000～1150℃的预定温度而使其再结晶，然后在低于该预定温度的850～1100℃的温度下进行退火，由此将退火后的晶粒组织中的层间间隔控制在20μm以上；
并且在所述钢板的脱碳退火工序的升温过程中，于钢板温度从550℃至720℃的温度范围内，以40℃/秒以上的加热速度进行加热；
T1＝10062/(2.72—log([Al]×[N]))—273
T2＝14855/(6.82—log([Mn]×[S]))—273
T3＝10733/(4.08—log([Mn]×[Se]))—273
式中，[Al]、[N]、[Mn]、[S]、[Se]分别为酸溶Al、N、Mn、S、Se的以质量％计的含量。
2.一种方向性电磁钢板的制造方法，包括以下步骤：对于以质量％计含有Si：0.8～7％、C：0.085％以下、酸溶Al：0.01～0.065％、N：0.075％以下、Mn：0.02～0.20％、Seq.＝S+0.406×Se：0.003～0.05％的硅钢基材，在下式表示的温度T1、T2、以及T3(℃)之中任一项的温度以上且1350℃以下的温度下加热，然后进行热轧，将得到的热轧板进行退火，接着实施一次冷轧，或介入退火而实施多次冷轧，从而制作出最终板厚的钢板，该钢板经脱碳退火后，涂布退火分离剂而实施最终退火，并且在从脱碳退火至最终退火的二次再结晶开始为止的期间，实施使钢板的氮含量增加的处理，该制造方法的特征在于：
在所述热轧板的退火过程中，相对于脱碳前的钢板碳含量使其脱碳0.002～0.02质量％，由此将退火后的表面晶粒组织中的层间间隔控制在20μm以上；
并且在所述钢板的脱碳退火工序的升温过程中，于钢板温度从550℃至720℃的温度范围内，以40℃/秒以上的加热速度进行加热；
T1＝10062/(2.72—log([Al]×[N]))—273
T2＝14855/(6.82—log([Mn]×[S]))—273
T3＝10733/(4.08—log([Mn]×[Se]))—273
式中，[Al]、[N]、[Mn]、[S]、[Se]分别为酸溶Al、N、Mn、S、Se的以质量％计的含量。
3.根据权利要求1或2所述的方向性电磁钢板的制造方法，其特征在于：所述硅钢基材以质量％计，还含有Cu：0.01～0.30％，在下述T4(℃)以上的温度下加热后进行热轧；
T4＝43091/(25.09—log([Cu]×[Cu]×[S]))—273
式中，[Cu]表示Cu的含量。
4.根据权利要求1～3的任一项所述的方向性电磁钢板的制造方法，其特征在于：在对所述钢板进行脱碳退火时的升温过程中，在钢板温度处在550～720℃的期间，以50～250℃/秒的加热速度进行加热。
5.根据权利要求1～4的任一项所述的方向性电磁钢板的制造方法，其特征在于：在对所述钢板进行脱碳退火时，所述钢板温度处在550～720℃的期间的加热以感应加热来进行。
6.根据权利要求1～5的任一项所述的方向性电磁钢板的制造方法，其特征在于：在对所述钢板进行脱碳退火的情况下，当在其升温过程中将以所述加热速度进行加热的温度范围设定为Ts(℃)至720℃时，根据从室温至500℃的加热速度H(℃/秒)，设定以下的Ts℃至720℃的范围；
H≤15：Ts≤550
15<H：Ts≤600。
7.根据权利要求1～6的任一项所述的方向性电磁钢板的制造方法，其特征在于：所述脱碳退火以脱碳退火后的一次再结晶粒径达到7μm以上且低于18μm的温度和时间长度来进行。
8.根据权利要求1～7的任一项所述的方向性电磁钢板的制造方法，其特征在于：进行所述使氮含量增加的处理，以便根据钢板的酸溶Al量[Al]，使钢板的氮含量[N]满足式：[N]≥14/27[Al]。
9.根据权利要求1～8的任一项所述的方向性电磁钢板的制造方法，其特征在于：所述硅钢基材以质量％计，还含有Cr：0.3％以下、P：0.5％以下、Sn：0.3％以下、Sb：0.3％以下、Ni：1％以下、Bi：0.01％以下之中的1种或2种以上。
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